10Ni5CrMoV钢焊缝针状铁素体相变热力学分析

郝 红，丁 敏

1.太原科技大学 环境与安全学院，山西 太原 030024

2.太原理工大学 材料科学与工程学院，山西 太原 030024

0 前言

10Ni5CrMoV钢是一种屈服强度不小于785 MPa的低碳NiCrMoV系舰船压壳体用钢，具有高强度、高韧性以及良好的焊接性能等特点。该钢是我国在NiCrMoV系基础上研制的一种船压壳体耐压钢种［1］。10Ni5CrMoV钢的焊缝金属显微组织是决定焊缝金属力学性能的重要因素。一般来说，其焊缝金属主要类别有奥氏体［2］、贝氏体、针状铁素体［1，3-5］。当焊缝金属为奥氏体时，焊缝容易形成超标的气孔，影响焊接质量［2］。贝氏体与针状铁素体都是奥氏体在中温阶段转变形成的产物，且针状铁素体实质上是晶内形核的贝氏体铁素体，贝氏体的形成温度要高于针状铁素体，两者形态上的唯一区别是贝氏体形核于奥氏体晶界部位，而针状铁素体往往形核于奥氏体晶粒内部［3-5］。一般来说，当焊缝金属中含有65%以上且平均尺寸约为1 μm的针状铁素体时，焊缝金属具有良好的综合力学性能［6］。有研究表明，焊缝中有Ni元素相比无Ni元素的情况，能够得到更多的针状铁素体组织，从而有利于抑制冷裂纹［7］。因此，研究10Ni5CrMoV钢焊缝金属中针状铁素体形成的相变热力学机理，具有重要的理论和实际应用价值。

试验用10Ni5CrMoV钢的化学成分和力学性能分别如表1、表2所示，其供货为调质态，显微组织为索氏体，焊接性分析见前期研究［8］，比较难焊接，但是选择合适的焊接方法与工艺措施可以防止接头韧性下降。优化焊接材料及焊接工艺可以提高接头韧性储备。试验用焊丝牌号为JS80，其力学性能和化学成分分别如表2、表3所示。一般来说，针状铁素体为大角度晶界，杂乱无章，且具有优良的韧性和抗裂性，基于相变热力学模型，通过对焊缝金属相变驱动力的计算以期揭示奥氏体变成针状铁素体的机制，提高针状铁素体含量从而提高焊缝质量。

表1 修正的各元素的温度位移取值［13］Table 1 Modified value for temperature displacement of different elements［13］

表1 10Ni5CrMoV钢化学成分（质量分数，%）Table 1 Chemical compositions of 10Ni5CrMoV steel（wt.%）

表2 10Ni5CrMoV钢和JS80焊丝力学性能Table 2 Mechanical properties of 10Ni5CrMoV steel and JS80 welding wire

表3 JS80焊丝化学成分（质量分数，%）Table 3 Chemical compositions of JS80 welding wire（wt.%）

1 焊缝区针状铁素体相变驱动力热力学模型的建立

1.1 Fe-C合金相中C元素和Fe元素的活度计算

基于文献［8］及实验，本文采用熔化极旋转窄间隙焊焊接方法，U形坡口，热输入25 kJ/cm，多层单道焊，层间温度150～200℃，以期焊层之间相成分均匀。相变驱动力与元素的成分、活度是有关联的，计算焊缝针状铁素体的相变驱动力需要明确Fe元素和C元素在奥氏体和针状铁素体中的活度。

计算活度的模型主要有KRC模型、LFG模型、MD模型。KRC模型是Kaufman等人于1962年建立，随后许多研究者基于KRC模型进行了改进。本文基于 Shiflet等人［6，9-12］提出的改进性模型计算10Ni5CrMoV钢焊缝金属中Fe和C的活度。

C元素在Fe-C合金中形成固溶体时其原子位置不会改变，因此C元素在奥氏体中活度αγC可表示为：

从而C元素在针状铁素体中的活度可表示为：

针状铁素体相变过程中，C原子和Fe原子分别在奥氏体、铁素体中的活度随温度变化计算结果如图1所示。随着温度降低，C原子在奥氏体和铁素体中的活度增大，且增大幅度随温度下降而降低；Fe原子在奥氏体中的活度减小，在铁素体中的活度增大。

图1 针状铁素体相变过程中C原子和Fe原子分别在奥氏体、铁素体中的活度随温度变化的曲线Fig.1 Curve of C and Fe atoms changing with temperature during phase transformation of acicular ferrite

C含量对C原子和Fe原子在针状铁素体相变中活度的变化影响如图2所示，随着C含量增加，奥氏体和铁素体中C原子的活度增大，Fe原子在铁素体中的活度增大，在奥氏体中的活度减小。

图2 碳元素含量对C原子和Fe原子在针状铁素体相变中活度的变化影响Fig.2 Effect of carbon content on activity on C and Fe atoms during phase transformation of acicular ferrite

10Ni5CrMoV钢焊缝金属实际是一种多元素合金，使用超组元模型计算活度具有更高的可靠性和准确度。本研究将∑Xi视为一个超组元S，与Fe-C合金类比，进行Fe-∑Xi的活度计算，则超组元S在奥氏体中的活度为：

1.2 焊缝针状铁素体相变驱动力模型

针状铁素体是中温转变产物［1，3-4］，本文计算焊缝针状铁素体相变驱动力来揭示奥氏体变成针状铁素体机制。驱动力计算模型主要有传统扩散模型、类珠光体转变模型和贫碳区切变模型，用于探讨不同转变机制之间的热力学关系。

1.2.1 传统扩散模型

1.2.2 类珠光体转变模型

类珠光体转变时，由奥氏体转变为铁素体和渗碳体，转变模型中铁素体的自由能可以近似于纯铁的自由能，从而相变驱动力为：

1.2.3 贫碳区扩散转变热力学模型

针状铁素体在奥氏体贫碳区的转变机制为：

奥氏体贫碳区形成有两个阶段，第一阶段为形成贫碳区（γ'）及富碳区（γ''）；第二阶段为针状铁素体在奥氏体贫碳区形核及长大，且剩余一部分奥氏体，最后逐渐转变完全。

1.2.4 马氏体切变模型

针状铁素体以马氏体转变的相变机制为γ→α，其相变驱动力ΔGγ→α为：

1.2.5 贫碳区切变模型

奥氏体在贫碳区切变形成针状铁素体时，其相变驱动力为针状铁素体切变为马氏体驱动力与贫碳区形成驱动力之和。从而：

1.3 焊缝针状铁素体相变驱动力计算结果与分析

图3为基于各种热力学模型的焊缝针状铁素体相变驱动力计算结果。各种模型计算都表明随着温度的降低其相变驱动力不断增大。

由图3a可知，在中温相变温度区间，针状铁素体相变驱动力随着温度的降低而增大，700 K时的相变驱动力约为950 K时的6.1倍，最高为1 761.4 J/mol。而图3b中类珠光体转变计算的相变驱动力最高为1 432.3 J/mol，小于先共析转变的相变驱动力，因此针状铁素体以类珠光体模式转变的几率比较小。

图3c贫碳区扩散转变的相变驱动力大于图3b计算的相变驱动力，但与图3a同温度且含量相同时计算值相差不大，而图3d贫碳区的切变驱动力大于图3a计算的结果。从而表明贫碳区有利于针状铁素体的转变，且C含量越低，转变驱动力越大。

图3e表明针状铁素体以贫碳区切变形式转变的驱动力要大于以贫碳区扩散形式转变的驱动力。在贫碳区，针状铁素体快速长大，与在晶界处形成的侧板条铁素体和贝氏体相交互。

图3 基于各种热力学模型的焊缝针状铁素体相变驱动力计算结果Fig.3 Calculation results of driving force of weld acicular ferrite transformation based on various thermodynamic models

实际焊接时，焊缝熔池金属成分起伏较大，随着转变温度的降低，贫碳区C原子活度减小，针状铁素体的长大驱动力增大。焊接冷却速度影响C元素的分布，C元素富集于晶界，冷却速度越慢C扩散地越充分，越有利于针状铁素体在晶内形成，而晶界处形成侧板条铁素体和贝氏体，可以调控针状铁素体的含量，基于热力学计算来看针状铁素体主要以贫碳区切变形式形成。与文献［14］的相变驱动力计算结果相比较，本文计算的相变驱动力要小于文献中的结果，主要原因是C和Ni含量的不同，本文计算的Ni含量为2.5远大于文献中的1.88，从而可推测Ni含量的变化也可以极大调控针状铁素体的含量，文献［1］和文献［7］中的实验结果也可得到类似推论。从实用性和经济性出发，适当延长焊接时中温相变停留时间，是提高针状铁素体含量的较好选择，但元素贫化容易影响接头可靠性，具体元素的含量与针状铁素体的含量定量关系有待于进一步实验研究。

2 结论

针对10Ni5CrMoV钢材料进行焊接试验，通过热力学计算分析焊缝金属中C原子和Fe原子在奥氏体和铁素体中的活度，以及针状铁素体相变模型，得到以下结论：

（1）建立并计算对比了10Ni5CrMoV钢焊缝针状铁素体相变热力学模型。

（2）原奥氏体中C含量越低，其针状铁素体相变驱动力越大。

（3）温度下降可以增大贫碳区C原子的活度，从而增大了针状铁素体的相变驱动力，更有利于针状铁素体的形成。基于热力学计算的结果，10Ni5Cr MoV钢焊缝主要以贫碳区切变形式形成针状铁素体。在中温相变温度区间，700 K时的针状铁素体相变驱动力约为950 K时的6.1倍。适当延长焊接时中温相变停留时间，是提高针状铁素体含量的较好工艺选择。