我国水电钢强度升级，1000MPa级研发成功，应用受哪些因素制约？

我国水电机组正朝着大落差、高水头的方向持续进步，这一趋势对水电钢的强度和韧性等方面提出了更高的标准。目前，国内水电钢的强度已经提升至1 000 MPa，并逐步开始替代进口钢材。众多国内企业通过精心设计成分以及采用合理的轧制和热处理工艺，成功研制出了1 000 MPa级的高强度水电钢。水电钢的强度持续提升，同时水电站的建设也逐步向高海拔和极端寒冷地区拓展，因此，焊材的匹配性和接头在低温下的韧性已成为影响高强水电钢广泛应用的核心衡量标准。

目前公开资料中对1000兆帕级超高强度水电钢的报道并不多，赖世强等人对高强度水电钢的焊接冷裂纹倾向进行了研究，并建议焊接前的预热温度应不低于100摄氏度。司广全等人对1000兆帕级水电钢的埋弧焊接头进行了组织结构和力学性能的研究。在钢板的焊接热影响区，其韧性是确保钢结构工程安全与可靠性的关键因素。近年来，水电工程对材料性能的要求持续上升，因此，探讨焊接热影响区的韧性变得极为关键，这不仅具有深厚的理论价值，也具有显著的实践意义。在焊接技术中，热影响区会因峰值温度的不同而呈现出不同的区域，例如粗晶区和细晶区等，同时，不同的t8/5（即从800℃降至500℃所需的时间）也代表着不同的热输入量。作者运用Gleeble热模拟技术，对超高强水电钢焊接热影响区在多种峰值温度及t8/5时间比下的组织结构和韧性进行了深入探究，所得成果将为该材料的焊接工艺提供有益的参考。

1. 试验材料及过程

试验所用的材料是首钢自主开发的1000兆帕级水电钢，其化学成分详见表1。通过热模拟技术，对这种1000兆帕级超高强度水电钢的热影响区组织结构及韧性进行了研究。具体的热模拟试验是在热模拟试验机中进行的，所使用的试样尺寸为11毫米×11毫米×100毫米（长度、宽度、高度均如此）。以每秒120摄氏度的速度对试样进行加热，直至达到最高温度点；为了研究热影响区不同部分的微观结构和性能表现，分别设定了1 320、1 100、950、850、650摄氏度的热循环峰值温度，并在这些温度点保持停留时间为一秒钟。此外，为了探究热输入对粗晶热影响区组织与性能的作用，我们设定了热循环的峰值温度为1 320摄氏度，并在该温度下停留1秒钟。随后，以不同的冷却速度对钢板进行冷却，并将t8/5的时间分别调整为20秒、30秒和40秒。试验中的热循环曲线如图1所示。

表1展示了1000兆帕级别超高性能水电用钢板的化学成分。

图 1 试验过程热循环曲线

在完成热模拟试验之后，对试样进行加工，制作成符合标准的冲击试样，其尺寸为10毫米乘以10毫米乘以55毫米。接着，按照GB/T 19748—2005《钢材 夏比V型缺口摆锤冲击试验 仪器化试验方法》这一标准，对试样进行了示波冲击试验。试验在-40摄氏度的温度下进行，并且在试验过程中，详细记录了载荷与位移之间的关系曲线。在示波冲击试验中，曲线下所围成的最大载荷-位移区域面积即为冲击所吸收的能量；在最大载荷出现之前，该曲线下面积反映了形成裂纹所需的能量；而在最大载荷之后，曲线下面积则表示裂纹扩展所消耗的能量。总体而言，冲击吸收的能量等于裂纹形成能量与裂纹扩展能量之和。利用扫描电子显微镜对热模拟试样的微观结构进行观察，并借助电子背散射电子衍射仪对试样的晶体结构特性进行深入分析。在EBSD分析前，试样需先经砂纸打磨处理，再进行机械抛光，最终浸入高氯酸乙醇溶液中实施电解抛光以消除应力，电解抛光过程中电压设定为20伏特，抛光持续时间为15秒，而EBSD分析所采用的步长为0.3微米。

2. 试验结果2.1 显微组织形貌

热模拟试样的显微组织形貌如图2所示。图2显示，原始奥氏体晶界轮廓分明；在峰值温度达到1 320 ℃时，原始奥氏体晶粒显得较为粗大，样品内部组织以马氏体为主；而在峰值温度为1 100、950、850 ℃时，原始奥氏体晶粒尺寸显著减小，其中1 100 ℃时的晶粒尺寸最为显著，850 ℃时则最小；在1 100 ℃的峰值温度下，样品组织以马氏体为主，同时，由于高温及快速冷却作用，部分富碳奥氏体转变成了粗大的碳化物颗粒，且这些颗粒有聚集的趋势；在950 ℃的峰值温度下，原始奥氏体晶粒尺寸均匀一致，组织结构以马氏体为主；在850 ℃的峰值温度下，样品组织主要由马氏体和贝氏体构成，M-A相以岛状形式分布在贝氏体内部；在650 ℃的峰值温度下，样品组织转变为回火马氏体。在20秒、30秒和40秒的试验条件下，样本的组织结构均为马氏体。相较于20秒试验时间的样本，30秒和40秒试验时间的样本其原始奥氏体晶粒的尺寸有了显著的扩大。

图 2 热模拟试样的显微组织形貌

2.2 晶体结构特征

在峰值温度达到1320℃、1100℃、950℃、850℃和650℃时，热模拟试样的EBSD分析数据呈现于图3中。图中左侧部分展示了反极图，亦即IPF染色图；而右侧部分则呈现了晶界的大小角度分布图，其中黑色线条代表大于15°的晶界，绿色线条则代表大于3°的晶界。在峰值温度达到1 320 ℃的试样中，原始奥氏体晶粒呈现出粗大的特征，且冷却速度较快。奥氏体在快速冷却过程中，通过切变方式转变为马氏体。在此过程中，原始奥氏体晶粒内部的板条马氏体取向差异较小，这在IPF图中表现为颜色相似或相近，且以小角度晶界为主。然而，当冷却速率降低至峰值温度为1 100 ℃时，大角度晶界数量显著增加，而小角度晶界数量则相应减少。该试样的峰值温度达到950摄氏度，其原始奥氏体晶粒呈现出均匀且细小的特征，且主要以大角度晶界为主。因为奥氏体转变的温度低于850摄氏度，所以尽管850摄氏度的峰值温度下的试样已经发生了这种转变，但其温度不高且转变时间较短，导致奥氏体晶粒较为细小。此外，这些晶粒在形态上部分保留了原先回火马氏体的特征。在IPF图中，这一特征表现为晶界附近区域内部以及晶界处，分布着取向差异显著的细小晶粒，具体如图3（g）所示。在650℃的峰值温度下，试样的晶粒尺寸相对较大；加热过程中，间隙元素开始扩散；马氏体板条内部的亚结构逐渐消失；同时，小角度晶界的数量也相对较少。

图 3 不同峰值温度条件下热模拟试样的EBSD分析结果

图4展示了不同t8/5热模拟试样的晶界角度、大小以及相的分布情况。观察图4，我们可以发现：在t8/5时间为20秒的情况下，冷却速度较高，且试样中存在大量的细小晶界。

见图4（a）

当t8/5的时长扩展到30秒和40秒，小角度晶界的数量显著下降；而t8/5较短时，元素扩散尚不充分，此时渗碳体（呈黄色）和奥氏体（呈红色）呈现出细小且分布均匀的状态。

见图4（b）

当t8/5延长至30秒时，可以发现，部分残留的奥氏体在晶界以及三重连接区域开始出现聚集现象。

见图4（d）

当t8/5延长至40秒，碳元素实现了充分扩散，试样内显现出粗大的渗碳体；与此同时，铁素体中的碳元素开始向奥氏体扩散，形成富含碳元素的奥氏体，这种富碳奥氏体在热循环完成后更加稳定，并得以保留。

见图4（f）

图 4 不同t8/5热模拟试样的大小角度晶界及相分布

2.3 冲击韧性

示波冲击试验过程中载荷-位移曲线如图5所示。图5显示，当峰值温度达到1 320 ℃时，载荷在升至最高点后直线下降，此时裂纹出现不稳定的扩展；而在峰值温度为950 ℃时，载荷逐步上升，试样首先经历弹性变形，随后在载荷持续增加的情况下发生屈服，屈服之后试样进入塑性变形阶段，材料因塑性应变强化而达到载荷峰值，随后出现裂纹，裂纹使试样承载面积减少，导致载荷逐渐降低，裂纹稳定扩展；在峰值温度为1 100 ℃和850 ℃时，裂纹形成后载荷先缓慢减小，随后突然下降；当峰值温度为1 320 ℃且t8/5为20秒时，载荷在达到最大值后迅速下降，而当t8/5为30秒时，载荷在缓慢减小一段时间后也迅速减小，裂纹不稳定扩展。

图 5 示波冲击试验过程中载荷-位移曲线

图6展示了不同峰值温度下，t8/5试样的冲击吸收能量、裂纹形成能量以及裂纹扩展能量的具体数值。图6显示，在峰值温度为1320℃的试样中，其平均冲击吸收能量最低，仅为35焦耳，这说明粗晶区是超高强水电钢热影响区中的薄弱环节。在此区域，裂纹形成所需的能量为28焦耳，而裂纹扩展所需的能量为7焦耳，冲击吸收能量主要来源于裂纹形成能量。对于峰值温度在850至1100℃范围内的试样，其冲击吸收能量显著提升，平均超过100焦耳，裂纹扩展能量超过了裂纹形成能量，且裂纹形成能量略有上升。特别是在峰值温度为850℃的试样中，裂纹扩展能量有所下降，而在650℃时达到最大值。随着t8/5时间的延长，冲击吸收能量先是增加后减少，波动幅度较大。当t8/5从30秒延长至40秒时，裂纹形成能量减少，而裂纹扩展能量则持续上升。在t8/5为20秒时，平均裂纹形成能量为34焦耳，而平均裂纹扩展能量仅为10焦耳；而在t8/5为40秒时，平均裂纹形成能量降至28焦耳，而平均裂纹扩展能量则增至40焦耳。随着t8/5时间的增加，裂纹扩展能量与冲击吸收能量的比值持续上升。

图6展示了不同峰值温度条件下，t8/5试样的冲击吸收能量、裂纹形成能量以及裂纹扩展能量的对比情况。

3. 讨论

该研究揭示，在峰值温度达到1 320 ℃时，材料的冲击韧性表现不佳；而当峰值温度降至1 100 ℃以下，冲击吸收的能量显著提升；此外，裂纹形成所需的能量与裂纹扩展所需的能量在冲击吸收能量中所占比例存在显著差异，这些现象与材料的微观组织结构密切相关。粗大的马氏体结构在塑性方面表现不佳，在示波冲击试验中，材料容易出现应力集中现象，裂纹迅速蔓延。因此，在峰值温度达到1 320 ℃的试样中，其冲击韧性较低，且冲击吸收的能量主要来自于裂纹的形成。而对于峰值温度在650至1 100 ℃范围内的试样，载荷随着位移的增加而逐渐上升至最大值，随后则平稳下降，并在冲击过程中呈现出明显的塑性变形。小角度晶界可被视为由位错线形成的晶体瑕疵，当小角度晶界数量增加，在塑性变形阶段，位错在晶界处的活动会受到限制，导致其塑性变形性能不佳。在峰值温度达到1 100 ℃时，小角度晶界数量较多，因此在示波冲击试验中，载荷会迅速上升至最大值，而在950 ℃和850 ℃的试样中，则会出现应变强度，载荷随后缓慢且持续地增加，直至达到最大值并最终产生裂纹。试样在850℃时呈现贝氏体组织，这导致其承受的最大载荷低于在950℃时的试样。在650℃时，晶界数量有所减少，晶粒相对较大，尽管承载能力有所提升，但峰值载荷却显著低于850至1100℃范围内的试样，且裂纹形成所需的能量有所降低。裂纹一旦出现，其尖端会集中应力，加之众多小角度晶界和碳化物颗粒的分布，使得在1 100 ℃和850 ℃的温度下，试样的局部变形能力减弱，因此裂纹易于迅速蔓延，并可能导致脆性断裂。

在达到1,320摄氏度的最高温度时，t8/5的时间较短，材料变得脆弱。当t8/5的时间增加，晶粒的板条宽度增加，材料的塑性得到提升，裂纹的扩展所需的能量也随之增加，这主要是因为粗大的渗碳体颗粒的存在。在冲击作用中，这些粗大的渗碳体颗粒未能与周围的马氏体板条同步进行形变，结果导致材料出现裂纹。t8/5的数值越高，所需要的热量输入也就越多，所以针对超高强度水电钢来说，焊接时所需的热量输入不宜过高。根据传热的相关公式，我们可以得知t8/5与热输入之间的关联，具体关系可以参照公式（1）。

在公式中，T0代表起始时的温度值；η表示热能转换的相对效率；E指代加入的热能总量；F3则是描述三维空间中热量传导能力的系数。

根据式（1）和t8/5的值，我们可以确定恰当的焊接热输入量。实验数据表明，焊接过程中的粗晶区是整个焊接结构中的薄弱环节，当t8/5超过40秒时，材料的韧性开始出现降低的趋势。在焊接层间温度保持在100至180摄氏度的条件下，依据式（1）的建议，对于1 000 MPa级的高强度水电钢，焊接热输入应控制在15至60 kJ/cm的范围内。

4. 结论

1000 MPa级别的高强度水电钢焊接后的模拟热影响区主要由马氏体和贝氏体构成。在峰值温度达到1320℃时，样品的组织主要由粗大的马氏体构成；而当峰值温度降至950℃时，组织则主要由细小的马氏体组成；若峰值温度进一步降低至1100℃，除了细小的马氏体，样品中还含有聚集的碳化物；在650℃的峰值温度下，组织转变为回火马氏体。在峰值温度达到1,320摄氏度的条件下，随着t8/5时间的增加，原本的奥氏体尺寸逐渐扩大，同时马氏体的板条宽度也有所增加。

在320摄氏度的环境下，原奥氏体晶粒中板条马氏体的取向差异较小；当温度升至850至1100摄氏度时，大角度晶界显著增加；在1100摄氏度的峰值温度下，材料中同时存在大量的大角度晶界和小角度晶界；而在950摄氏度的峰值温度下，材料组织主要由大角度晶界构成；850摄氏度的峰值温度下，材料中包含大量的小角度晶界；至于650摄氏度的峰值温度下，晶粒的尺寸相对较大。当峰值温度达到1,320摄氏度之际，延长t8/5时间会导致碳化物与未转变的奥氏体含量逐渐上升。

在320℃的峰值温度条件下，冲击吸收的能量仅有35焦耳，而裂纹的产生所需能量为28焦耳，裂纹扩展所需的能量则为7焦耳。冲击吸收的能量主要来源于裂纹的形成。当峰值温度降至1100℃以下时，冲击吸收的能量可超过100焦耳，此时，冲击吸收的能量主要由裂纹扩展的能量构成。随着t8/5延长至40秒，碳元素得以充分扩散，这一过程促使碳化物颗粒的形成，进而导致裂纹形成的能量有所降低。

裂纹的产生是断裂应力和断裂应变相互较量所致，当温度达到850至1100摄氏度区间时，裂纹形成的能量呈现逐渐上升的趋势。在1100摄氏度和850摄氏度的峰值温度下，试样中由于存在众多小角度晶界和碳化物颗粒，裂纹会迅速扩散，直至材料发生脆性断裂。当t8/5超过40秒时，碳元素实现充分扩散，导致碳化物颗粒的聚集与增大，进而加速裂纹的产生与蔓延，因此，在焊接过程中，对于1000MPa级的高强度水电钢，建议将热输入量严格控制在15至60 kJ/cm之间。