張迎春，寧艷平，張紅英，全波

1.湖南財(cái)經(jīng)工業(yè)職業(yè)技術(shù)學(xué)院機(jī)電工程系 湖南衡陽 421002

2.新邵思源實(shí)驗(yàn)學(xué)校 湖南邵陽 422900

1 序言

采用薄板坯連鑄連軋技術(shù)與控軋控冷工藝可以制備600MPa級低碳貝氏體高強(qiáng)度鋼[1]。低碳貝氏體高強(qiáng)度鋼由于嚴(yán)格控制碳含量（wC≤0.05%），故碳對該鋼種沖擊性能的損傷大幅度降低[2]。由于該鋼種常采用控軋控冷工藝生產(chǎn)，其晶粒細(xì)小、組織均勻，強(qiáng)度和韌性均較高，故其焊接性能和抗氫致開裂性能優(yōu)良，是公認(rèn)的21世紀(jì)綠色環(huán)保鋼種[3-7]。其組織類型通常是粒狀貝氏體、板條貝氏體和多邊形鐵素體的一種或幾種復(fù)合組織，在大型電鏟、推土機(jī)、液壓支架及刮板運(yùn)輸機(jī)等工程機(jī)械和煤炭綜采機(jī)械上得到大量應(yīng)用[2-5]。鋼板在應(yīng)用過程中通常采用焊接方法加工成產(chǎn)品，其焊接性能的好壞直接影響鋼板的施工質(zhì)量和使用效果[7]。因此，非常有必要對鋼板焊接接頭的組織與性能進(jìn)行深入研究，以期為后續(xù)600MPa級低碳貝氏體高強(qiáng)鋼選擇合適的焊接參數(shù)提供試驗(yàn)數(shù)據(jù)。

2 試驗(yàn)材料及過程

2.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)所用母材為采用控軋控冷工藝生產(chǎn)的厚度為8mm的600MPa級低碳貝氏體高強(qiáng)度鋼，其化學(xué)成分與拉伸性能見表1、表2，其組織主要為粒狀貝氏體、針狀鐵素體和多邊形鐵素體。

表1 試驗(yàn)用低碳貝氏體高強(qiáng)度鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

表2 試驗(yàn)用低碳貝氏體高強(qiáng)度鋼的拉伸性能

2.2 試驗(yàn)過程

試件尺寸為400mm×150mm×8mm，開V形坡口，坡口角度60°，鈍邊1mm，裝配間隙2mm。焊前打磨試樣，去除表面油污和鐵銹，使其露出金屬光澤，焊前不預(yù)熱。采用φ1.2mm的YS800焊絲，其熔敷金屬力學(xué)性能見表3。采用80%Ar+20%CO2混合保護(hù)氣體，松下KR-500焊機(jī)，在3種不同熱輸入下對試件進(jìn)行直流反極性、多層多道焊。正面焊完后清根再進(jìn)行反面焊，焊接方向與母材的軋制方向一致。3組試件焊接參數(shù)見表4。焊道分布如圖1所示，焊接接頭的宏觀形貌如圖2所示。

表3 YS800焊絲熔敷金屬的力學(xué)性能

表4 氣體保護(hù)焊焊接參數(shù)

圖1 焊道分布

圖2 焊接接頭宏觀形貌

焊后將焊接接頭制備成金相試樣，經(jīng)粗磨、細(xì)磨及拋光后，采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，用Neophot-3型光學(xué)顯微鏡和JSM-6369掃描電鏡觀察焊接接頭各區(qū)的金相組織。

按照GB/T 2654—2008《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》測定焊接接頭的硬度，所用設(shè)備為HX-1000型顯微硬度計(jì)，試驗(yàn)力為0.5kg（4.9N），壓力保持時間為20s。硬度測試沿著圖3中黑線進(jìn)行。

圖3 硬度測試位置

焊接接頭拉伸試樣的取樣、加工等參考GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》規(guī)定。試樣從焊接接頭垂直于焊縫軸線方向截取，采用全厚度拉伸試樣，拉伸試驗(yàn)在 DNS-300 型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸速率為5mm/min。

沖擊試樣按GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》加工成非標(biāo)準(zhǔn)V型缺口試樣，其尺寸為55mm×10mm×5mm，取樣位置在鋼板中心，在JBN-300型擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行焊接接頭沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)溫度為－40℃。每個試樣均進(jìn)行3次試驗(yàn)，結(jié)果取其平均值。

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 熱輸入對焊接接頭組織的影響

（1）金相顯微組織 不同熱輸入下試件焊縫、熱影響區(qū)粗晶區(qū)的金相顯微組織如圖4、圖5所示。從圖4可看出，焊接熱輸入的改變對焊縫組織幾乎沒有影響，焊縫組織均為巨大的柱狀晶，原奧氏體晶界上形成了大量的先共析鐵素體及少量的魏氏鐵素體組織；原奧氏體晶粒內(nèi)則為大量相互交錯的針狀鐵素體與貝氏體，其中針狀鐵素體以Al2O3夾雜物為核心多維形核，呈放射狀生長[8]。

圖4 不同熱輸入下焊縫的金相顯微組織

從圖5可看出，粗晶區(qū)的顯微組織主要由貝氏體和針狀鐵素體組成，奧氏體晶界清晰。由于受到焊接熱循環(huán)峰值溫度的影響，因此使原奧氏體晶粒粗化。焊接熱輸入越大，則熱循環(huán)峰值溫度停留時間越長，粗晶區(qū)晶粒粗化也越嚴(yán)重[6]。但因?yàn)楸敬卧囼?yàn)采用的焊接熱輸入均較小，所以粗化現(xiàn)象并不十分嚴(yán)重。

圖5 不同熱輸入下熱影響區(qū)粗晶區(qū)的金相顯微組織

（2）掃描電鏡組織 2#試件焊縫金屬掃描電鏡組織形貌如圖6所示。從圖6可觀察到貝氏體及大量相互交錯的針狀鐵素體組織。針狀鐵素體以夾雜物（見圖6箭頭）為結(jié)晶核心形核并呈放射狀生長[8]。這些夾雜物呈球形，且直徑為300～500nm。以焊縫中的微量元素形成的非金屬夾雜物作為針狀鐵素體的形核核心，對提高針狀鐵素體的形核率起著重要的作用。同時，針狀鐵素體也可在已形成的針狀鐵素體上感生形核[8-10]。

圖6 焊縫掃描電鏡組織

不同熱輸入下熱影響區(qū)的掃描電鏡組織形貌如圖7所示。從圖7可觀察到，粗晶區(qū)中有針狀鐵素體組織存在，這些針狀鐵素體以夾雜物為結(jié)晶核心形核，夾雜物大多呈方形。由面掃描分析可知，夾雜物核心為 Ca、Al的氧化物，核外主要是TiN[11-14]。有學(xué)者[11-15]認(rèn)為，TiN能有效促進(jìn)針狀鐵素體形核。

圖7 焊接熱影響區(qū)掃描電鏡組織

3.2 熱輸入對焊接接頭力學(xué)性能的影響

（1）熱輸入對接頭硬度的影響 不同熱輸入下試件焊接接頭的顯微硬度分布如圖8所示。從圖8可看出，不同熱輸入下的3個試件焊接接頭均出現(xiàn)粗晶區(qū)硬化、不完全正火區(qū)軟化現(xiàn)象。隨著熱輸入從11.2kJ/cm逐漸增大到19.4kJ/cm，試件的顯微硬度呈逐漸減小趨勢。

圖8 不同熱輸入下試件焊接接頭的顯微硬度分布

（2）熱輸入對接頭強(qiáng)度的影響 對不同熱輸入下試件進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，結(jié)果見表5。由表5可知，不同焊接熱輸入下，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度與母材相差不大。由斷裂強(qiáng)度結(jié)合2號試件斷裂處宏觀組織（見圖9）可知，斷裂處為母材位置，且有縮頸現(xiàn)象產(chǎn)生，焊接接頭得到有效強(qiáng)化。拉伸試樣斷口為典型的韌性斷裂（見圖10），韌窩內(nèi)的夾雜物為Ti與Al的復(fù)合氧化物[16-22]。

圖9 2#試件拉伸試樣斷裂處宏觀組織

圖10 2#試件拉伸試樣斷口掃描電鏡組織

表5 不同焊接熱輸入下焊接接頭拉伸性能

（3）熱輸入對接頭低溫沖擊性能的影響 對不同熱輸入下焊接接頭進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，結(jié)果見表6，沖擊試樣斷口的掃描電鏡組織如11所示。由表6可知，不同熱輸入下焊接接頭在－40℃時的沖擊吸收能量平均值均為20J以上，說明熱輸入為10～20kJ/cm時，焊接接頭均具有較好的抗沖擊能力。隨著熱輸入的增大，沖擊吸收能量降低，但變化不大。由此可見，熱輸入的變化對其沖擊性能的影響不大。由圖11可知，當(dāng)熱輸入較?。ㄈ?#試件）時，沖擊斷口纖維區(qū)具有韌窩特征，放射區(qū)有較大的撕裂臺階，為韌性與解理斷裂的混合；當(dāng)焊接熱輸入較大（如2#、3#試件）時，沖擊斷口纖維區(qū)具有滑移特征，韌窩數(shù)量少，放射區(qū)形成小的撕裂刻面，為解理斷裂。

圖11 沖擊試樣斷口掃描電鏡組織

表6 不同熱輸入下試件焊接接頭－40℃沖擊性能

4 結(jié)束語

1）3組試件經(jīng)混合氣體保護(hù)焊后，焊縫的顯微組織由巨大的柱狀晶組成，原奧氏體晶界上形成大量的先共析鐵素體及少量的魏氏鐵素體組織，原奧氏體晶粒內(nèi)由大量相互交錯的針狀鐵素體及貝氏體組成；熱影響區(qū)的組織由貝氏體和針狀鐵素體組成，奧氏體晶界清晰。

2）不同熱輸入下試件焊接接頭均出現(xiàn)粗晶區(qū)硬化，不完全正火區(qū)軟化現(xiàn)象，而焊接接頭的抗拉強(qiáng)度與母材相當(dāng)，說明熱輸入對抗拉強(qiáng)度的影響不大。焊接接頭－40℃沖擊吸收能量隨熱輸入的增大而逐漸減小。隨著熱輸入的增大，沖擊試樣斷口由解理與韌性斷裂的混合逐步轉(zhuǎn)變?yōu)榻饫頂嗔选?/p>

3）通過綜合力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果可得出，600MPa級低碳貝氏體高強(qiáng)度鋼適合在不高于20kJ/cm的低熱輸入條件下進(jìn)行焊接，此時可獲得綜合力學(xué)性能較好的焊接接頭。