徐　彬，馬成勇，李　莉，齊彥昌，彭　云

（1.昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明650093；2.鋼鐵研究總院焊接材料研究所，北京100081）

1 200 MPa級(jí)HSLA鋼的SH-CCT曲線及其熱影響區(qū)組織與性能

徐彬1，2，馬成勇2，李莉1，齊彥昌2，彭云2

（1.昆明理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，昆明650093；2.鋼鐵研究總院焊接材料研究所，北京100081）

為在工程應(yīng)用中對(duì)焊接工藝的合理選取與制定提供理論和試驗(yàn)依據(jù)，采用焊接熱模擬技術(shù)研究了800～500℃冷卻時(shí)間（t8/5）對(duì)1 200 MPa級(jí)低合金高強(qiáng)鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)（CGHAZ）顯微組織和性能的影響.結(jié)果表明：t8/5為6～20 s時(shí)，該鋼熱影響區(qū)的粗晶區(qū)組織為板條馬氏體，硬度為477～456 HV5；隨著冷卻時(shí)間的延長(zhǎng)，組織中開始出現(xiàn)板條貝氏體，在t8/5為60 s時(shí)硬度下降到380 HV5；當(dāng)t8/5為60～600 s時(shí)，粗晶區(qū)組織為板條貝氏體和粒狀貝氏體，硬度為380～300 HV5；t8/5＞600 s時(shí)粗晶區(qū)組織主要為粒狀貝氏體，硬度為300～315 HV5.試驗(yàn)鋼碳當(dāng)量為0.626%，冷裂紋敏感系數(shù)為0.335%，說明其淬硬傾向較大，焊接熱影響區(qū)容易產(chǎn)生裂紋.

焊接熱模擬；低合金高強(qiáng)鋼；焊接熱影響區(qū)；顯微組織；硬度

20世紀(jì)80年代以來，低合金高強(qiáng)鋼因具有較高強(qiáng)度、良好塑韌性和較好的焊接性能，同時(shí)具備因比強(qiáng)度高能減輕質(zhì)量的特點(diǎn)，已被廣泛應(yīng)用于工程機(jī)械、海洋結(jié)構(gòu)、壓力容器、電力、軍用機(jī)械裝備等領(lǐng)域［1］.其中，在工程機(jī)械結(jié)構(gòu)上，焊接結(jié)構(gòu)占比可達(dá)50%～70%，焊接結(jié)構(gòu)的優(yōu)劣直接影響產(chǎn)品的質(zhì)量、性能及使用可靠性，而焊接性是影響低合金高強(qiáng)鋼作為焊接結(jié)構(gòu)件質(zhì)量的關(guān)鍵因素，因此深入研究低合金高強(qiáng)鋼的焊接性對(duì)其工程化應(yīng)用具有重要意義.

國(guó)內(nèi)對(duì)低合金高強(qiáng)鋼焊接性的研究，多集中在Q690、Q890及Q960等1 000 MPa級(jí)以下的高強(qiáng)鋼，對(duì)強(qiáng)度級(jí)別更高的鋼種的研究較少.本文采用的是屈服強(qiáng)度達(dá)1 200 MPa的調(diào)質(zhì)超高強(qiáng)鋼，為工程機(jī)械焊接用鋼.焊接時(shí)該鋼焊接熱影響區(qū)（HAZ）受熱情況復(fù)雜，雖然不同焊接方法及焊接工藝參數(shù)下所獲得的HAZ區(qū)域及其所包括的ICHAZ（焊接熱影響區(qū)臨界相變區(qū)）、CGHAZ（焊接熱影響區(qū)的粗晶區(qū)）、FGHAZ（焊接熱影響區(qū)的細(xì)晶區(qū)）各區(qū)域大小不同，同時(shí)各區(qū)域因組織、晶粒大小不同所獲得的性能差別也很大，但熱影響區(qū)各區(qū)域性能均對(duì)熔焊接頭的性能具有較大影響.CGHAZ附近為該鋼種整個(gè)焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)，晶粒粗大，往往成為接頭裂紋萌生的根源，根據(jù)模擬焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（SH-CCT）圖可反映該區(qū)域在焊接熱循環(huán)作用下的組織轉(zhuǎn)變過程，進(jìn)而掌握其焊接熱影響區(qū)的相變規(guī)律.在同樣條件下，焊接冷卻時(shí)間（t8/5）主要取決于焊接熱輸入，即取決于焊接電流、電壓等焊接工藝參數(shù)，而不同焊接冷卻時(shí)間條件下得到的組織類型及硬度變化規(guī)律均在SH-CCT圖中得到體現(xiàn)，因而，可根據(jù)SH-CCT圖指導(dǎo)焊接工藝參數(shù)的選取，以獲得滿意的組織及性能指標(biāo).同時(shí)，在實(shí)際應(yīng)用過程中，只要得知被焊鋼材熱影響區(qū)某一部位的實(shí)際冷卻時(shí)間（t8/5），或在某個(gè)溫度下的冷卻速度，將其與該鋼SH-CCT圖提供的臨界冷卻時(shí)間或臨界冷卻速度相比較，就能判斷所研究部位的組織和淬硬傾向，其中，淬硬傾向的判斷是通過將SH-CCT曲線各冷卻條件下對(duì)應(yīng)硬度與該鋼允許的熱影響區(qū)最高硬度相比較而得出.因此，研究該鋼種SH-CCT曲線及各t8/5條件下熱影響區(qū)的組織性能對(duì)該鋼的實(shí)際工程應(yīng)用具有重要價(jià)值.

因此，本文采用焊接熱模擬技術(shù)，利用膨脹法測(cè)定了不同冷卻速度下試驗(yàn)鋼的臨界相變溫度并繪制出SH-CCT曲線，同時(shí)分析各冷卻條件下對(duì)應(yīng)的熱影響區(qū)顯微組織及硬度變化規(guī)律，以期為該鋼在工程應(yīng)用中焊接工藝的合理選取與制定提供理論和試驗(yàn)依據(jù)［2-4］.

1　試　驗(yàn)

1．1試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用鋼為國(guó)內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的低合金調(diào)質(zhì)鋼板，經(jīng)鋼鐵研究總院復(fù)驗(yàn)，其主要化學(xué)成分見表1，熱處理工藝為淬火+低溫回火，板厚40 mm，其金相組織照片見圖1，可以看出，該組織為回火馬氏體組織.由表1可看到，該鋼碳含量較低，通過在鋼中加入Si、Mn、Ni、Cu、Mo、Cr等元素可產(chǎn)生固溶強(qiáng)化作用，其中，Si、Mn、Mo元素還可產(chǎn)生相變強(qiáng)化作用，這些元素的加入可提高其淬透性［5］.利用合金元素的強(qiáng)化作用結(jié)合熱處理工藝，其基本力學(xué)性能見表2.

表1　試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）

圖1　母材顯微組織

表2　試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能

1．2試驗(yàn)方法

依據(jù)YB/T 5127—93《鋼的臨界點(diǎn)測(cè)定方法》，采用Formast熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)鋼的平衡臨界相變溫度點(diǎn)進(jìn)行測(cè)定，試樣為Φ3 mm×10 mm的小圓棒.對(duì)獲得的平衡臨界相轉(zhuǎn)變條件下的溫度-膨脹量曲線用切線法進(jìn)行標(biāo)定，得出相轉(zhuǎn)變溫度如下：Ac1= 720℃，Ac3=830℃，Ms=400℃，Mf=250℃.

SH-CCT圖測(cè)定參照YB/T 5128—93《鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線圖的測(cè)定方法》進(jìn)行，采用Gleeble-3800對(duì)不同連續(xù)冷卻條件下的熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織轉(zhuǎn)變規(guī)律進(jìn)行測(cè)定和研究，試樣取自40 mm厚試驗(yàn)鋼板軋制面下1/4厚度處，試樣尺寸為Φ10 mm×80 mm的圓棒，焊接熱循環(huán)試驗(yàn)參數(shù)如下：熱模擬區(qū)域CGHAZ，加熱速度WH= 200℃/s，峰值溫度tP=1 350℃，峰值溫度停留時(shí)間tH=1 s，冷卻時(shí)間分別為6、10、20、30、60、150、300、600、1 000、2 000 s.同樣，根據(jù)熱膨脹曲線在試樣冷卻過程中發(fā)生相變時(shí)出現(xiàn)的拐點(diǎn)，利用切線法標(biāo)定出不同t8/5（熱模擬試樣由800℃冷卻到500℃所需的時(shí)間）冷卻時(shí)間下對(duì)應(yīng)的相變溫度，從而繪制SH-CCT曲線.

將熱模擬后的試樣靠近整段中間側(cè)焊熱電偶處的端面進(jìn)行打磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)3%的硝酸酒精溶液腐蝕處理后，在金相顯微鏡下觀察并拍攝顯微組織形貌，分析不同冷卻速度條件下的組織變化規(guī)律.此外，利用HV-5型維氏硬度計(jì)進(jìn)行硬度測(cè)試，載荷施加力為5 kg，加載時(shí)間10 s，每個(gè)試樣測(cè)6個(gè)位置點(diǎn)，取平均值后繪制成曲線.

2　結(jié)果與分析

2．1顯微組織分析

鋼材的化學(xué)成分及冷卻條件是影響其相變組織的主要因素，不同t8/5冷卻條件下的試樣在OM（金相顯微鏡）下觀察到的熱影響區(qū)顯微組織如圖2所示.由圖2（a）～2（c）可以看出，t8/5小于20 s時(shí)，冷卻速度較快，晶粒尺寸相對(duì)較小，室溫組織為典型的板條馬氏體.由圖2（d）可見，t8/5為30 s時(shí)組織中出現(xiàn)少量板條貝氏體，室溫組織為板條馬氏體+少量板條貝氏體.t8/5為60 s時(shí)，晶粒長(zhǎng)大，板條貝氏體數(shù)量增加，室溫組織主要為板條貝氏體，見圖2（e）.t8/5為150 s時(shí)，組織以板條貝氏體為主，并出現(xiàn)極少量的粒狀貝氏體，見圖2（f）.由圖2（h）～2（j）可以看到，隨著t8/5的增加，板條貝氏體逐漸減少，粒狀貝氏體逐漸增多，原奧氏體晶界內(nèi)部的亞結(jié)構(gòu)之間發(fā)生合并長(zhǎng)大，晶界變得模糊，組織取向變得愈不明顯.這是因?yàn)榘鍡l組織通常需要在較快冷卻速度下形成，而隨著冷卻速度降低，在較高相變溫度停留的時(shí)間增長(zhǎng)，C元素的擴(kuò)散較充分，未轉(zhuǎn)變的奧氏體增多，這有利于粒狀貝氏體的形成.另外，隨著冷卻速度的降低，板條組織逐漸粗化，這是由于相變驅(qū)動(dòng)力小，形核點(diǎn)減少，各組織有更大的空間進(jìn)行生長(zhǎng).

對(duì)于粒狀貝氏體來講，一般認(rèn)為，在原奧氏體晶界析出BF板條時(shí)，碳從貝氏體鐵素體中擴(kuò)散到相鄰的未轉(zhuǎn)變奧氏體中，當(dāng)未轉(zhuǎn)變奧氏體中碳富集到一定程度后，抑制這部分奧氏體向貝氏體鐵素體轉(zhuǎn)變，而在隨后的冷卻過程中形成殘余奧氏體或M-A組元，形狀呈斷續(xù)的長(zhǎng)條狀或塊狀，分布在貝氏體鐵素體基體上，形成粒狀貝氏體.粒狀貝氏體組織的存在一般會(huì)造成焊接熱影響區(qū)沖擊韌性的下降.

圖2　不同t8/5條件下試驗(yàn)鋼的HAZ粗晶區(qū)組織

通過SISC IAS8.0分析軟件測(cè)算結(jié)果得到圖3的組織組成比例.由圖3可知：試驗(yàn)鋼焊接冷卻時(shí)，t8/5為6～20 s時(shí)，熱影響區(qū)的粗晶區(qū)為板條馬氏體組織，即t8/5為6、10、20 s時(shí)板條馬氏體組織占比為100%；t8/5為20～50 s時(shí)，粗晶區(qū)主要為板條馬氏體+板條貝氏體的混合組織，t8/5為30 s時(shí)，板條馬氏體與板條貝氏體的組織占比分別為60%、40%，并隨著t8/5增大，熱影響區(qū)的粗晶區(qū)組織中馬氏體所占比例由100%逐漸減小為0，而板條貝氏體占比由0逐漸增加，在t8/5=50 s時(shí)組織組成為100%板條貝氏體；t8/5＞50 s時(shí)，粗晶區(qū)組織主要為板條貝氏體+粒狀貝氏體，組織由較快冷卻速度下的以板條貝氏體+少量粒狀貝氏體為主，轉(zhuǎn)變?yōu)檩^慢冷卻速度下的以粒狀貝氏體+少量板條貝氏體為主，即隨著t8/5增大，板條貝氏體占比由100%逐漸減少，粒狀貝氏體占比逐漸增加到100%［6-7］.

圖3　不同t8/5條件下試驗(yàn)鋼CGHAZ組織的占比

2．2模擬CGHAZ的硬度分析

不同冷卻速率條件下熱模擬試樣中心區(qū)域維氏硬度的變化曲線如圖4所示.

圖4　焊接冷卻時(shí)間t8/5與CGHAZ硬度的關(guān)系曲線

從圖4可知，試驗(yàn)鋼CGHAZ的硬度隨冷卻時(shí)間t8/5的增大，其基本變化趨勢(shì)是逐漸降低的［8］.t8/5為6 s時(shí)，硬度最高，達(dá)477 HV5，此時(shí)連續(xù)冷卻速率極快，奧氏體中的碳來不及擴(kuò)散、聚集，以過飽和形式存在于原奧氏體當(dāng)中，在低溫區(qū)以切變機(jī)制發(fā)生非擴(kuò)散型相變，相變產(chǎn)物富碳并存在大量高密度位錯(cuò)，從而硬度很高.t8/5為6～60 s時(shí)，隨著冷卻速率的降低，組織由完全馬氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l貝氏體+少量板條馬氏體；t8/5＞20 s時(shí)開始出現(xiàn)板條貝氏體，硬度隨之降低；在t8/5為60 s時(shí)硬度為380 HV5，此時(shí)熱模擬區(qū)域硬度低于母材，組織出現(xiàn)軟化.t8/5為60～600 s時(shí)，硬度下降較快，在t8/5為600 s時(shí)硬度下降為300 HV5，組織先轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l貝氏體為主+粒狀貝氏體，隨冷卻速度進(jìn)一步降低，板條貝氏體逐漸減少，伴隨著硬度的下降，形成以粒狀貝氏體為主的組織.當(dāng)t8/5＞600 s時(shí)，由于冷卻速率極慢，高溫停留時(shí)間較長(zhǎng)，組織中析出滲碳體等碳化物硬脆相，硬度出現(xiàn)少量增加［9-11］.

2．3SH-CCT圖分析

根據(jù)測(cè)得的不同冷速熱膨脹曲線，采用切線法確定各相變溫度起始點(diǎn)及結(jié)束點(diǎn)并標(biāo)定在對(duì)應(yīng)冷速曲線上，結(jié)合各冷卻條件下的顯微組織及維氏硬度分析結(jié)果，繪制出SH-CCT曲線如圖5所示.該曲線反應(yīng)了焊接冷卻條件下試驗(yàn)鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織變化規(guī)律［12-13］.隨焊后冷卻速率由快變慢，調(diào)質(zhì)低合金高強(qiáng)鋼發(fā)生了M、M+B和B 3種不同類型的組織轉(zhuǎn)變.當(dāng)冷速較快，t8/5＜20 s時(shí)，熱影響區(qū)粗晶區(qū)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，可得到完全馬氏體，t8/5=20 s可視為完全馬氏體轉(zhuǎn)變臨界點(diǎn)；當(dāng)20 s＜t8/5＜50 s時(shí)，粗晶區(qū)發(fā)生馬氏體和貝氏體混合相變；當(dāng)t8/5＞50 s時(shí)發(fā)生的是貝氏體相變.

圖5　試驗(yàn)鋼SH-CCT曲線

根據(jù)試驗(yàn)鋼SH-CCT曲線中各區(qū)域組織的臨界轉(zhuǎn)變條件，結(jié)合各冷卻條件下（t8/5）對(duì)應(yīng)的焊接熱影響區(qū)組織類型及硬度分析結(jié)果，為使試驗(yàn)鋼種焊接熱影響區(qū)獲得較好的組織性能，對(duì)于本實(shí)驗(yàn)鋼種，應(yīng)該盡量避免焊接熱循環(huán)落在組織晶粒粗大的區(qū)域以及性能較差的粒狀貝氏體生成區(qū)域，而隨著t8/5的增大，組織晶粒長(zhǎng)大傾向明顯，導(dǎo)致組織性能變差.根據(jù)硬度分析結(jié)果，在t8/5為60 s時(shí)硬度為380 HV5，此時(shí)熱模擬區(qū)域硬度低于母材，組織出現(xiàn)軟化，但同時(shí)此硬度已經(jīng)高于國(guó)際焊接協(xié)會(huì)標(biāo)準(zhǔn)所規(guī)定的具有冷裂紋敏感性的熱影響區(qū)最高硬度（350 HV5），在t8/5為30 s時(shí)硬度為408 HV5，與母材硬度相當(dāng).綜上所述，在實(shí)際焊接過程中，該鋼種焊接冷卻時(shí)間t8/5宜小于30 s，通過控制焊接熱輸入，獲得以板條馬氏體或板條馬氏體+少量板條貝氏體的組織.

2．4冷裂紋敏感性評(píng)價(jià)

鋼材化學(xué)成分對(duì)其焊接熱影響區(qū)的淬硬及冷裂紋敏感性有直接影響，常利用碳當(dāng)量來評(píng)定材料的冷裂紋敏感性［14］.通過鋼研復(fù)驗(yàn)成分計(jì)算碳當(dāng)量，根據(jù)上述化學(xué)成分及調(diào)質(zhì)高強(qiáng)鋼特點(diǎn)，采用日本JIS標(biāo)準(zhǔn)所規(guī)定的碳當(dāng)量（Ceq）計(jì)算公式：

式中，ω為質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%.

經(jīng)計(jì)算，試驗(yàn)鋼碳當(dāng)量為0.626%，冷裂紋敏感系數(shù)計(jì)算公式為

計(jì)算得到該鋼冷裂紋敏感系數(shù)為0.335%.由試驗(yàn)鋼的碳當(dāng)量及冷裂紋敏感系數(shù)計(jì)算結(jié)果，分別高于用于評(píng)定具有冷裂紋傾向的碳當(dāng)量指標(biāo)0.45%及敏感系數(shù)指標(biāo)0.25%，鋼材淬硬傾向較大，焊接熱影響區(qū)容易產(chǎn)生冷裂紋.因而，焊前需要預(yù)熱，預(yù)熱溫度可在60～100℃，并且焊后需進(jìn)行150～250℃的低溫回火熱處理，以避免焊接冷裂紋及氫致延遲裂紋的形成，獲得組織性能良好的焊接接頭［15］.

綜上所述，在試驗(yàn)條件下的各冷卻速率范圍內(nèi)，以較快冷卻速率連續(xù)冷卻可得到板條馬氏體組織，硬度較高，晶粒相對(duì)細(xì)?。辉谳^低冷卻速率連續(xù)冷卻時(shí)，得到以板條貝氏體為主的組織，硬度降低，晶粒長(zhǎng)大，t8/5為60 s時(shí)熱模擬區(qū)域硬度低于母材，組織出現(xiàn)軟化；隨著冷卻速率進(jìn)一步降低，得到以粒狀貝氏體為主的組織，硬度進(jìn)一步下降.在焊接施工中，試驗(yàn)鋼種焊接冷卻時(shí)間t8/5宜小于30 s，獲得以板條馬氏體或板條馬氏體+少量板條貝氏體的組織.試驗(yàn)鋼具有較大的淬硬傾向及冷裂紋敏感性，且強(qiáng)度、屈強(qiáng)比均較高，應(yīng)用于重要場(chǎng)合時(shí)宜依據(jù)低匹配原則選擇焊接材料，并采取焊前預(yù)熱和焊后熱處理的措施避免產(chǎn)生冷裂紋等缺陷［16］.

3　結(jié)　論

1）通過焊接熱模擬試驗(yàn)，繪制出試驗(yàn)鋼的焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（SH-CCT），當(dāng)冷卻速率較慢（t8/5=600～2 000 s）時(shí)，熱影響區(qū)組織主要為粒狀貝氏體；當(dāng)冷卻速率較快（t8/5＜20 s）時(shí)，組織為板條馬氏體；在相當(dāng)寬的冷卻速率范圍內(nèi)（t8/5=60～600 s），熱影響區(qū)組織先以板條貝氏體為主，隨冷卻速度降低，板條貝氏體逐漸減少，而粒狀貝氏體逐漸增多.

2）試驗(yàn)鋼在焊接過程中CGHAZ的硬度隨冷卻時(shí)間t8/5的增大，其基本變化趨勢(shì)是逐漸降低，即隨著冷卻速率增大，伴隨著組織由粒狀逐漸向板條束狀轉(zhuǎn)化，硬度逐漸增加，最高硬度達(dá)477 HV5.t8/5為60 s時(shí)，熱模擬區(qū)域硬度低于母材，組織出現(xiàn)軟化.

3）在焊接施工中，應(yīng)控制試驗(yàn)鋼種接頭焊接的熱輸入，焊接冷卻時(shí)間（t8/5）宜小于30 s，獲得以板條馬氏體或板條馬氏體+少量板條貝氏體的組織.試驗(yàn)鋼碳當(dāng)量為0.626%，冷裂紋敏感系數(shù)為0.335%，具有較大的淬硬傾向及冷裂紋敏感性，宜依據(jù)低匹配原則選擇焊接材料，并采取焊前預(yù)熱和焊后熱處理的措施避免產(chǎn)生冷裂紋等缺陷.

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（編輯程利冬）

SH-CCT diagram，microstructures and properties of heat-affected zone of a 1 200 MPa grade HSLA steel

XU Bin1，2，MA Chengyong2，LI Li1，QI Yanchang2，PENG Yun2
（1.College of Materials Science and Engineering，Kunming University of Science and Technology，Kunming 650093，China；2.The Welding Institute，China Iron and Steel Research Institute GrouP，Beijing 100081，China）

To Provide theoretical and exPerimental basis for the ProPer selection of welding Parameters in engineering aPPlication，the effect of cooling time from 800 to 500℃（t8/5）on the microstructure and ProPerties of the coarse grained heat affected zone（CGHAZ）of a 1 200 MPa grade HSLA steel was investigated by using the thermal simulation tests.The results indicate that the microstructure of the CGHAZ consisted of lath martensite with hardness 477～456 HV5 as t8/5is 6～20 s.With Prolonging cooling time，the lath bainite forms in the steel，and the hardness decreases to 380 HV5 as the t8/5is 60 s.As t8/5is 60～600 s，it shows a microstructure of lath granular bainites with hardness 380～300 HV5.When t8/5is longer than 600 s，the CGHAZ mainly shows a microstructure of granular bainite with hardness of 300～315 HV5.The carbon equivalent and cold cracking suscePtibity coefficient of this steel is 0.626%and 0.335%，resPectively，indicating that the harden quenching tendency is strong and the cold crack can easily form in the HAZ of the steel.

welding thermal simulation；HSLA steel；heat-affected zone；microstructure；hardness

TG142.7

A

1005-0299（2016）03-0028-06

10.11951/j.issn.1005-0299.20160305

2015-12-29.

徐彬（1991—），男，碩士研究生；彭云（1963—），男，教授，博士生導(dǎo)師.

徐彬，E-mail：724760156@qq.com.