耐候鋼Q420qNH焊接粗晶區沖擊韌性及耐電化學腐蝕性能

張俠洲 ，陳延清 ，王鳳會 ，張 熹 ，趙英建

（1.首鋼集團有限公司技術研究院，北京100043；2.北京市能源用鋼工程技術研究中心，北京 100043）

0 前言

高性能耐候橋梁鋼因其高強度、優異的低溫沖擊韌性、易焊接、可免涂裝等優點，在國內外大跨度、重荷載、長壽命橋梁建設過程中得到越來越廣泛的應用[1-5]。

焊接性能尤其是焊接熱影響粗晶區的性能是高性能耐候橋梁鋼應用過程中的關鍵問題。焊接熱影響區在焊接過程中受熱循環作用性能發生變化，其性能對整個結構具有重要影響[6-9]。研究高性能耐候橋梁鋼焊接熱影響粗晶區的組織變化規律以及耐蝕性能規律，對控制焊接熱影響區組織以及提高其耐蝕性能具有重要的理論價值，對綜合評價焊接接頭的性能具有重要的工程價值[10-12]。程炳貴等人[13]通過熱模擬的方法研究了Q500qENH耐候橋梁鋼熱影響區的組織及力學性能，彭云等人[14]對09CuPCr Ni鋼熱模擬粗晶區的組織和力學性能進行了研究。但是對高性能耐候橋梁鋼熱影響粗晶區耐蝕性能的研究還比較少。

本研究以50 mm厚Q420qNH高性能耐候橋梁鋼為研究對象，采用Gleeble2000D熱模擬試驗機進行焊接熱影響粗晶區（coarse-grained HAZ，CGHAZ）熱模擬試驗，研究不同冷卻速度t8/5下，熱影響粗晶區的沖擊韌性和電化學耐蝕性能。

1 試驗材料和方法

本試驗采用國內某鋼廠TMCP工藝生產的Q420qNH鋼，具體化學成分如表1所示，力學性能如表2所示。通過Gleeble2000D熱模擬試驗機對母材進行焊接粗晶區（CGHAZ）熱模擬試驗，熱模擬試樣尺寸11 mm×11 mm×80 mm，升溫速度 200℃/s，峰值溫度1 320℃，高溫停留1 s，控制冷卻時間t8/5分別為10 s、20 s和30 s，相對應熱輸入分別為13～17 kJ/cm 、25～36 kJ/cm 和 38～50 kJ/cm。

采用線切割方法加工金相試樣，經過打磨拋光、4%硝酸酒精溶液侵蝕后，利用DMI5000倒置顯微鏡觀察金相組織。根據GB/T19748-2005利用沖擊實驗機對試樣進行-40℃低溫沖擊實驗，尺寸10 mm×10mm×55mm。EBSD試樣尺寸11mm×11mm×2mm，預磨進行電解拋光，分析粗晶區晶粒取向和大角度晶界密度。電化學試樣尺寸11mm×11mm×10mm，測試前采用砂紙打磨到1000#，蒸餾水清洗，酒精擦拭除油除水，吹干置于干燥箱備用。采用Par4000+電化學測試系統測試試樣極化曲線和阻抗圖譜，腐蝕介質3.5%的NaCl溶液。極化曲線的掃描電位范圍為-0.25～0.25 V（相對于開路電位），掃描速率為0.5 mV/s。阻抗譜的頻率響應范圍為100 kHz～10 mHz，幅值為10 mV。沖擊、金相、EBSD和電化學試樣取樣示意如圖1所示。

表1 Q420qNH鋼主要化學成分Table 1 Main chemical compositions of Q420qNH %

表2 Q420ENH鋼主要力學性能Table 2 Main mechanical properties of Q420qNH

圖1 沖擊、金相、EBSD和電化學試樣取樣示意Fig.1 Diagrammatic sketch of test samples

2 試驗結果及分析

2.1 熱模擬粗晶區組織及沖擊韌性

Q420qENH鋼熱模擬粗晶區低溫沖擊結果如表3所示，焊接熱模擬粗晶區典型示波沖擊曲線如圖2所示。結果表明，t8/5為10 s和20 s時，低溫沖擊功較高，滿足《GB/T714-2015橋梁用結構鋼》標準要求。當t8/5為30s，-40℃低溫沖擊功均值低于47J，不滿足標準要求。焊接熱模擬粗晶區-40℃低溫沖擊斷口微觀形貌如圖3所示，t8/5為10 s、20 s時，沖擊斷口形貌以韌窩為主，t8/5為10 s時，沖擊韌窩尺寸較小，宏觀韌性較好，t8/5為20 s時，沖擊韌窩尺寸增大；t8/5為30 s時，沖擊斷口形貌主要是脆性準解理面。

表3 Q420qNH鋼焊接熱模擬粗晶區沖擊韌性Table.3 Impact properties of CGHAZ

Q420qNH鋼母材及熱模擬粗晶區組織如圖4所示，母材組織為鐵素體+少量珠光體，組織較細，熱模擬粗晶區組織主要為板條貝氏體+粒狀貝氏體。t8/5為10 s時，組織中板條貝氏體數量較多，隨著t8/5的增加，組織中板條貝氏體數量減少，粒狀貝氏體數量增加，t8/5為30 s時，基本為粒狀貝氏體組織，并且隨著熱輸入的增加，組織出現粗化。

圖2 焊接熱模擬粗晶區典型示波沖擊曲線Fig.2 Curves of load and Akv vs hammer displacement of CGHAZ

圖3 焊接熱模擬粗晶區典型斷口形貌Fig.3 Typical fracture morphology of CGHAZ

學者用斷裂理論的“晶體包學”（crystallographic packet）研究高強鋼強韌化機理，“晶體包學”概念能更恰當地確定與韌性相關的有效晶粒尺寸。晶界在取向差趨于15°時達到最大值并保持不變，大角度晶界（大于等于15°）能有效改變裂紋擴展的方向，大角度晶界密度越高的組織能更有效地抑制裂紋擴展。熱模擬粗晶區不同t8/5時的晶粒取向如圖5所示，其中黑線表示大角度晶界（大于等于15°），晶界角度分布比例如圖6所示。EBSD結果表明，隨著熱輸入的提高，大角度晶界密度降低，其主要原因是：熱輸入增加，組織中板條貝氏體數量減少，粒狀貝氏體數量增加，晶粒尺寸增加。結合圖6和圖3可知，較高的大角度晶界密度有利于抑制裂紋擴展。不同熱輸入下，焊接熱模擬粗晶區晶粒取向均呈多樣化，多方向的晶粒取向使粗晶區在宏觀性能上表現出各向同性。

圖4 金相組織Fig.4 Microstructures of CGHAZ

圖5 焊接熱模擬粗晶區EBSD晶粒取向圖Fig.5 EBSD orientation image maps of CGHAZ

圖6 焊接熱模擬粗晶區晶界分布比例Fig.6 Grain boundary distribution ratio diagram of CGHAZ

總體而言，隨著熱輸入的增加，粒狀貝氏體數量增多，晶粒尺寸粗化，大角度晶界密度降低，抑制裂紋擴展的能力下降，導致焊接熱模擬粗晶區沖擊功降低。由此可見，試驗中Q420qNH鋼焊接熱輸入適應性不宜超過36 kJ/cm。

2.2 熱模擬粗晶區電化學性能

為確定焊接熱輸入對Q420qNH鋼焊接粗晶區耐蝕性能的影響規律，采用電化學方法測試t8/5為10s、20s、30s時焊接粗晶區熱模擬試樣的耐蝕性能。

電化學試驗結果如表4所示，極化曲線和阻抗圖普分別如圖7、圖8所示，阻抗采用圖9所示等效電路擬合。結果表明，隨著焊接熱輸入（t8/5）的提高，腐蝕電流密度呈上升趨勢，交流阻抗值呈下降趨勢，即焊接粗晶區的耐蝕性呈下降趨勢；結合熱模擬粗晶區組織可知，隨著熱輸入的提高，粒狀貝氏體增多，作為碳化物形成元素的Cr會在M/A島中富集，固溶含量減少，而且該組織轉變過程也會導致粗晶區C等元素的不均勻分布，從而降低粗晶區耐蝕性。

表4 電化學擬合結果（材料：Q420qNH）Table 4 Electrochemical fitting results of samples

3 結論

（1）Q420qNH鋼焊接熱模擬粗晶區吸收沖擊功隨著t8/5增加而降低。隨著熱輸入的增加，粒狀貝氏體數量增加，組織晶粒粗化，大角度晶界密度降低，造成其吸收沖擊功降低。

圖7 焊接熱模擬粗晶區電化學極化曲線Fig.7 Polarization curves of CGHAZ

圖8 焊接熱模擬粗晶區Nyquist圖Fig.8 Nyquist plots of CGHAZ

圖9 等效擬合電路示意Fig.9 Schematic of equivalent fitting circuit

（2）Q420qNH鋼焊接熱模擬粗晶區電化學測試結果表明，隨著焊接熱輸入（t8/5）的提高，腐蝕電流密度呈上升趨勢，交流阻抗值呈下降趨勢，即焊接熱模擬粗晶區的耐蝕性呈下降趨勢。

（3）從高強耐候鋼焊接熱影響粗晶區力學性能及腐蝕性能考慮，50 mm厚Q420qNH鋼焊接熱輸入不宜超過36 kJ/cm，為保障足夠的富余量，最好控制在30 kJ/cm。