肖 軼，方建慧，鐘慶東，劉衛(wèi)東，3

（1.上海大學(xué)，上海市現(xiàn)代冶金與材料制備重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海200072；2.南通職業(yè)大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，南通226007；3.南通市鋼鐵冶金過程控制工程技術(shù)研究中心，南通226002）

0 引 言

熱軋棒材是建筑、橋梁、鐵路等工程建設(shè)中應(yīng)用最廣泛的鋼鐵產(chǎn)品，工業(yè)經(jīng)濟(jì)的迅猛發(fā)展對建筑用鋼的性能、質(zhì)量提出了更高的要求，加速了建筑用鋼品種的優(yōu)化與更新?lián)Q代［1］。由于合金元素價格昂貴，因此在煉鋼過程中通過加入微量釩、鈦、鈮等元素以提高棒材綜合力學(xué)性能的微合金化方法不具備成本優(yōu)勢。在不添加或少量添加合金元素的前提下，通過采用節(jié)約型成分設(shè)計(jì)和減量化生產(chǎn)方法來細(xì)化晶粒，大幅提高棒材綜合性能的淬火加自回火余熱處理技術(shù)（QTB）［2-3］已在日本等國被廣泛采用［4］。新西蘭已將抗震鋼種500E中釩的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低了60%；在歐洲，需要進(jìn)行疲勞試驗(yàn)以證明材料能夠用于抗震要求的場合，用QTB工藝生產(chǎn)的熱軋棒材產(chǎn)品已被其認(rèn)可［5］。目前，我國正在加快高強(qiáng)度抗震棒材的推廣應(yīng)用，但QTB工藝生產(chǎn)的棒材在焊接過程中接頭可能會出現(xiàn)晶粒粗化以及抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度降低的現(xiàn)象［6］。焊接接頭性能一般由焊縫和熱影響區(qū)（HAZ）的性能決定，焊縫的組織和性能可以通過選擇合適的焊接材料和參數(shù)來加以匹配，但在焊接熱循環(huán)作用下，HAZ會產(chǎn)生組織不均勻并出現(xiàn)脆化，這往往是導(dǎo)致焊接裂紋或接頭性能下降的重要原因［7-8］。為此，作者運(yùn)用熱模擬技術(shù)，探討了單道次焊接熱循環(huán)時，不同t8/5對高強(qiáng)度余熱處理棒材HAZ顯微組織和力學(xué)性能的影響，為實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用中制定合適的焊接工藝參數(shù)提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用φ16mm的500MPa級高強(qiáng)度余熱處理棒材由寶鋼南通公司熱軋廠生產(chǎn)，其采用QTB工藝控制熱軋后的相變。該棒材具有高的強(qiáng)度和良好的塑韌性，其化學(xué)成分如表1所示。

將上述棒材加工成11mm×11mm×55mm的熱模擬沖擊試樣，其表面粗糙度Ra為1.6μm。焊接熱模擬試驗(yàn)在Gleeble-3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用單道次焊接熱循環(huán)進(jìn)行模擬，峰值溫度為1 320℃，加熱速率為100℃·s-1，保溫0.5s，冷速分別為30，25，20，15，10，5，3，1℃·s-1，即t8/5分別為10，12，15，20，30，60，100，300s。

表1 高強(qiáng)度余熱處理棒材的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of high-strength residual heat treatment steel bar（mass） %

采用JSM-7001F型場發(fā)射掃描電鏡觀察HAZ的微觀組織，腐蝕劑為4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液，腐蝕時間4s；沖擊試驗(yàn)按照 GB/T 229-2007《金屬材料 夏比沖擊擺錘試驗(yàn)》在JBC-300型材料沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm，夏比V型缺口位于熱影響區(qū)，槽深2mm，試驗(yàn)溫度為室溫；采用JSM-7001F型掃描電鏡觀察沖擊斷口形貌，并用PHILIP-XL30型電子掃描儀拍照；采用HV-1000型顯微硬度計(jì)測維氏硬度，載荷9.8N，保持時間20s，取5個點(diǎn)的平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對粗晶熱影響區(qū)顯微組織的影響

由圖1可見，高強(qiáng)度余熱處理棒材的原始組織以鐵素體和珠光體為主，有少量夾雜物及明顯的軋制帶狀特征。

由圖2可見，當(dāng)t8/5為10，12s時，焊接熱輸入較小，粗晶熱影響區(qū)（CGHAZ）為羽毛狀上貝氏體、下貝氏體（呈細(xì)小、彌散、短條狀）和鐵素體的混合組織；當(dāng)t8/5為15，20s時，貝氏體組織形態(tài)主要呈羽毛狀；當(dāng)t8/5＝60s時，貝氏體的主要形態(tài)為粒狀；隨著焊接熱輸入逐漸增大，粒狀貝氏體逐漸減少，珠光體組織不斷增加；當(dāng)t8/5為100s時，CGHAZ組織為珠光體和鐵素體，且珠光體含量較高，晶內(nèi)的鐵素體形態(tài)為針狀；當(dāng)t8/5增大到300s時，CGHAZ組織為珠光體和鐵素體，晶內(nèi)有粗大的魏氏組織，與t8/5＝100s時的相比，晶粒明顯粗大。

圖1 高強(qiáng)度余熱處理棒材的原始SEM形貌Fig.1 SEM morphology of parent metal of high-strength residual heat treatment steel bar：（a）at low magnification and（b）at high magnification

圖2 不同t8/5下高強(qiáng)度余熱處理棒材粗晶熱影響區(qū)的SEM形貌Fig.2 SEM morphology of CGHAZ of high-strength residual heat treatment steel bar at different t8/5

2.2 對HAZ硬度的影響

圖3 高強(qiáng)度余熱處理棒材熱影響區(qū)顯微硬度隨t8/5的變化曲線Fig.3 Change curves of micro-hardness of HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar with different t8/5

由圖3可見，在每一個t8/5下，從母材到粗晶熱影響區(qū)的硬度都呈增大的趨勢；且隨著t8/5的逐漸減小，熱影響區(qū)的最高硬度逐漸增大；在t8/5為300s時，HAZ的硬度與母材的基本相同，這是由于冷速過慢，HAZ生成的是珠光體和鐵素體組織；在t8/5小于30s時，HAZ的硬度大于母材的，而且隨著t8/5的減小，這種趨勢逐漸明顯，如在t8/5為10s時，HAZ的硬度最高，為370HV，是母材的1.74倍?？梢?，采用小的熱輸入焊接時容易形成硬脆組織，這對HAZ的綜合性能不利，在實(shí)際焊接中應(yīng)該避免過小的熱輸入。

2.3 對HAZ室溫沖擊韌性及斷口形貌的影響

2.3.1 對室溫沖擊韌性的影響

高強(qiáng)度余熱處理棒材母材的室溫沖擊功為170J。由表2可以看出，在不同的t8/5下，高強(qiáng)度余熱處理棒材HAZ的室溫沖擊功與母材的相比均有較大降低。當(dāng)t8/5為10，12s時，焊接熱輸入很小，HAZ組織中的貝氏體含量較多，存在粗大的組織，HAZ的沖擊功僅約為母材的1/4；隨著t8/5增大，焊接熱輸入增加，珠光體含量增多，貝氏體含量減少，同時HAZ中還存在可以改善沖擊性能的針狀鐵素體，這使得HAZ的沖擊功不斷增大；當(dāng)t8/5為20，30，60s時，HAZ的沖擊功分別約為母材的48%，51%，54%；在t8/5為100s時，HAZ的沖擊功達(dá)到最大，為130J，為母材的76%；此后隨著t8/5進(jìn)一步增大，焊接熱輸入很大，晶粒變粗，HAZ的沖擊功降為103J，為母材的60%，與t8/5＝100s時的相比，HAZ的沖擊功有所下降，但沒有發(fā)生明顯的韌性惡化。因此，高強(qiáng)度余熱處理棒材在t8/5為20～300s時的沖擊韌性能滿足實(shí)際生產(chǎn)要求。

表2 不同t8/5下高強(qiáng)度余熱處理棒材HAZ的室溫沖擊功及其與母材沖擊功的比值Tab.2 Room temperature impact energy of HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar and the ratio of impact energy of HAZ to that of base metal at different t8/5

2.3.2 對沖擊斷口形貌的影響

由圖4（a）可見，高強(qiáng)度余熱處理棒材母材的沖擊斷口形貌為等軸韌窩形貌，為韌性斷裂。由圖4（b）可見，t8/5＝100s時，HAZ的沖擊斷口為撕裂韌窩形貌和解理斷裂共存的混合型斷口，其主要特征是在斷口心部出現(xiàn)了明顯的河流花樣，而四周又有大面積的韌窩包圍，韌窩數(shù)量較母材的明顯減少，并被河流狀或扇形的解理小平面所代替。由圖4（c）可見，t8/5＝30s時，HAZ的沖擊斷口形貌與母材的相似，但其解理斷口上的河流花樣很明顯。由圖4（d）可見，t8/5＝12s時，HAZ的斷口形貌主要為準(zhǔn)解理斷裂形貌，呈舌狀花樣，孔洞和夾雜物數(shù)量很多，為典型的脆性斷裂形貌。隨著t8/5的減小，HAZ中生成了一定數(shù)量的塊狀鐵素體、針狀鐵素體和呈方向性分布的粒狀貝氏體，由于鐵素體為塊狀，與鄰近組織的形變不協(xié)調(diào)，極易在相界面處產(chǎn)生裂紋，其沖擊韌性比較低，當(dāng)裂紋穿過針狀鐵素體時，針狀鐵素體組織通過形變減弱裂紋前端的應(yīng)力集中，裂紋會呈波浪形路線擴(kuò)展。因此，斷口形貌由典型的韌窩轉(zhuǎn)向舌狀花樣，且韌窩數(shù)量及韌窩區(qū)面積減小，表面平齊，呈結(jié)晶狀亮灰色的解理斷口區(qū)域增多，孔洞和夾雜物的數(shù)量也增多?？梢?，沖擊斷口形貌隨t8/5降低而表現(xiàn)出來的特征與表2的結(jié)果相符。

圖4 高強(qiáng)度余熱處理棒材母材及不同t8/5下HAZ的沖擊斷口形貌Fig.4 Impact fracture morphology of base metal and HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar：（a）base metal and（b-d）HAZ impact fracture morphology at t8/5of 100s，30sand 12s

3 結(jié) 論

（1）當(dāng)t8/5＜15s時，高強(qiáng)度余熱處理棒材CGHAZ為羽毛狀上貝氏體、短條狀下貝氏體和鐵素體組織；隨著t8/5增大，CGHAZ組織轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w、珠光體和鐵素體的混合組織；當(dāng)t8/5＞60s時，CGHAZ組織為珠光體和鐵素體。

（2）在不同t8/5下，從高強(qiáng)度余熱處理棒材母材到CGHAZ的顯微硬度不斷增大；隨著t8/5減小，HAZ的硬度呈逐漸增大的趨勢。

（3）隨著t8/5增大，HAZ的室溫沖擊功先逐漸增大，并在t8/5＝100s時達(dá)到最大；沖擊斷口形貌也隨著t8/5增大由準(zhǔn)解理斷裂形貌逐漸轉(zhuǎn)為撕裂韌窩和解理斷裂共存的混合斷口形貌；t8/5在20～300s時，高強(qiáng)度余熱處理棒材的沖擊韌性能滿足實(shí)際生產(chǎn)要求。

［1］小指軍夫.控制軋制控制冷卻——改善鋼材材質(zhì)的軋制技術(shù)發(fā)展［M］.北京：冶金工業(yè)出版社，2002.

［2］胡林，胡小東，任玉輝，等.采用全線奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制生產(chǎn)超級鋼［J］.鋼鐵，2006，41（2）：51-54.

［3］肖軼.基于有限元的圓鋼環(huán)縫旋流兩段控冷過程溫度場模擬［J］.機(jī)械與電子，2010（8）：9-13.

［4］張貴鋒，張建勛.日本關(guān)于超細(xì)晶粒鋼制備與焊接新工藝的研究進(jìn)展［J］.材料導(dǎo)報，2005，19（9）：94-96.

［5］EN10080Steel for the reinforcement of concrete weldable reinforcing steel general［S］.

［6］盧彥會，白占順.余熱處理生產(chǎn)高強(qiáng)度鋼筋性能研究［J］.熱加工工藝，2010，38（2）：14-16.

［7］SHOME M，GUPTA O P，MOHANTY O N.A modified analytical approach for modelling grain growth in the coarse grain HAZ of HSLA steels［J］.Scripta Materialia，2004，50（7）：1007-1010.

［8］宋潔，王哲，曹睿，等.低碳貝氏體高強(qiáng)鋼焊接接頭的組織與拉伸性能［J］.機(jī)械工程材料，2013，37（4）：87-92.