朱梓坤， 韓陽， 張舟， 張義， 周龍?jiān)?/p>

( 1. 華中科技大學(xué)，武漢 430074；2. 中建三局第一建設(shè)工程有限責(zé)任公司，武漢 430048)

0 前言

Q690D屬于低合金高強(qiáng)鋼，具有較高的強(qiáng)度、較好的塑性和韌性及良好的焊接性和耐腐蝕性能，在建筑、橋梁等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1-3]。但是在Q690D的焊接過程中, 焊縫兩側(cè)在焊接熱源作用下形成的溫度場(chǎng)使近縫區(qū)不同部位的母材受到了不同熱循環(huán)作用：靠近熔合線的粗晶區(qū)由于受到的熱循環(huán)峰值溫度高，是焊接接頭中組織最粗大，性能最薄弱的區(qū)域[4-5]；處于Ac1～Ac3之間溫度范圍的熱影響區(qū)，有一部分組織發(fā)生了固態(tài)相變，產(chǎn)生晶粒尺寸不均勻，導(dǎo)致性能的變化[6]。而對(duì)于多層多道焊，后續(xù)焊道的熱源對(duì)之前的熱影響區(qū)仍有影響，使得其組織更加復(fù)雜，因此對(duì)焊接熱影響區(qū)的組織和性能進(jìn)行研究對(duì)于保證焊接接頭質(zhì)量具有重要的意義。由于熱影響區(qū)很小，通常只有幾毫米，但各個(gè)區(qū)域的組織和性能區(qū)別較大，使用實(shí)際焊接試驗(yàn)的方式較難對(duì)各區(qū)域進(jìn)行準(zhǔn)確的區(qū)分，而使用Gleeble熱模擬機(jī)進(jìn)行焊接熱模擬則可以獲得不同熱影響區(qū)的組織，方便對(duì)其組織形態(tài)和性能進(jìn)行研究[7-10]。

文中通過使用Gleeble-3500熱模擬機(jī)，對(duì)試樣進(jìn)行一次和二次焊接熱循環(huán)模擬，以獲得各熱影響區(qū)的組織，并對(duì)其力學(xué)性能和顯微組織進(jìn)行測(cè)試觀察，研究一次和二次熱循環(huán)作用下不同熱循環(huán)峰值溫度和t8/5冷卻時(shí)間下的組織和性能。

1 試驗(yàn)方法

熱模擬試樣如圖1所示。根據(jù)經(jīng)驗(yàn)公式[11]計(jì)算Q690D的Ac1為724 ℃，Ac3為847 ℃。使用Gleeble-3500熱模擬機(jī)模擬焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的峰值溫度為1 350 ℃，另設(shè)峰值溫度為1 150 ℃作為對(duì)照組，用于對(duì)比峰值溫度1 350 ℃下的組織，同時(shí)也為觀察粗晶區(qū)原奧氏體晶粒的長大行為。模擬焊接熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)和臨界區(qū)的峰值溫度分別為900 ℃和800 ℃[12]。各峰值溫度下的冷卻速度t8/5為10 s，30 s，50 s。

圖1 熱模擬試樣

選取二次熱循環(huán)峰值溫度1 350 ℃，900 ℃，800 ℃以分別模擬未變粗晶區(qū)、過臨界粗晶區(qū)、臨界粗晶區(qū)，設(shè)置二次熱循環(huán)冷卻速度t8/5為30 s。具體熱模擬試驗(yàn)參數(shù)見表1。將熱模擬試樣在熱電偶處切開,作為顯微組織觀察面，試樣尺寸為11 mm×11 mm×8 mm。試樣經(jīng)不同粒度的砂紙打磨，然后在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光。最后用4%硝酸酒精作為腐蝕劑，采用光學(xué)顯微鏡進(jìn)行觀察。并使用維氏硬度計(jì)對(duì)試樣進(jìn)行硬度測(cè)試，每個(gè)試樣進(jìn)行3次硬度測(cè)試后取平均值，所用加載條件為1.96 N。將熱模擬試樣加工成10 mm×10 mm×55 mm的V形缺口標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，沖擊試驗(yàn)溫度為-20 ℃，將試樣置于低溫槽中保溫20 min，待溫度降低到要求后進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，每一條件下沖擊3個(gè)試樣，沖擊吸收能量取平均值，并對(duì)沖擊試樣斷口進(jìn)行SEM分析。

表1 熱模擬試驗(yàn)參數(shù)

2 結(jié)果分析

2.1 一次焊接熱循環(huán)的組織和性能

2.1.1顯微組織觀察

一次焊接熱循環(huán)時(shí)，不同峰值溫度和冷卻時(shí)間t8/5下的顯微組織如圖2～圖5所示。通過各峰值溫度的組織圖片，能夠明顯看到隨著峰值溫度的提高，晶粒呈現(xiàn)一個(gè)長大的過程。峰值溫度為800 ℃，處于Ac1～Ac3之間，基體組織沒有完全奧氏體化，新的奧氏體晶粒較細(xì)小，組織主要以粒狀貝氏體+鐵素體組織為主。峰值溫度為900 ℃時(shí)，母材在剛完全奧氏體化后隨即冷卻，原奧氏體晶粒來不及進(jìn)一步長大，冷卻后組織明顯細(xì)化，主要為細(xì)小的粒狀貝氏體。峰值溫度為1 150 ℃時(shí)，奧氏體晶粒得以長大，在較快的冷卻速度下，得到板條狀馬氏體和貝氏體組織，而且可以看到在t8/5=30 s時(shí)，晶粒明顯相較于10 s和50s時(shí)更小。峰值溫度為1 350 ℃時(shí)，處于完全淬火區(qū)的粗晶區(qū)，晶粒明顯長大，組織主要為板條馬氏體，粗大的板條馬氏體呈束狀排列交錯(cuò)分布于原奧氏體晶粒內(nèi)，一個(gè)原奧氏體晶粒中平均含有若干個(gè)板條束，似筐籃狀，呈典型板條馬氏體形貌特征。但隨著t8/5時(shí)間的增加，板條馬氏體組織開始明顯減少，并出現(xiàn)粒狀貝氏體組織。

圖2 一次熱循環(huán)峰值溫度為800 ℃下的顯微組織

圖3 一次熱循環(huán)峰值溫度為900 ℃下的顯微組織

圖4 一次熱循環(huán)峰值溫度為1 150 ℃下的顯微組織

圖5 一次熱循環(huán)峰值溫度為1 350 ℃下的顯微組織

2.1.2硬度測(cè)試分析

一次焊接熱循環(huán)時(shí)，不同峰值溫度和冷卻時(shí)間t8/5的硬度如圖6所示。同時(shí)，測(cè)得母材的硬度為249 HV，與各熱影響區(qū)硬度進(jìn)行比較。可以看出，在相同的冷卻速度下，隨著熱模擬峰值溫度的增大，熱影響區(qū)的硬度隨之增加；而在相同的峰值溫度下，除峰值溫度為1 150 ℃，t8/5為30 s的點(diǎn)外，硬度隨冷卻速度的減小而減小。粗晶區(qū)主要為板條馬氏體和貝氏體的混合組織，這2種組織都具有較高的硬度，所以粗晶區(qū)的硬度最大，最高可達(dá)432 HV。隨著冷卻速度的降低，粗晶區(qū)組織中板條馬氏體的含量不斷減少，粒狀貝氏體的含量不斷增加，而貝氏體的硬度相較于板條馬氏體更低，同時(shí)粗晶區(qū)的晶粒不斷粗化，使得該區(qū)硬度不斷降低。細(xì)晶區(qū)各冷卻速度下硬度變化不明顯，且略高于母材硬度。不完全淬火區(qū)組織中含有大量的鐵素體組織，且晶粒大小不均勻，其硬度在熱影響區(qū)中最低，且隨著冷卻速度的降低，臨界區(qū)的硬度變化不明顯。

圖6 一次熱循環(huán)試樣的顯微硬度

2.1.3沖擊試驗(yàn)結(jié)果及斷口分析

Q690D鋼的低溫沖擊吸收能量為74.8 J,熱模擬試樣沖擊試驗(yàn)數(shù)據(jù)見表2。峰值溫度為1 350 ℃時(shí)，沖擊吸收能量很低，并且隨著冷卻時(shí)間t8/5的延長，沖擊吸收能量呈現(xiàn)出一個(gè)下降的趨勢(shì)，該區(qū)的顯微組織主要為粗大的板條馬氏體組織，由于過熱嚴(yán)重，導(dǎo)致組織性能惡化，沖擊韌性很差。在峰值溫度為1 150 ℃時(shí)，沖擊韌性好于峰值溫度為1 350 ℃時(shí)，但仍處于較低水平。同樣，隨著冷卻時(shí)間t8/5的延長，試樣的沖擊韌性也表現(xiàn)為下降趨勢(shì)。模擬細(xì)晶區(qū)的峰值溫度為900 ℃，母材在剛完全奧氏體化后隨即冷卻，原奧氏體晶粒來不及進(jìn)一步長大，從而在冷卻終了時(shí)容易得到細(xì)晶組織，使得沖擊值較于粗晶區(qū)有較大的提升。同時(shí)，在冷卻時(shí)間t8/5為10 s和30 s時(shí)，沖擊吸收能量相差不大，但當(dāng)其增加到50 s時(shí)，沖擊吸收能量有一個(gè)較大幅度的下降。峰值溫度為800 ℃時(shí)正處于該母材的部分淬火區(qū)，即在鋼的Ac1～Ac3之間，該區(qū)的沖擊韌性表現(xiàn)為略高于峰值溫度為1 150 ℃的淬火粗晶區(qū)，但低于細(xì)晶區(qū)。

表2 一次熱循環(huán)試樣的沖擊性能

對(duì)冷卻速度t8/5為30 s的沖擊斷口的放射區(qū)進(jìn)行掃描電鏡分析，如圖7和圖8所示。對(duì)宏觀斷口形貌分析可知，峰值溫度為1 350 ℃時(shí)，整個(gè)切口斷面放射區(qū)所占比例極大，在斷口缺口附近幾乎看不到纖維區(qū)，整個(gè)斷口較為平整，表現(xiàn)出強(qiáng)烈的金屬光澤，呈亮灰色，有明顯的結(jié)晶顆粒，表現(xiàn)為結(jié)晶狀斷口；峰值溫度為1 150 ℃時(shí)，斷面放射區(qū)比例很大，在缺口附近的纖維區(qū)僅有一小部分，形貌特征與峰值溫度為1 350 ℃時(shí)相似；峰值溫度為900 ℃時(shí)，剪切唇區(qū)和纖維區(qū)所占比例最大，斷口產(chǎn)生了明顯的宏觀塑性變形，斷口粗糙，呈暗灰色，韌性斷裂傾向增大，說明該區(qū)韌性最好；峰值溫度為800 ℃時(shí)，剪切唇區(qū)和纖維區(qū)的面積較峰值溫度為1 150 ℃和1 350 ℃時(shí)更大，但不及峰值溫度為900 ℃時(shí)的面積。對(duì)顯微斷口形貌進(jìn)行分析可知，峰值溫度為1 150 ℃和1 350 ℃時(shí)，可以看到整個(gè)斷面被大量的解理臺(tái)階，“河流花樣”、“舌狀花樣”所占據(jù)，表現(xiàn)為典型的解理斷口特征；峰值溫度為900 ℃時(shí)，有很多細(xì)而小的韌窩，局部區(qū)域有大的顯微空洞，表明為延性斷裂，在部分韌窩中心底部存在著白色的顆粒物，為第二相質(zhì)點(diǎn)或折斷的夾雜物或者夾雜物顆粒。峰值溫度為800 ℃時(shí)，有許多短而彎曲的撕裂棱線條，表現(xiàn)出明顯的“河流花樣”特征，同時(shí)在局部區(qū)域又有反映韌性斷口特征的韌窩出現(xiàn)，斷面上有凹陷和二次裂紋的出現(xiàn)，屬于韌性斷裂和解理斷裂之間的準(zhǔn)解理斷口。

圖7 一次熱循環(huán)試樣的宏觀斷口形貌

圖8 一次熱循環(huán)試樣的微觀斷口形貌

2.2 二次焊接熱循環(huán)的組織和性能

2.2.1顯微組織觀察

二次焊接熱循環(huán)不同峰值溫度的顯微組織如圖9所示，由于第一次熱循環(huán)溫度較高，導(dǎo)致晶粒粗化，在經(jīng)歷了二次熱循環(huán)后，主要的顯微組織仍為板條馬氏體，隨著二次熱循環(huán)峰值溫度的降低，上貝氏體、粒狀貝氏體開始增多，晶粒粗化程度有所降低。當(dāng)二次熱循環(huán)峰值溫度為1 350 ℃時(shí)，主要組織為板條馬氏體，且其晶粒尺寸相較于單次熱循環(huán)峰值溫度為1 350 ℃時(shí)更大，因此性能惡化更為嚴(yán)重。當(dāng)二次熱循環(huán)峰值溫度為1 150 ℃時(shí)晶粒尺寸有所減小，其主要組織仍為板條馬氏體，當(dāng)二次熱循環(huán)峰值溫度進(jìn)一步降低到900 ℃，800 ℃時(shí)，出現(xiàn)了部分上貝氏體組織和粒狀貝氏體組織。總的來說，在一次熱循環(huán)時(shí)過高的峰值溫度試樣晶粒尺寸都較大，韌性較低，雖然二次熱循環(huán)峰值溫度較低時(shí)，對(duì)組織晶粒的細(xì)化有一定作用，但是程度有限，試樣仍然硬度高、韌性低，綜合性能較差。

圖9 二次熱循環(huán)試樣的顯微組織

2.2.2硬度測(cè)試分析

二次焊接熱循環(huán)的顯微硬度測(cè)試值見表3，隨著二次熱循環(huán)峰值溫度的上升，熱模擬試樣的硬度也逐漸增加。與一次熱循環(huán)峰值溫度為1 350 ℃、冷卻時(shí)間t8/5為30 s的熱模擬試樣相比(硬度為389.43 HV)，經(jīng)歷了二次熱循環(huán)的熱模擬試樣硬度值都更高，即使二次熱循環(huán)的峰值溫度為800 ℃和900 ℃，此時(shí)應(yīng)當(dāng)為臨界粗晶區(qū)和過臨界粗晶區(qū)，其硬度值仍要比389.43 HV更高，說明二次熱循環(huán)峰值溫度較低時(shí)對(duì)試樣的軟化作用并不明顯，甚至?xí)?dǎo)致試樣更硬，韌性惡化。

表3 二次熱循環(huán)試樣的顯微硬度

2.2.3沖擊試驗(yàn)結(jié)果及斷口分析

沖擊試驗(yàn)結(jié)果見表4。對(duì)比一次熱循環(huán)峰值溫度為1 350 ℃、冷卻時(shí)間t8/5為30 s時(shí)的低溫沖擊吸收能量26.9 J，在經(jīng)歷第二次熱循環(huán)后，第二次熱循環(huán)峰值溫度為1 350 ℃，1 150 ℃，900 ℃時(shí)，沖擊吸收能量均略低于26.9 J，僅當(dāng)二次熱循環(huán)峰值溫度為800 ℃時(shí)，沖擊吸收能量為28.47 J，略大于26.9 J，說明二次熱循環(huán)對(duì)沖擊吸收能量沒有明顯的改善作用，甚至當(dāng)二次熱循環(huán)峰值溫度大于900 ℃時(shí)，會(huì)導(dǎo)致沖擊性能降低。

表4 二次熱循環(huán)試樣的沖擊性能

對(duì)不同峰值溫度下沖擊試樣斷口的放射區(qū)進(jìn)行觀察，得到的SEM圖片如圖10和圖11所示。對(duì)宏觀斷口形貌分析可知，當(dāng)二次熱循環(huán)峰值溫度為1 150 ℃和1 350 ℃時(shí)，試樣的宏觀斷面由平整的結(jié)晶狀斷口變?yōu)槌霈F(xiàn)了很多空洞且凹凸不平，說明其韌性惡化已經(jīng)十分嚴(yán)重，試樣脆性很大。與單次熱循環(huán)峰值溫度為1 350 ℃的熱模擬試樣相比，二次熱循環(huán)峰值溫度為800 ℃和900 ℃時(shí)，試樣纖維區(qū)面積和剪切唇區(qū)面積略有增加，但是其斷面仍為平坦的結(jié)晶狀斷口。對(duì)顯微斷口形貌進(jìn)行分析可知，隨著二次熱循環(huán)峰值溫度升高，試樣由準(zhǔn)解理斷裂向解理斷裂轉(zhuǎn)變。二次熱循環(huán)峰值溫度為800 ℃時(shí)，斷口上出現(xiàn)了大的撕裂棱，存在密集細(xì)小的韌窩帶，解理刻面較小。二次熱循環(huán)峰值溫度為900 ℃時(shí)，韌窩帶變少，解理平臺(tái)更大，出現(xiàn)了更多的解理斷裂特征。二次熱循環(huán)峰值溫度為1 150 ℃時(shí)?！昂恿骰印钡摹爸Я鳌毕鄬?duì)短小，解理平面更加平直，放射區(qū)已經(jīng)找不到韌窩出現(xiàn)，并出現(xiàn)了部分大的空洞。當(dāng)二次峰值溫度為1 350 ℃時(shí)，可以分辨出很多解理平臺(tái)，且有很多大的空洞和二次裂紋出現(xiàn)，此時(shí)試樣脆性很大，為典型的解理斷裂。

圖10 二次熱循環(huán)試驗(yàn)的宏觀斷口形貌

圖11 二次熱循環(huán)試樣的微觀斷口形貌

3 結(jié)論

(1)一次焊接熱循環(huán)熱模擬試樣，隨著熱循環(huán)峰值溫度的增加，顯微組織晶粒逐漸粗化，由粒狀貝氏體組織向上貝氏體和板條馬氏體組織轉(zhuǎn)變；二次熱循環(huán)熱模擬試樣晶粒粗大，顯微組織主要為板條馬氏體組織，隨著二次熱循環(huán)峰值溫度降低，開始出現(xiàn)部分上貝氏體和粒狀貝氏體組織。

(2)一次焊接熱循環(huán)熱模擬試樣，隨著峰值溫度的增加，試樣的顯微硬度逐漸增大，且隨著冷卻時(shí)間t8/5的增加，顯微硬度呈下降趨勢(shì)；二次焊接熱循環(huán)熱模擬試樣，隨著峰值溫度的增加，顯微硬度逐漸增大，且比單次熱循環(huán)的熱模擬試樣硬度更大，說明二次熱循環(huán)即使峰值溫度較低，仍會(huì)導(dǎo)致試樣硬度增加。

(3)一次焊接熱循環(huán)熱模擬試樣，峰值溫度為900 ℃時(shí)，試樣的沖擊吸收能量最高，韌性最好，峰值溫度為1 350 ℃時(shí)，試樣韌性惡化，沖擊吸收能量最低，隨著冷卻時(shí)間t8/5的增加，試樣的沖擊吸收能量呈下降趨勢(shì)；二次焊接熱循環(huán)熱模擬試樣韌性較差，為脆性斷裂，沖擊吸收能量為20～30 J。

(4)一次焊接熱循環(huán)熱模擬試樣，峰值溫度為1 350 ℃和1 150 ℃時(shí)，為解理斷裂，微觀斷口形貌出現(xiàn)大量解理臺(tái)階、“河流花樣”形貌，峰值溫度為900 ℃時(shí)，為延性斷裂，斷口面由大量的韌窩，韌窩中心底部存在第二相粒子或夾雜物，峰值溫度為800 ℃時(shí)，為準(zhǔn)解理斷裂；二次焊接熱循環(huán)熱模擬試樣為準(zhǔn)解理斷裂和解理斷裂，二次熱循環(huán)峰值溫度越高，試樣的解理斷裂特征約明顯，脆性越大。

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