高韌性低碳貝氏體鋼及其焊接性研究

龍也，趙炯，宋剛

(1.同濟大學機械與能源工程學院，上海200092；2.上海三一重機有限公司，上海201413)

0 引言

隨著工程機械焊接結構件向大型化、復雜化、輕量化發展的趨勢，應用高強度鋼板替代當前Q235、Q345級別普通鋼材，實現設備減重、高效、節能的目的具有廣闊的前景。高強度結構鋼板應用的關鍵是其焊接性能——高效的焊接工藝和可靠穩定的焊接區域力學性能。工程機械設備，工況苛刻受力大且復雜，沖擊和疲勞載荷共存，要求結構鋼及其焊接區域具有較高的韌塑性和強度性能匹配來保證結構的安全性和壽命指標。

國內鋼鐵企業開發了一系列的低碳微合金焊接鋼板，如Q550、HG70等低碳貝氏體鋼。這類鋼的碳當量和焊接冷裂紋敏感系數較低，具有良好強韌性配合和可焊性。但對焊接熱存在一定的熱敏感性，熔合線和HAZ區域存在明顯晶粒粗大組織，力學性能存在不同程度降低。焊接高強鋼焊接區域的性能波動較大，破壞了結構應力傳遞的連續性，結構的失效基本發生在焊接區域。以HG70鋼為例，其C含量典型值為0.06% ～0.1%，碳當量典型值約0.43%、冷裂紋敏感系數Pcm值約0.21%。實際允許的焊接線能量范圍為10～15kJ/cm，且焊接區域性能起伏較大，如圖1所示。焊接工藝參數，如電流、電壓被限制在較窄的范圍內，增加了對焊接人員的操作要求。在當前國內工程機械行業現有的制造水平下，很難保證焊接結構件品質。

圖1 HG70C焊接區域的硬度分布

綜上所述，對于高強度焊接結構鋼必須解決如下兩個關鍵問題:1)保持良好的可焊性，具有較寬的工藝參數范圍，提高施工工藝的容錯能力，降低施工人員的要求，以較少焊接故障；2)穩定焊接區域力學性能保證，減小焊接熱對鋼板的影響。

我公司在現有700MPa級別低碳貝氏體結構鋼的基礎上，開發出了一種易焊接的低碳貝氏體鋼。化學成分中選用Mo、B等元素保證鋼板的強度級別；選用Nb、V、Ti等晶粒細化元素提升鋼板的韌塑性，并抑制焊接過程中鋼板受熱導致的晶粒長大過程，以減小鋼板對焊接熱的影響。本文對新開發的700MPa級別鋼板的焊接工藝和性能進行了系統的研究。

1 試驗材料及試驗方法

1.1 試驗設備

相關測試試樣均按照國家標準加工。沖擊試驗在ZBC750G型沖擊試驗機上進行；拉伸試驗在WAW-Y500型萬能試驗機上進行；在MH-6型顯微硬度儀上進行硬度測試；微觀組織觀察采用PHILIPS公司生產的XL-30掃描電鏡以及ZEISS公司生產的Observer-A1m型體視顯微鏡。

1.2 試驗材料

表1 試驗鋼板的質量分數(典型值，%)

表2 試驗鋼板的力學性能(典型值)

鋼材的質量分數如表1所示，板厚14mm。C含量較低，同時含有Nb、Ti、V、B等元素。在低碳鋼中，B元素有利于鋼材在較寬冷卻速度范圍內獲得以貝氏體為主的金相組織，通常含量小于0.003%。鋼材中適量的Nb可以阻止奧氏體晶界沉淀析出Fe23(CB)，從而顯著提高B的強化效果；V產生中等程度的沉淀強化和比較弱的晶粒細化；而鋼中非常細小的TiN顆粒在受熱狀態下仍能保持穩定，達到細化奧氏體晶粒的效果。鋼材具備良好的塑韌性，延伸率高于GB1591-2008規定的16%，-20℃沖擊功達到202J，-50℃沖擊功達到195J，力學性能見表2。

母材基體組織以板條貝氏體為主，含有少量的針狀鐵素體，晶粒內部有彌散分布的合金元素碳、氮化物析出。平均晶粒直徑約11 μm，組織細小，晶粒度為9～10.5級。

1.3 試驗方法

焊接樣采用二氧化碳氣體保護焊制備，對接焊縫。焊絲和鋼板采用等強匹配原則，選用AWS ER69-1級別低氫焊絲。焊絲d1.2mm，焊絲熔敷金屬的力學性能見表3所示。

表3 焊絲熔敷金屬的力學性能

焊接板尺寸為14mm×300mm×480mm，V型坡口，具體尺寸設計如圖2所示。焊接設備為奧地利產Fronius焊機，保護氣體選用80%Ar+20%CO2，試驗中采用三種線能量焊接條件:15.7、21.8和28.8kJ/cm，具體焊接工藝參數見表4。試板焊接前不預熱，焊后靜置24h后加工測試試樣。

圖2 坡口尺寸示意圖

表4 焊接工藝參數(注：線能量計算中電弧功率系數取0.8)

2 試驗結果及分析

2.1 焊縫與過熱區顯微組織

焊接樣熔合線附近受熱最嚴重，存在一個明顯的過熱區。焊接過程中該區域為半熔融態，溫度場峰值大幅超出Ac3溫度，接近熔點。焊后冷卻過程中，由于初始奧氏體晶粒粗大，導致過熱區最終金相組織粗大。該區域力學性能較差，同時該區域是結構尺寸突變區域，本身就存在一定程度的應力集中，是高強鋼焊接結構上的薄弱環節。保證熱影響區的力學性能對于確保整個焊接結構件的使用安全起著重要的作用。

圖3為鋼材在三種線能量焊接條件下的熱影響區中過熱區的金相組織。過熱區組織主要以下貝氏體為主，少量的粒狀貝氏體、鐵素體。隨著線能量的增大，鐵素體的含量增加。金相中能清晰的觀察到初始奧氏體晶界，隨著線能量加大，初始奧氏體晶粒尺寸增大明顯。

圖3 三種線能量下過熱區的金相組織：)15.7 kJ/cm；(b)21.8 kJ/cm；(c)28.8 kJ/cm

圖4 為三種線能量焊接條件下焊縫的金相組織。焊縫組織主要由針狀鐵素體、貝氏體、先共析鐵素體組成。三種焊接工藝條件下，焊縫組織主要有兩方面的差異:1)隨著焊接線能量的增大，晶粒的大小變得不均勻，組織的不均勻性會造成晶格中的各種微觀缺陷，降低接頭的沖擊性能。熱輸入增大使得冷卻速度的減慢，焊縫組織發生一定程度的重結晶［1］，晶界逐漸變得模糊。2)隨著焊接線能量的增大，過冷奧氏體在相對更為緩慢的冷卻條件下轉變并更易獲得近平衡態的組織。焊縫組織中的針狀鐵素體含量有所增加。針狀鐵素體實質是晶內形核的貝氏體，針狀鐵素體的位錯密度達到1.2×1010cm-2，是先共析鐵素體的2倍左右，這樣的組織特點使得它可以改善焊縫的沖擊韌性。以上兩方面的綜合作用，使得焊縫性能的相對穩定，波動幅度不明顯。

圖4 三種線能量下焊縫的金相組織：(a)15.7 kJ/cm；(b)21.8 kJ/cm；(c)28.8 kJ/cm

2.2 焊接接頭拉伸、彎曲與沖擊性能

焊接樣的拉伸試驗與沖擊性能試驗結果如表5所示。三種焊接條件下焊接接頭的抗拉強度(平均值)分別為714MPa、727MPa、713MPa，比母材與焊絲的強度低 6%～7%。從圖3中看，焊縫區的晶粒尺寸均比較細小，焊接線能量的提高沒有導致抗拉強度的明顯下降。

表5 焊接接頭力學性能

在15.7、21.8、28.8kJ/cm焊接線能量條件下，熱影響區的-20℃沖擊功與母材相比，下降并不明顯。三種線能量的焊接接頭中，熱影響區的沖擊功均高于焊縫區，也是因為原始組織中鋼材的沖擊功大于焊絲，焊接熱對鋼材的影響較小。

結合圖2，熱影響區中過熱區的貝氏體組織晶粒尺寸基本穩定，同時晶粒處于較為細小的水平，可以增加有效晶界面積，每個晶粒中塞積的位錯數目減少，應力集中減輕，推遲微裂紋的萌生，增大斷裂應變的臨界值，使得熱影響區的沖擊功仍保持在較理想的水平。

2.3 焊接接頭維氏硬度

按照GB/T2654-2008《焊接接頭硬度試驗方法》測定接頭的維氏硬度，測量點間距約為1mm，測量線與焊縫表面距離為1.5mm，以熔合線處為參考標記，測試結果見圖5所示。

圖5 焊接接頭硬度測試曲線

鋼板焊接接頭硬度試驗結果表明，三種焊接條件下，焊縫區和母材區的硬度波動不大，接頭硬度最高值為260(HV0.5)。熱影響區存在一個軟化區，但硬度也都在220(HV0.5)以上。焊接接頭各區域的硬度都遠低于350HV，焊接接頭的淬硬傾向不明顯，而且性能比較均勻，說明該鋼焊接性良好。因此在一般焊接情況下，無需考慮預熱或后熱。

熱影響區的軟化區域約為2mm，較HG70C鋼材的4mm熱影響區軟化區域要窄，硬度的降幅僅在10%左右，優于同級別的鋼材。

測試結果顯示該700MPa級別鋼材在保證強韌性提高的前提下，具有良好的塑性和焊接性。Pcm值和Ceq較低，能夠實現不預熱焊接，并且焊接接頭的組織、成分與性能不存在較大起伏，在較高焊接線能量條件下能夠保證焊接接頭的性能達到使用要求。

3 結論

1)通過合理成分設計和工藝生產的該700MPa級別鋼材具備良好的塑韌性、焊接性。

2)該鋼材在28.8kJ/cm較大線能量的焊接條件下，焊縫與熱影響區-20℃低溫韌性仍保持在100J以上，韌性良好。

3)15.7～28.8kJ/cm區間均屬于該鋼材合適的線能量范圍，此焊接條件范圍內焊接接頭性能變化不大。較寬的線能量范圍降低了對焊接施工人員的要求，有利批量推廣應用。

［1］蔣慶磊，李亞江，王娟，等.Q550高強鋼焊接接頭強韌性匹配［J］.焊接學報，2010，31(10):65-68.

［2］尹士科.焊接材料實用基礎知識［M］.北京:化學工業出版社，2004，3-5.

［3］李少華，尹士科，劉奇凡.焊接接頭強度匹配和焊縫韌性指標綜述［J］.焊接，2008，(1):24-25.

［4］楊秀芹，楊海林，姚連登.超低碳貝氏體WDB620鋼及其焊接性［J］.機械工程材料，2003，27(9):42-45.