供稿|姜艷菲，高洪剛，張猛 / JIANG Yan-fei, GAO Hong-gang, ZHANG Meng

內(nèi)容導(dǎo)讀

對屈服強度為600 MPa的低裂紋敏感性鋼采用埋弧焊法進行焊接實驗，對焊接接頭試樣進行取樣并分析其顯微組織，檢測其維氏硬度和低溫沖擊。實驗結(jié)果表明：粗晶熱影響區(qū)有較高的維氏顯微硬度值，顯微組織以粗大粒狀貝氏體為主，并且位錯密度較高；焊縫區(qū)和細晶區(qū)的顯微組織主要為針狀鐵素體+先共析鐵素體；B元素偏析使原始奧氏體晶粒在冷卻過程中形成BN，導(dǎo)致晶界脆化；Ni在一定程度上有利于提高韌性；粗大貝氏體顯微組織一定程度上惡化粗晶熱影響區(qū)的沖擊韌性，使焊接接頭低溫沖擊端口呈局部脆性斷裂。

焊接過程會產(chǎn)生焊接熱循環(huán)，熱影響區(qū)會出現(xiàn)顯微組織和力學(xué)性能不均勻的現(xiàn)象，焊接接頭的不同微區(qū)可根據(jù)焊接熱循環(huán)過程中所經(jīng)歷的最高溫度劃分為[1]：焊縫區(qū)(＞1500℃)、粗晶熱影響區(qū)(大約在1100～1490℃)、細晶熱影響區(qū)(900～1100℃)，以及部分相變重結(jié)晶熱影響區(qū)(750～900℃)。熱影響區(qū)不同部位的顯微組織變化引起焊接接頭力學(xué)性能變化，尤其是沖擊韌性。實驗采用同一種工藝制度的兩種微合金設(shè)計實驗方案，觀察不同試樣低溫沖擊韌性的表現(xiàn)。

實驗材料和工藝

焊接母材采用20 mm厚的熱軋鋼板，其主要化學(xué)成分見表1。焊接母材的主要力學(xué)性能如下：屈服強度為630 MPa，抗拉強度為760 MPa，延伸率為19%，-20℃的沖擊吸收功為155 J，母材組織為貝氏體鐵素體+粒狀鐵素體雙相組織。在焊接接頭中心部位垂直于焊縫方向采用線切割切取金相試樣，通過粗磨、機械拋光后采用3%的硝酸酒精侵蝕，在LEICA DMIRM金相電鏡下觀察焊接接頭的顯微組織，采用FM 700顯微硬度計檢測不同熱影響區(qū)維氏顯微硬度值的變化情況。利用林肯雙絲埋弧焊機對實驗室熱軋鋼板進行了多道次自動焊接實驗，重點研究實驗鋼板焊接接頭熱影響區(qū)的顯微組織和沖擊韌性的變化。根據(jù)國標(biāo)GB/T 12470，采用低強匹配進行焊絲和焊劑的選擇。焊接母材以及配合的焊絲和焊劑的相關(guān)化學(xué)成分如表1～3所示。成分編號為A(含Ni)的實驗鋼編號1#～3#，編號B(含B)的實驗鋼試樣編號為4#～6#。根據(jù)國標(biāo)GB/T 985要求將焊接試板開V形坡口，缺口位置如圖1所示，分別將V形缺口開在CGHAZ區(qū)和FGHA區(qū)。

表1 實驗鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

表2 焊絲化學(xué)成分 (質(zhì)量分數(shù)，%)

表3 焊劑化學(xué)成分 (質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 沖擊試樣的V形缺口位置示意圖

焊接工藝如表4所示。采用5道次焊接，為降低HAZ區(qū)顯微組織粗化，道次間隔溫度控制在180～200℃。焊接熱輸入計算公式見式(1)。

式中，E為焊接線能量，kJ/cm；U為焊接電壓，V；I為焊接電流，A；v為焊接速度，mm/min。

表4 焊接工藝參數(shù)

實驗結(jié)果與分析

焊接接頭顯微組織和顯微硬度

焊接接頭熱影響區(qū)的顯微組織見圖2。圖2(a)為母材熔合線區(qū)的顯微組織，圖上增加示意線代表融合線。圖2(b)為焊縫區(qū)的顯微組織。從圖中可以看出焊縫區(qū)顯微組織為針狀鐵素體+先共析鐵素體，針狀鐵素體顯微組織非常細小，針狀鐵素體主要形核位于焊縫中的夾雜物，先共析鐵素體整體趨垂直于熔合線方向生長。圖2(c)為粗晶熱影響區(qū)的顯微組織，顯微組織為粒狀貝氏體組織，粒狀貝氏體具有粗大的原始奧氏體晶界，內(nèi)部分布著大量長條狀或顆粒狀M/A島，每一個粗大的粒狀貝氏體具有相近的晶體取向，原始奧氏體晶界為粒狀貝氏體的有效晶界(＞15°)，晶體內(nèi)部含有大量的亞晶界[2]，這樣的組織可能會降低焊接接頭的沖擊韌性。圖2(d)為細晶區(qū)的顯微組織，主要為細小的粒狀鐵素體，并在晶界上分布著少量碳化物。

圖3為5#試樣的焊接接頭顯微硬度離焊縫中心線的變化趨勢，采用低強匹配的焊接金屬，所表現(xiàn)出來的焊縫區(qū)的顯微硬度值小于母材及熱影響區(qū)。從焊縫中心開始，沿垂直于焊縫方向依次進行硬度測試。由于受焊接熱循環(huán)影響，焊縫接頭顯微組織的變化非常顯著，將相臨硬度點的測試距離設(shè)置為200 μm，其余各區(qū)域為500 μm。從圖中可以看出，焊接接頭的顯微硬度值表現(xiàn)出較大的差異，焊接熱影響區(qū)(HAZ)的硬度高于母材和焊縫區(qū)的硬度。在焊接熱影響區(qū)中，不同熱影響區(qū)同樣存在很大變化，細晶熱影響區(qū)的硬度值最小，約為HV 215，粗晶熱影響區(qū)硬度值最大，平均值約為HV 244，母材的平均顯微硬度值約為HV 215。

焊接接頭的力學(xué)性能結(jié)果

由于焊接熔敷金屬的強度遠低于母材強度，焊接拉伸斷裂位置均在焊縫區(qū)。表5為焊接熔合線附近粗晶熱影響區(qū)的沖擊吸收功。編號為1#～3#試樣的CGHAZ區(qū)沖擊吸收功在40～76 J，而編號為4#～6#試樣的沖擊吸收功較低，在8～45 J。對比不同成分CGHAZ沖擊韌性，可知B元素在高溫?zé)嵫h(huán)作用下，偏析在原始奧氏體晶粒，在冷卻過程中形成BN導(dǎo)致晶界脆化[3]，而Ni元素有利于提高韌性。

圖2 接頭熱影響區(qū)的顯微組織

圖3 5#試樣接頭硬度數(shù)據(jù)

表5 粗晶熱影響區(qū)的沖擊實驗結(jié)果(-20℃)

表6為焊接熱影響區(qū)中細晶熱影響區(qū)的沖擊吸收功。從表6中可以看出，細晶熱影響區(qū)的沖擊韌性與母材相當(dāng)。這表明焊接熱影響區(qū)顯微組織的驟變使得不同部位的力學(xué)性能差異很大。該區(qū)高的沖擊韌性主要歸因于細小有效晶界尺寸，根據(jù)Picking等人的實驗結(jié)果，晶粒尺寸的細化不僅僅可以提高材料的強度，而且可以降低材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)，提高韌脆轉(zhuǎn)變曲線上平臺的沖擊吸收功[3]。

焊接熱影響區(qū)沖擊斷口形貌

圖4為2#和5#試樣粗晶熱影響區(qū)的沖擊斷口形貌。從整體形貌可以看出，大部分斷口均屬于解理斷裂面，斷口形狀并未發(fā)生明顯塑性變形。2#試樣的微觀斷口形貌可以看出，解理斷面的單元解理面的尺寸很大，最大單元解理面尺寸超過100 μm，表明解理裂紋在這個解理面上沿近直線擴展的距離非常遠，裂紋的擴展功很小。5#試樣在缺口位置附近出現(xiàn)了小面積的韌窩，大大提高了裂紋的起裂功，相對韌性有所提高。

表6 細晶熱影響區(qū)的沖擊實驗結(jié)果(-20℃)

圖4 焊接粗晶熱影響區(qū)的沖擊斷口形貌

圖5 焊接細晶熱影響區(qū)的沖擊斷口形貌

攝影 高 龑

圖5 為2#和5#試樣細晶熱影響區(qū)的沖擊斷口形貌，對比粗晶熱影響區(qū)的全貌斷口可知，細晶熱影響區(qū)斷口的V形根部中出現(xiàn)了約50%的纖維斷面，高倍形貌圖中可以看到纖維斷面上有大量細小韌窩，這是提高細晶熱影響區(qū)沖擊韌性的重要原因。由于細晶熱影響區(qū)的沖擊吸收功高，導(dǎo)致裂紋擴展的阻力較大，裂紋擴展往往會出現(xiàn)向粗晶熱影響區(qū)甚至焊縫方向偏轉(zhuǎn)，從全貌圖也可以看出，斷口的下端出現(xiàn)較大角度的傾斜面[4]，這種偏轉(zhuǎn)顯然在一定程度上也降低了粗晶熱影響區(qū)的裂紋擴展吸收功。

結(jié)束語

(1) 焊接母材組織主要為貝氏體鐵素體和多邊形鐵素體，焊縫區(qū)的顯微組織以針狀鐵素體為主，而焊接熱影響區(qū)以粒狀貝氏體為主，焊接熱影響區(qū)顯微組織的變化非常顯著。

(2) 粗晶熱影響區(qū)由于緊靠熔合線，顯微組織為粒狀貝氏體組織。粒狀貝氏體具有粗大的原始奧氏體晶界，會惡化沖擊韌性，粗晶熱影響區(qū)的斷口呈解理斷面。

(3) 細晶熱影響區(qū)的沖擊吸收功和母材接近，宏觀斷口有塑性變形，呈延性斷裂，斷口上分布大量細小韌窩。

(4) B元素在高溫?zé)嵫h(huán)作用下，偏析在原始奧氏體晶粒，在冷卻過程中形成BN導(dǎo)致晶界脆化。Ni在一定程度上有利于提高韌性。