陳林恒， 劉攀， 崔強， 范益， 孟令明， 王紅鴻

(1.南京鋼鐵有限公司，南京 210035；2.武漢科技大學，高性能鋼鐵材料及其應(yīng)用省部共建協(xié)同創(chuàng)新中心，武漢 430081)

0 前言

在鋼鐵材料焊接時，在焊接熱循環(huán)作用下形成熱影響區(qū)，其粗晶區(qū)的峰值溫度接近熔點，晶粒粗化是其顯著的微觀組織特征之一。由于晶粒粗化，導致粗晶區(qū)力學性能惡化，尤其是低溫沖擊韌性，已是當今鋼鐵材料焊接冶金領(lǐng)域關(guān)注的內(nèi)容。

對于體心立方結(jié)構(gòu)(BCC)的低合金高強鋼，在焊接熱循環(huán)的加熱過程中，當溫度高于Ac1點，會發(fā)生從體心立方(BCC)向面心立方(FCC)的相變，稱為奧氏體逆轉(zhuǎn)變[1-2]，繼續(xù)加熱到Ac3點，完成奧氏體的逆轉(zhuǎn)變，之后發(fā)生奧氏體的長大[3]。在此過程中，奧氏體的長大行為，決定了熱影響區(qū)粗晶區(qū)的最終晶粒尺寸[4-5]。逆轉(zhuǎn)變奧氏體的長大方式一般包括：晶界遷移、角隅的合并、消失和移動，以及晶界的平直化、晶粒的合并、大晶粒吞并小晶粒[6]。加熱速度、加熱溫度、合金元素及原始組織都會影響奧氏體的形核長大[7]。加熱速度越快，保溫溫度越高、原始組織晶粒尺寸越小、晶界面積越大，越利于奧氏體形核長大。晶界遷移時，原子在晶界處發(fā)生短程擴散。加熱溫度、保溫時間、加熱速度，都可以影響原子的擴散，因此也會影響晶界的遷移。合金元素也會影響晶界的遷移[8]。合金元素如Ti，Nb，V等，會形成難溶的碳化物，對晶界的遷移有較大的阻礙作用。伴隨晶界的遷移，在晶界處會有合金元素的偏聚，同樣對晶界的遷移速度產(chǎn)生不同的影響，如溶質(zhì)拖曳等。以上研究材料多為熱處理條件，對于焊接熱循環(huán)作用下的逆轉(zhuǎn)變奧氏體長大，相關(guān)研究較少。

該工作以復合型耐火鋼為研究材料，采用激光高溫共聚焦掃描顯微鏡方法原位觀察逆轉(zhuǎn)變奧氏體的長大[9]，同時，分析了該鋼在不同焊接熱輸入下的粗晶區(qū)的晶粒尺寸及低溫沖擊韌性。

1 試驗材料及方法

試驗材料為Q420FRE復合型耐火鋼，其供貨狀態(tài)是TMCP，顯微組織以粒狀貝氏體為主。表1為Q420FRE鋼的化學成分，其它元素：0.000 2%B， 0.033%Alt，0.004 4%N，0.000 2%H。表2為Q420FRE鋼的力學性能。

該試驗中，使用熱模擬方法測出相變點Ac1，Ac3。試驗設(shè)備為Gleeble3800熱模擬機，測定加熱過程中的逆轉(zhuǎn)變奧氏體相變溫度，加熱速度為0.05 ℃/s，200 ℃/s，試樣尺寸為φ6 mm×70 mm。為研究鈮元素對加熱過程中的相變點的影響，將鈮含量為0.05%的結(jié)構(gòu)鋼作為對比鋼，檢測相變點并進行對比。對比鋼的合金成分除Nb含量不同外，其它元素相同。

在高溫共聚焦試驗中，該試驗采用了激光共聚焦高溫掃描顯微鏡的方法[10]在VL2000DX-SVF17SP顯微鏡上原位觀察高溫時奧氏體晶粒長大，并使用割線法和面積法測量奧氏體晶粒尺寸。試樣尺寸為φ4 mm×6 mm，表面磨制并拋光。試樣以1 ℃/s的速度加熱到1 320 ℃，停留1 s，然后以1 ℃/s的速度冷卻到室溫。以15幀/秒的拍攝實況圖片進行在線觀察。

表1 Q420FRE鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

表2 Q420FRE鋼的力學性能

使用埋弧焊制備焊接接頭，采用厚度為40 mm的試板，規(guī)格為40 mm×230 mm×500 mm，坡口形式為X形，全自動埋弧焊方法(SAW)，焊接熱輸入分別為：15 kJ/cm，50 kJ/cm，75 kJ/cm。然后進行光學顯微組織分析及沖擊韌性測試。

在光學顯微組織分析試驗中，對埋弧焊焊接接頭的粗晶區(qū)進行了光學顯微組織分析，使用的光學顯微鏡型號為BM51。其試樣制備按常規(guī)方法進行磨制、拋光，并用4%硝酸酒精腐蝕。

在焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的沖擊韌性測試試驗中，沖擊試樣取自表面下2 mm處，并距熔合線1 mm處取V形沖擊缺口，測試-40 ℃沖擊韌性。

2 試驗結(jié)果

2.1 逆轉(zhuǎn)變奧氏體相變溫度

表3中為含鈮0.09%的Q420FRE在兩個不同升溫速度下的相變點及含鈮0.05%的對比鋼在緩慢升溫速度下的相變點。在緩慢升溫條件下(0.05 ℃/s)得到的就近似于平衡態(tài)的相變點。表3顯示：高鈮含量(0.09%)鋼的近平衡態(tài)的相變溫度Ac1，Ac3均高于鈮含量(0.05%)對比鋼的相變溫度。200 ℃/s升溫速度是模擬焊接條件，與升溫速度0.05 ℃/s的條件相比較，可知隨著升溫速度的增大，Q420FRE鋼的相變溫度升高，也就是說在實際焊接過程中，加熱過程的Ac1，Ac3要高于近平衡態(tài)的相變溫度。

2.2逆轉(zhuǎn)變奧氏體晶粒長大

圖1為不同溫度下的奧氏體晶粒變化圖，即從1 050 ℃加熱到峰值溫度1 317 ℃，之后再冷卻到800 ℃的過程中的奧氏體晶粒變化圖。在加熱過程中，奧氏體逆轉(zhuǎn)變從810 ℃開始，在810～1 050 ℃的溫度范圍內(nèi)，形核與長大同時進行。先形核的奧氏體開始長大，長大速度較小，為0.002 055 μm/s。到1 050 ℃時，奧氏體逆轉(zhuǎn)變完成，全面進入長大階段，如圖1a所示。從1 050～1 200 ℃的階段，逆轉(zhuǎn)變奧氏體基本以晶界遷移的方式長大，如圖1b～圖1d所示，其長大速度較低，為0.004 135 μm/s。在1 200～1 320 ℃的階段，開始出現(xiàn)晶粒合并的長大方式，如圖1d～圖1g所示，晶粒長大速度增大，為0.009 575 μm/s。到達峰值溫度1 320 ℃時，奧氏體晶粒大小不均勻，最大的晶粒尺寸約為50 μm，最小的晶粒尺寸約為20 μm，如圖1g所示。在隨后的冷卻過程中，晶粒沒有繼續(xù)長大，如圖1h～圖1l所示。

表3 Q420FRE鋼與對比鋼的臨界溫度點

2.3 埋弧焊焊接熱影響粗晶區(qū)晶粒

圖2是焊接熱輸入分別為15 kJ/cm，50 kJ/cm，75 kJ/cm的焊接接頭粗晶區(qū)的光學顯微組織。從圖2中可以看出，3個焊接熱輸入下的粗晶區(qū)組織主要為貝氏體，且晶粒細小，測得熱輸入15 kJ/cm，50 kJ/cm，75 kJ/cm條件下，鐵素體基體的平均晶粒尺寸在分別約為：32 μm，41 μm，25 μm，且隨焊接熱輸入的增大，晶粒沒有增大。在圖3中，可以看到在塊狀的鐵素體基體上均分布著第二相(滲碳體和M-A組元)。此外，在晶界處均有少量珠光體。

2.4 埋弧焊焊接熱影響粗晶區(qū)的低溫沖擊韌性

將實際埋弧焊的焊接接頭進行-40 ℃低溫沖擊試驗，結(jié)果示于表4中。由于是X形坡口，熔合線(FL)及粗晶區(qū)(FL+1 mm)的沖擊韌性取樣會包括部分焊縫金屬(WM)，因此，將焊縫金屬的沖擊韌性一并列于表中。從表4可以看出，焊縫金屬沖擊韌性并未隨焊接熱輸入的增大而出現(xiàn)顯著的減小，因而，焊縫金屬的沖擊韌性不會影響到熔合線和粗晶區(qū)。表4表明：焊接熱輸入為15 kJ/cm 時，熔合線的平均低溫沖擊吸收能量為282 J，268 J，焊接熱輸入為50 kJ/cm時，熔合線的平均低溫沖擊吸收能量為295 J，278 J，低溫沖擊韌性沒有隨著熱輸入的增大而降低。當焊接熱輸入為75 kJ/cm時，熔合線的平均低溫沖擊吸收能量為177 J，188 J，比15 kJ/cm和50 kJ/cm的沖擊韌性低，這是因為在兩個位置出現(xiàn)了兩個低值，98 J和60 J，即沖擊韌性波動較大而致。

圖1 不同溫度下的奧氏體晶粒變化圖

圖2 不同焊接熱輸入下焊接接頭粗晶區(qū)的光學顯微組織(低倍)

圖3 不同焊接熱輸入下焊接接頭粗晶區(qū)的光學顯微組織(高倍)

表4 埋弧焊的(-40 ℃)低溫沖擊韌性

3 討論

3.1 逆轉(zhuǎn)變奧氏體相變溫度的影響

Nb元素一般認為是鐵素體形成元素，但是當含量較高時，它會表現(xiàn)出奧氏體形成元素的特性[11]，從而影響加熱過程中的逆轉(zhuǎn)變奧氏體。表3結(jié)果證實了這一點，當鈮含量為0.09%時，相比于0.05%鈮含量的對比鋼，其逆轉(zhuǎn)變奧氏體開始溫度Ac1和完成溫度Ac3均提高20 ℃左右。該試驗鋼含有較高Nb元素，再加上奧氏體化元素Mn含量低(0.78%)、C含量超低(0.045%)，使得該鋼相變溫度Ac1，Ac3較高。尤其在焊接過程中，快速加熱，進一步提高了奧氏體逆轉(zhuǎn)變溫度較高。因而，相比于逆轉(zhuǎn)變奧氏體低的鋼鐵材料，Q420FRE鋼完全轉(zhuǎn)變的奧氏體溫度較高，于是轉(zhuǎn)變后奧氏體進行長大的時間縮短，意味著奧氏體長大熱力學條件降低。

3.2 逆轉(zhuǎn)變奧氏體長大方式

圖1奧氏體晶粒長大原位觀察表明，逆轉(zhuǎn)變奧氏體在初期以晶界遷移的方式長大，長大速度較慢，之后以晶粒合并方式長大，沒有觀察到大晶粒吞并小晶粒的長大方式，因而，沒有奧氏體異常長大的現(xiàn)象。而且，在躍過峰值溫度后的冷卻過程中，沒有發(fā)現(xiàn)晶粒的再長大，即沒有熱慣性長大現(xiàn)象。

該課題組前期關(guān)于高鈮耐火鋼焊接熱影響區(qū)碳氮化鈮演變研究表明[12]：焊接加熱過程，在溫度達到500～650 ℃時，碳氮化鈮開始粗化，到1 050 ℃時，碳氮化鈮開始重新熔解，鈮元素固溶于奧氏體基體中，直到1 200 ℃全部熔解。碳氮化鈮的存在對奧氏體晶界具有釘扎作用，因而在逆轉(zhuǎn)變奧氏體長大初期，以晶界遷移為主要方式，且長大速度較小。隨著碳氮化鈮的熔解，晶界釘扎作用逐漸失去作用，且奧氏體長大方式變?yōu)橐跃Я：喜橹?，因而長大速度增大。到峰值溫度之后，鈮元素全部固溶于奧氏體基體中，在隨后的快速冷卻過程，鈮元素發(fā)生了晶界偏聚行為[13-14]，偏聚于晶界降低了界面能，降低了晶界遷移的驅(qū)動力，這可能是在隨后的冷卻過程中沒有發(fā)生晶粒長大的原因。

3.3 晶粒尺寸對沖擊韌性的影響

對于粗晶熱影響區(qū)的沖擊韌性，晶粒尺寸起著至關(guān)重要的影響作用。從圖2和圖3的顯微組織可以看出，3個焊接熱輸入的粗晶區(qū)顯微組織以貝氏體為主，在第二相(滲碳體和M-A及珠光體)的數(shù)量上略有差別，會在一定程度上影響沖擊韌性。但相較于顯微組織，晶粒尺寸起著更顯著的作用。在焊接熱循環(huán)作用有下，奧氏體晶粒沒有異常長大，并在隨后的冷卻過程中形成了細小的晶粒。細小的晶粒擁有較多的晶界，在裂紋擴展過程中，晶界阻礙裂紋擴展或改變裂紋擴展路徑，增加了裂紋擴展能，從而提高了沖擊韌性。而且將焊接熱輸入提高至75 kJ/cm時，熱輸入已經(jīng)達到了大熱輸入焊接的參數(shù)，但是由于晶粒尺寸較小，粗晶區(qū)仍保持了較高的沖擊韌性。

4 結(jié)論

(1)低Mn高Nb超低C的成分體系，提高了鋼材的相變溫度Ac1，Ac3，即提高了加熱過程中的逆轉(zhuǎn)變奧氏體相變溫度，因而，在焊接熱循環(huán)過程中，逆轉(zhuǎn)變奧氏體長大時間縮短。

(2)高溫共聚焦顯微方法表明，復合型耐火鋼在加熱過程中，奧氏體長大的初期階段以晶界遷移方式長大，速度較小，之后結(jié)合晶粒合并方式，沒有發(fā)現(xiàn)吞并方式的長大。冷卻過程中沒有發(fā)現(xiàn)晶粒長大。

(3)埋弧焊的粗晶熱影響區(qū)晶粒細小，且不隨熱輸入增大而增大，晶粒尺寸在25～41 μm之間。粗晶區(qū)的-40 ℃平均沖擊吸收能量在240 J以上，其主要原因在于粗晶區(qū)的細小的晶粒。