韓麗梅，李 麗，田 猛，曲錦波

(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院，張家港 215625)

0 引 言

隨著經(jīng)濟一體化和全球化發(fā)展，世界范圍內(nèi)的貨運量增加，推動了貨運船舶向大型化發(fā)展，使得船舶用鋼板的厚度也逐漸增大。在船舶制造過程中，焊接工序約占整個造船周期的20%～30%，焊接成本約占造船總成本的17%[1-2]。為提高船體焊接效率、降低制造成本，大熱輸入焊接方法(熱輸入不低于50 kJ·cm-1)，如氣電立焊、電渣焊、焊劑銅襯墊(FCB)埋弧自動單面焊、雙絲埋弧焊等被引入到船舶制造中。大熱輸入焊接工藝具有加熱溫度高、高溫停留時間長、冷卻速率慢等特點，會延長原奧氏體晶粒長大時間，擴大熱影響區(qū)(HAZ)范圍，使組織發(fā)生粗化并惡化熱影響區(qū)的低溫韌性。其中，熱影響區(qū)粗晶區(qū)因晶粒最為粗大，產(chǎn)生的脆化最為明顯，是大熱輸入焊接件的薄弱區(qū)[3]。

國內(nèi)外學者經(jīng)大量研究發(fā)現(xiàn)，氧化物冶金或微合金化技術能夠改善熱影響區(qū)的低溫韌性[4-6]，通過添加鈦、釩、鈮等微合金元素，利用這些元素在鋼中生成的氧化夾雜物和細小第二相來釘扎原奧氏體晶界，抑制奧氏體晶粒的長大，從而細化晶粒，并促進有益組織(晶內(nèi)針狀鐵素體)的形成。例如，TiOx、TiN、VN可作為非均勻形核質(zhì)點誘導晶內(nèi)鐵素體形核，細化晶粒[7]；V(C，N)、Nb(C，N)第二相粒子可沉淀于晶界，釘扎奧氏體晶界，阻止奧氏體晶粒長大[8]。鈮、鈦作為強碳、氮化物形成元素，對于提高鋼板強度、改善鋼板低溫韌性十分有效；高強船板鋼中一般添加質(zhì)量分數(shù)在0.01%～0.05%的鈮元素和0.01%～0.02%鈦元素，以提高其強韌性和焊接性[9]。

有關鈮元素對鋼焊后熱影響區(qū)韌性的影響目前存在一定爭議：高胄[10]認為，在小熱輸入焊接條件下，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的韌性總體隨著鈮含量的增加而提高，而大熱輸入焊接條件下，鈮的增加對粗晶區(qū)韌性改善無明顯影響；張英喬等[11]研究表明，鈮的添加對大熱輸入焊接條件下鋼的粗晶區(qū)韌性存在不利影響。因此，作者采用控軋控冷工藝(TMCP)生產(chǎn)含鈮和無鈮兩種DH36級船板鋼，并進行熱輸入量為150 kJ·cm-1的大熱輸入氣電立焊，研究了鈮元素對船板鋼大熱輸入焊接熱影響區(qū)組織與韌性的影響，為低成本大熱輸入焊接船板鋼的開發(fā)提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

母材為在常規(guī)DH36船板鋼成分的基礎上，添加少量鈮、鈦元素制備的含鈮和無鈮兩種船板鋼。兩種鋼的化學成分見表1，均采用低碳成分設計，除鈮元素外，其他元素含量相同。采用TMCP工藝生產(chǎn)鋼板，板厚為30 mm，兩種鋼板的軋制態(tài)組織均由細小鐵素體和珠光體組成，拉伸性能和-20 ℃沖擊韌性良好，如表2所示。焊接材料為日本神鋼生產(chǎn)的直徑為1.6 mm的DW-S1LG氣電立焊專用焊絲。

表1 兩種船板鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))

表2 兩種船板鋼的力學性能

在船板鋼上截取尺寸為800 mm×300 mm×30 mm的試樣，采用對接接頭形式，開單邊V型坡口。采用YS-EGW-D-II型雙絲氣電立焊機進行焊前無預熱、焊后無熱處理的氣電立焊，焊接熱輸入為150 kJ·cm-1，焊接電流為400 A，焊接電壓為39 V，保護氣體為CO2，保護氣體流量為25～30 L·min-1，焊接速度為6.1 mm·min-1。

使用OMNISCAN MX2型超聲波相控陣探傷儀對焊接接頭進行無損探傷，檢測是否存在內(nèi)部缺陷。將焊接接頭橫向剖開制取金相試樣，經(jīng)機械研磨拋光，體積分數(shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，使用蔡司Image-A 1m型光學顯微鏡(OM)和SIGMA型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察距熔合線(FL)1,2,3,5,9 mm熱影響區(qū)處(分別記為FL+1,FL+2,FL+3,FL+5,FL+9位置)的顯微組織，使用SEM附帶的能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分分析。將焊接接頭橫向剖開，經(jīng)體積分數(shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，在焊縫(WM)、熔合線以及FL+1，F(xiàn)L+2，F(xiàn)L+3，F(xiàn)L+5，F(xiàn)L+7位置刻畫出V型缺口位置，再將其加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的V型缺口沖擊試樣。在IMP450-J型擺錘沖擊試驗機上進行沖擊試驗，試驗溫度為-20 ℃，使用SEM觀察沖擊斷口形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 接頭宏觀形貌

兩種船板鋼焊接接頭經(jīng)目視檢測焊縫成形良好，經(jīng)無損探傷檢測無焊接缺陷。距熔池中心不同距離處的熱影響區(qū)(HAZ)經(jīng)歷的焊接熱循環(huán)不同，產(chǎn)生的固態(tài)相變不同，具有的組織與性能不同。根據(jù)焊接熱循環(huán)狀態(tài)，可將熱影響區(qū)分為熱影響區(qū)粗晶區(qū)(CGHAZ)、熱影響區(qū)細晶區(qū)(FGHAZ)和熱影響區(qū)臨界區(qū)(ICHAZ)3個區(qū)域。含鈮鋼焊接接頭CGHAZ、FGHAZ、ICHAZ的寬度分別約為1，6，4 mm，無鈮鋼焊接接頭的則分別約為1，7，3 mm，兩種鋼焊接接頭熱影響區(qū)的3個區(qū)域?qū)挾葻o明顯差別，如圖1所示。

圖1 兩種船板鋼焊接接頭的橫截面宏觀形貌

圖2 含鈮鋼焊接接頭HAZ不同位置的顯微組織

2.2 熱影響區(qū)顯微組織

圖2和圖3中臨近FL位置給出的是CGHAZ的整體形貌；FL+1位置表示距熔合線1 mm位置，以此類推。由圖2和圖3可以看出：兩種鋼焊接接頭CGHAZ的最大寬度均約為1 mm，F(xiàn)L至FL+1位置處的晶粒較為粗大，屬于CGHAZ；兩種鋼CGHAZ的顯微組織均主要由晶界鐵素體、粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體組成，但含鈮鋼CGHAZ中的晶界鐵素體含量較少，粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體含量較多。FL+2，F(xiàn)L+3，F(xiàn)L+5位置的晶粒較為細小，這些區(qū)域?qū)儆贔GHAZ；隨著距熔合線距離的增大，F(xiàn)GHAZ組織變得細小、均勻，相組成也發(fā)生明顯變化。在含鈮鋼焊接接頭FGHAZ中，F(xiàn)L+2位置的顯微組織含有較多的粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體，以及較少的鐵素體；FL+3處粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體幾乎全部消失，組織轉(zhuǎn)變成鐵素體和珠光體，但珠光體含量極少；FL+5處則為均勻細小的鐵素體和珠光體組織。在無鈮鋼焊接接頭FGHAZ中，F(xiàn)L+2處的顯微組織主要由鐵素體和珠光體組成，只含有少量的粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體，F(xiàn)L+3和FL+5處的組織結構與含鈮鋼相同。兩種鋼FL+9處的晶粒大小都不均勻，晶粒取向沿軋制方向，該區(qū)域?qū)儆贗CHAZ，其顯微組織由粗大的鐵素體和細小的珠光體組成。

與無鈮鋼相比，含鈮鋼焊接接頭CGHAZ組織中的晶界鐵素體含量較少，粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體含量較多，鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變推遲。這是由于鈮元素會阻礙碳原子擴散，降低鐵素體和珠光體的轉(zhuǎn)變溫度，抑制這兩相的生成。同時，固溶在鋼中的鈮元素易在原奧氏體晶界上富集，對鐵素體相變的界面運動起到較強的釘扎拖拽作用，從而阻止鐵素體相變，抑制晶界鐵素體生成。鈮元素雖然對貝氏體轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間幾乎沒有影響，但會擴大貝氏體轉(zhuǎn)變的冷卻速率范圍，增大各冷卻速率下亞穩(wěn)奧氏體發(fā)生貝氏體轉(zhuǎn)變的傾向，從而促進粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體的生成。

圖3 無鈮鋼焊接接頭HAZ不同位置的顯微組織

圖4 兩種船板鋼焊接接頭HAZ中M-A島的典型微觀形貌

用SEM觀察兩種鋼焊接接頭HAZ組織時，均發(fā)現(xiàn)存在馬氏體-奧氏體(M-A)島。M-A島或呈塊狀分布在粒狀貝氏體組織上，或呈長條狀分布在貝氏體鐵素體板條間，如圖4所示。塊狀M-A島和長條狀M-A島的微觀結構并非典型的結構形態(tài)，兩者均發(fā)生了不同程度的分解，分解為由鐵素體和滲碳體組成的偽珠光體。長條狀M-A島的分解程度大于塊狀M-A島的，這與MASTUDA等[12]在研究HSLA鋼熱影響區(qū)組織時觀察到的現(xiàn)象相同。

HAZ中的析出相與鋼中鈦、鈮與碳、氮元素之間的親和力以及各元素含量和析出相形成溫度有關。含鈮鋼焊接接頭HAZ中析出了(Ti,Nb)(C,N)第二相粒子，而無鈮鋼焊接接頭HAZ中析出了Ti(C,N)第二相粒子，如圖5所示。(Ti,Nb)(C,N)和Ti(C,N)第二相粒子的形態(tài)均為方形，尺寸在50～200 nm之間，彌散分布在原奧氏體晶界和亞晶界附近及晶粒內(nèi)部，具有較好的高溫穩(wěn)定性，可起到細化晶粒的作用。

圖5 兩種船板鋼焊接接頭HAZ中析出相的SEM形貌和EDS譜

2.3 接頭低溫韌性

圖6 兩種船板鋼焊接接頭不同位置的-20 ℃沖擊功

由圖6可知：無鈮鋼焊接接頭不同位置均具有良好的低溫沖擊韌性，-20 ℃沖擊功單值均在102 J以上，遠高于船級社規(guī)范對DH36級鋼板焊接接頭的沖擊韌性要求(平均值不低于34 J，單值不低于24 J)；含鈮鋼焊接接頭除了FL位置，其他位置的低溫韌性均良好，-20 ℃沖擊功單值均在143 J以上，而FL位置的低溫韌性顯著降低，-20 ℃沖擊功出現(xiàn)單值低于24 J的情況，無法滿足船級社規(guī)范要求。

在焊接接頭FL處開V型缺口時，V型缺口有一半位于緊鄰FL的CGHAZ；而CGHAZ由于所受熱循環(huán)峰值溫度高，組織易脆化，導致韌性惡化。與無鈮鋼相比，含鈮鋼焊接接頭FL位置出現(xiàn)韌性惡化現(xiàn)象是因為該位置組織中晶界鐵素體含量減少、粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體含量增多，相應的粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體組織中的塊狀和長條狀M-A島含量增多。典型塊狀M-A島的硬度一般在800～1 200 HV，長條狀的在600～800 HV[13]；鐵素體基體的硬度約為200 HV:M-A島與鐵素體基體之間的強度不匹配。當施加載荷時，位錯會在M-A島附近堆積而產(chǎn)生應力集中，導致M-A島與基體界面處形成微空洞和微裂紋，成為局部脆性區(qū)；M-A島因硬度較高、塑性變形能力較弱而在裂紋擴展后期斷開，引發(fā)準解理斷裂，從而降低組織韌性。兩種鋼接頭中的M-A島均發(fā)生了分解，分解后的M-A島雖然硬度有所降低，與基體之間的強度不匹配性減弱，但是位于晶界處的M-A島分解形成的顆粒狀或小短片狀滲碳體一般會無序、松散地偏聚在晶界和亞晶界處，弱化了晶界，降低了起裂所需的臨界應力，極易引發(fā)脆性裂紋的萌生與擴展，對韌性不利。

兩種鋼焊接接頭FL位置的沖擊斷口形貌呈扇形花樣，為典型的準解理斷裂形貌特征，屬于脆性斷裂，如圖7所示。與無鈮鋼相比，含鈮鋼FL位置沖擊斷口的扇形花樣較大，撕裂脊線較少，擴展面較為平整。扇形花樣是由于裂紋擴展遇到大角度晶界時不能通過，在晶界處產(chǎn)生新的裂紋并向外擴展而形成的；扇形花樣越小，撕裂脊線越多，裂紋擴展所需要的能量越高，韌性越好。因此，無鈮鋼FL位置的韌性優(yōu)于含鈮鋼FL位置的。

圖7 兩種鋼焊接接頭FL位置沖擊斷口形貌

3 結 論

(1) 未添加鈮和添加質(zhì)量分數(shù)0.025%鈮制備的無鈮鋼和含鈮鋼在熱輸入為150 kJ·cm-1條件下焊接后，CGHAZ組織均由晶界鐵素體、粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體組成，粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體中均存在塊狀和板條狀M-A島，但與無鈮鋼相比，含鈮鋼CGHAZ中的晶界鐵素體含量減少，粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體含量增多；隨著距熔合線距離的增加，兩種鋼接頭HAZ組織均逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體和珠光體；此外，兩種鋼焊接接頭HAZ中均存在第二相粒子，含鈮鋼熱影響區(qū)的第二相粒子為(Ti,Nb)(C,N)，無鈮鋼中的為Ti(C,N)。

(2) 無鈮鋼焊接接頭焊縫、熔合線處和距熔合線不同距離HAZ位置的-20 ℃沖擊功單值均在102 J以上，遠高于船級社規(guī)范對DH36級鋼板焊接接頭的沖擊韌性要求；含鈮鋼焊接接頭除了熔合線處-20 ℃沖擊功出現(xiàn)單值低于24 J的情況，無法滿足船級社規(guī)范要求外，其他位置的-20 ℃沖擊功單值均在143 J以上。鈮的添加對DH36級船板鋼大熱輸入焊接接頭韌性不利，這與鈮元素會推遲鐵素體和珠光體轉(zhuǎn)變，促進粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體生成有關。