董現(xiàn)春，張 楠，陳延清，張 熹

（首鋼技術研究院，北京100043）

0 引 言

對于含有較高鈦和鈮的析出強化高強鋼而言，其熱影響區(qū)的硬度比母材的低，并隨著焊接熱輸入的增加呈降低的趨勢［1-2］。此類鋼對熱輸入比較敏感，適合采用較小的熱輸入焊接，以保障接頭的抗拉強度。

在粗晶熱影響區(qū)中，尺寸小于10nm的第二相粒子的溶解會造成第二相強化效果降低；未溶的（Ti，Nb，Mo）（C，N）析出相可以固定碳和鉬元素，降低過冷奧氏體的穩(wěn)定性，從而形成硬度較低的粒狀貝氏體，而不能得到硬度較高的板條馬氏體或板條貝氏體；此外，在細晶熱影響區(qū)熱循環(huán)的作用下，尺寸小于10nm的析出相發(fā)生粗化，使得析出相尺寸偏離其臨界強化尺寸，強化效果降低，最終導致細晶熱影響區(qū)的強度和硬度降低。第二相強化效果的降低不能通過組織強化有效彌補，會造成熱影響區(qū)軟化，而軟化的熱影響區(qū)則會導致接頭抗拉強度的降低［3］。

目前，關于如何消除此類鋼板焊接接頭的軟化、從而提高接頭強度的研究還未見相關報道。為了探討焊接接頭強度的控制因素，作者針對添加不同鉬和硼含量的800MPa級鈦鈮析出強化高強鋼板進行了焊接試驗，研究了接頭的顯微組織和力學性能，分析了第二相粒子在焊接熱循環(huán)過程中的變化規(guī)律，并探討了其與焊接熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象的聯(lián)系。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用鋼板為工業(yè)生產的800MPa級含鈦鈮析出強化高強鋼，此鋼采用控軋控冷（TMCP）工藝連續(xù)軋制生產，卷取溫度為570～600℃，厚度為10mm。采用三種成分不同的試驗鋼進行焊接試驗，焊接材料為φ1.2mm的NIMOCR氣體保護實心焊絲。試驗鋼和焊絲的化學成分及力學性能分別見表1和表2。

焊接設備為YD-500型氣體保護焊機，采用混合氣體（80%Ar＋20%CO2）保護，氣體壓力為0.5MPa，流量為20L·min-1，焊絲的干伸長為15mm，坡口角度為單面60°，1mm 鈍邊，預留2mm間隙，打底焊道采用單面焊雙面成形工藝，填充焊道焊接電流為240A，電壓為28V，焊接速度為5mm·s-1，熱輸入為13kJ·cm-1。焊接前不預熱，環(huán)境溫度為32℃，層間溫度為100～150℃。

表1 試驗鋼和焊絲的化學成分（質量分數(shù)）Tab.1 Chemical composition of tested steels and welding wire（mass） %

表2 試驗鋼和焊絲的力學性能Tab.2 Mechanical properties of tested steels and welding wire

參考GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗方法》制備拉伸試樣，在WE-100型拉力試驗機上對焊接接頭進行橫向拉伸性能測試；參考GB/T 2650-2008《焊接接頭沖擊試驗方法》制備沖擊試樣，在ZBC2452-3型沖擊試驗機上測接頭各區(qū)域以及焊縫金屬的沖擊吸收功，接頭試樣的截面尺寸為7.5mm×10mm，焊縫金屬的截面尺寸為10mm×10mm，試驗溫度為-20 ℃；參考 GB/T 2654-2008《焊接接頭硬度試驗方法》制備硬度試樣，采用HVS-10Z型維氏硬度計測焊接接頭各區(qū)域的硬度，加載載荷為98N，加載時間為15s。

母材及焊接接頭的金相試樣經研磨、拋光后，采用4%（體積分數(shù)）硝酸酒精腐蝕，然后在OLYMPUS型激光共聚焦顯微鏡（OM）上觀察顯微組織；采取萃取-復型技術制備薄膜試樣，在JEM-2100F型透射電鏡（SEM）上觀察母材及熱影響區(qū)第二相粒子的形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 母材的組織及第二相粒子形貌

3種成分試驗鋼母材的組織一樣，均為多邊形鐵素體，晶粒尺寸為3～10μm，如圖1所示。3種成分試驗鋼的硬度為260～275HV。

圖1 試驗鋼母材的顯微組織Fig.1 Microstructure of base metal of test steels

3種成分試驗鋼母材的晶內以及晶界上均析出了大量直徑為1～6nm的第二相粒子，平均粒徑為3.5nm，如圖2所示，第二相粒子中含有鈦、鈮、鉬三種微合金元素［1］，為（Ti，Nb，Mo）（C，N）強化相。

2.2 焊接接頭的力學性能

由表3和圖3可見，試驗鋼Ⅰ焊接接頭的抗拉強度為720MPa，不能滿足使用要求，塑性斷裂發(fā)生在熱影響區(qū)；試驗鋼Ⅱ焊接接頭的抗拉強度為760MPa，塑性斷裂發(fā)生在熱影響區(qū)；試驗鋼Ⅲ焊接接頭的抗拉強度為795MPa，斷裂發(fā)生于焊縫和熱影響區(qū)，斷裂位置為熔合線。

圖2 試驗鋼母材中第二相粒子的TEM形貌及粒徑分布Fig.2 TEM morphology（a）and particle size distribution（b）of second phase particles in base metal of tested steels

由表3可知，3種成分試驗鋼的焊縫中心、熱影響區(qū)（熔合線外2mm）在-20℃的沖擊吸收功均可滿足使用性能要求。

表3 試驗鋼焊接接頭的力學性能Tab.3 Mechanical properties of welded joints of tested steels

由圖4可以看出，試樣鋼Ⅲ焊接接頭熱影響區(qū)的硬度最高，試驗鋼Ⅰ和Ⅱ焊接接頭的熱影響區(qū)存在軟化現(xiàn)象，且后者熱影響區(qū)的硬度高于前者的。

2.3 熱影響區(qū)的顯微組織

由圖5可見，試驗鋼Ⅰ接頭粗晶熱影響區(qū)的組織以粒狀貝氏體為主，試驗鋼Ⅱ接頭的粗晶熱影響區(qū)出現(xiàn)了少量板條狀貝氏體，試驗鋼Ⅲ接頭的粗晶熱影響區(qū)出現(xiàn)了大量板條狀貝氏體。

圖3 試驗鋼焊接接頭拉伸斷口的宏觀形貌Fig.3 Macrograph of tensile fracture of welded joints of tested steels：（a）tested steelⅠ；（b）tested steelⅡand（c）and tested steelⅢ

圖4 試驗鋼焊接接頭蓋面焊道表面下1mm處的硬度Fig.4 Hardness below 1mm of the cap weld of welded joints of tested steels

由圖6可見，試驗鋼Ⅰ接頭細晶熱影響區(qū)的組織為鐵素體和極少量貝氏體，試驗鋼Ⅱ接頭細晶熱影響區(qū)的組織為鐵素體和少量貝氏體，試驗鋼Ⅲ接頭細晶熱影響區(qū)的組織以貝氏體為主。

2.4 熱影響區(qū)第二相粒子的析出行為

統(tǒng)計結果表明，雖然3種試驗鋼中的鉬、硼含量不同，但這對接頭熱影響區(qū)第二相粒子的析出行為卻無明顯影響。在粗晶熱影響區(qū)，尺寸在10nm以下的析出強化相大部分溶解，析出強化效果消失，尺寸為10～20nm的析出相部分溶解，尺寸超過20nm的析出相則不溶解，第二相粒子的平均尺寸為18nm，如圖7所示。與母材相比，在細晶熱影響區(qū)中，尺寸為4～6nm的第二相粒子顯著增多，尺寸為1～3nm的第二相粒子減少，第二相粒子的平均尺寸為5nm，如圖8所示。

圖5 試驗鋼接頭粗晶熱影響區(qū)的顯微組織Fig.5 Microstructure of coarse grained heat-affected zone（CGHAZ）of tested steels joint：（a）tested steelⅠ；（b）tested steelⅡ and（c）tested steelⅢ

圖6 試驗鋼接頭細晶熱影響區(qū)的顯微組織Fig.6 Microstructure of fine grained heat-affected zone（FGHAZ）of tested steels joint：（a）tested steelⅠ；（b）tested steelⅡand（c）tested steelⅢ

圖7 試驗鋼接頭粗晶熱影響區(qū)中第二相粒子的TEM形貌及粒徑分布Fig.7 TEM morphology（a）and particle size distribution（b）of second phase particles in CGHAZ of tested steels joint

圖8 試驗鋼接頭細晶熱影響區(qū)第二相粒子的TEM形貌和粒徑分布Fig.8 TEM morphology（a）and particle size distribution（b）of second phase particles in FGHAZ of tested steels joint

2.5 原因分析

焊接接頭硬度測試表明，3種成分試驗鋼焊接接頭焊縫的硬度均低于母材的。這表明焊絲與母材為低強匹配，試驗鋼Ⅰ與試驗鋼Ⅱ的熱影響區(qū)均有軟化現(xiàn)象，且后者的硬度較前者的有所提高；對于添加了硼元素的試驗鋼Ⅲ，其粗晶熱影響區(qū)的淬硬傾向明顯增加，硬度高于母材的，細晶熱影響區(qū)的軟化現(xiàn)象也得到了改善。

在焊接熱循環(huán)過程中，第二相粒子的尺寸受Ostwald熟化過程影響，并未隨鉬或硼含量的變化而變化。

試驗鋼Ⅲ中添加的硼向細小奧氏體晶界偏析，降低了晶界能量，抑制了晶界處鐵素體的形成，從而提高了淬透性，使粗晶熱影響區(qū)顯著硬化。

添加的鉬和硼元素在焊接熱循環(huán)過程中促進了相變組織強化，得到的板條狀貝氏體彌補了第二相強化的損失，從而實現(xiàn)了提高熱影響區(qū)硬度、降低軟化區(qū)寬度和接頭強度損失、提高接頭強度的目的。

3 結 論

（1）低鉬含量的800MPa級鈮鈦析出強化高強鋼熱影響區(qū)的硬度低于母材的；隨著鉬、硼元素的添加，粗晶熱影響區(qū)組織由以粒狀貝氏體為主逐漸變?yōu)橐园鍡l狀貝氏體為主，硬度也呈增加的趨勢；同時細晶熱影響區(qū)由以鐵素體為主轉為以貝氏體為主，硬度也呈增加的趨勢；在13kJ·cm-1的熱輸入下進行焊接，接頭的抗拉強度由720MPa分別提高至760MPa和795MPa。

（2）在焊接熱循環(huán)作用下，熱影響區(qū)中第二相粒子尺寸受Ostwald熟化過程影響，不隨鉬或硼含量的變化而變化。

（3）添加的鉬和硼元素在焊接熱循環(huán)作用下提高了試驗鋼的淬硬性，得到的板條狀貝氏體彌補了第二相強化的損失，實現(xiàn)了提高熱影響區(qū)硬度和接頭強度的目的。

［1］董現(xiàn)春，張楠，陳延清，等.高Ti，Nb析出強化高強鋼接頭強度及焊接熱影響區(qū)軟化行為分析［J］.焊接學報，2012，33（11）：72-76.

［2］張楠，董現(xiàn)春，張熹，等.鈦微合金化SQ700MCD高強鋼粗晶熱影響區(qū)軟化的原因［J］.機械工程材料，2012，36（4）：88-92.

［3］朱亮，陳劍虹.熱影響區(qū)軟化焊接接頭的強度及變形［J］.焊接學報，2004，25（4）：61-65.