焊接熱輸入對S420ML鋼焊接接頭組織及斷裂韌性的影響

周 昶 黃樂慶 韓承良 狄國標 王彥鋒

（1.首鋼集團有限公司 技術研究院，北京 100043；2.首鋼京唐鋼鐵聯合有限責任公司 制造部，河北 唐山 063000）

隨著鋼結構朝大型化方向發展，構件所受載荷以及力的傳遞更加復雜，鋼結構的失效斷裂將是面臨的突出問題［1］，因此科學評價材料的韌性具有重要意義。表征材料的韌性指標包括沖擊韌性、無塑性轉變溫度落錘試驗（nil-ductility transition（NDT）temperature）、落錘撕裂試驗（drop-weight tear test，DWTT）、裂紋尖端張開位移（crack tip opening displacement，CTOD）及脆性裂紋止裂韌性（Kca）等，其中夏比沖擊試驗被廣泛應用。然而，隨著材料厚度的增加，采用小尺寸試樣的沖擊吸收能量表征韌性顯示出了局限性。采用全厚度試樣的CTOD 試驗，一方面可以模擬材料的實際服役狀態，同時測定的CTOD 值可以用于斷裂力學的理論計算并進行結構安全分析，因此有必要對要求高服役安全性的鋼結構用鋼板的CTOD性能進行評價。

焊接是鋼結構連接的重要方式之一，相較于鋼板母材，焊接接頭的力學性能會出現不同程度的降低［2］，因此開展焊接工藝對焊接接頭斷裂韌性的影響具有重要意義。同時，熱影響區的粗晶區（coarse grained heat affected zone，CGHAZ）及臨界區交界處（sub-critical heat-affected zone／inter-critical heataffected zone，SCHAZ／ICHAZ）均是力學性能較低的區域［3］，有必要對其斷裂韌性開展針對性研究。本文以歐標S420ML鋼板（屬于熱機械軋制可焊接細晶粒結構鋼）為研究對象，開展了不同焊接工藝對鋼板焊接接頭典型位置組織轉變及斷裂韌性的影響，以期獲得更為客觀的鋼板服役性能評價，同時制定更合理規范的焊接工藝。

1 試驗材料及方案

1.1 試驗材料

試驗材料選擇歐標S420ML 鋼板，化學成分如表1 所示。

表1 S420ML鋼板的化學成分Table 1 Chemical composition of the S420ML steel plate

1.2 試驗方案

依據鋼的成分特點和性能要求，設計的軋制工藝為：加熱溫度1 200 ℃，在爐時間300 min以上；采用兩階段軋制工藝，終軋厚度為80 mm，軋后采用UFC ＋ACC聯動冷卻，鋼板堆冷24 h以上。

將鋼板沿橫向加工成φ6 mm×70 mm的熱模擬試樣，在Gleeble-2000 熱模擬試驗機上將試樣以10 ℃／s的速率從室溫升至1 300 ℃，保溫90 s，然后以10 ℃／s的速率從1 300 ℃冷卻至900 ℃，保溫60 s后再以5 ～2 500 s的t8／5（800 ～500 ℃的冷卻時間）冷卻，并測定以不同速率冷卻的鋼板的相變點及硬度。

對熱機械控制軋制（thermomechanical control process，TMCP）態鋼板進行橫向拉伸試驗、縱向沖擊試驗及金相檢驗；同時對鋼板進行不同焊接方式和熱輸入的焊接試驗，具體焊接工藝參數如表2 所示，焊接道次示意圖如圖1 所示，其中藥芯焊絲電弧焊（flux cored arc welding，FCAW）焊絲型號為GFE-81K2，埋弧焊（submerged arc welding，SAW）焊絲型號為OK Autrod 13.27。焊接熱輸入分別為7、35 和50 kJ／cm，其中藥芯焊絲電弧焊采用熱輸入為7 kJ／cm，埋弧焊采用35 和50 kJ／cm；同時對熱輸入為35 kJ／cm的焊接接頭試樣進行580 ℃×4 h 的消除應力處理。對母材及焊接接頭的粗晶區（CGHAZ）、亞過渡熱影響區和過渡熱影響區的交界處（SCHAZ／ICHAZ）進行－10 ℃的CTOD試驗，焊縫金屬、熔合線、熔合線＋2 mm 及熔合線＋5 mm 位置進行－40 ℃沖擊試驗，并對焊接接頭進行硬度及金相檢驗。

圖1 焊接道次示意圖Fig.1 Sketch maps of welding passes

表2 焊接工藝參數Table 2 Parameters of welding process

CTOD試驗試樣的加工制備、疲勞裂紋的預制、試驗過程按照BS 7448：Part I—1991《確定金屬材料KIC、臨界CTOD 和J 積分的方法》和BS EN ISO 15653—2018《金屬材料焊縫的準靜態斷裂韌性測定試驗方法》的要求進行。采用MTS 311-1 000 kN型電液伺服材料試驗機在室溫下預制疲勞裂紋，疲勞載荷加載方式為正弦波，加載頻率為6 Hz，最大載荷Fmax為120 kN，加載應力比R為0.1；在WYE-1 000 kN型自動壓力試驗機上進行低溫CTOD試驗，通過向試樣箱加液氮的控溫方式，將溫度降至－10 ℃，保溫15 min以上，并依據BS EN ISO 15653—2018計算試樣的CTOD特征值。

2 試驗結果

2.1 焊接連續冷卻轉變圖的建立

熱模擬技術是研究焊接熱輸入對熱影響區組織影響的重要手段。通過焊接熱模擬試驗建立的S420ML 鋼的焊接CCT（continuous cooling transformation）圖如圖2 所示。可以發現，當t8／5從5 s延長至2 500 s時，焊接接頭組織依次轉變為馬氏體、馬氏體＋貝氏體、貝氏體、鐵素體＋貝氏體、鐵素體＋珠光體＋貝氏體混合組織，其硬度從285 HV10 逐漸降至185 HV10，該鋼CCT 圖的建立為其焊接工藝的制定提供了理論指導和依據。

圖2 S420ML鋼的焊接CCT圖Fig.2 Welding CCT diagram of S420ML steel

2.2 母材組織及性能分析

鋼板母材1／4 厚度處顯微組織如圖3 所示，為針狀鐵素體＋粒狀貝氏體復相組織，且M-A島尺寸較小。母材力學性能及CTOD 試驗結果如表3 所示。從表3 可見：母材的屈服強度為454 MPa，抗拉強度為570 MPa，斷后伸長率為26.5%；－60 ℃沖擊吸收能量高于290 J，鋼板的韌脆轉變溫度低于－60 ℃，具有較好的低溫沖擊韌性；－10 ℃試驗CTOD 特征值平均為1.68 mm，表明母材具有較好的斷裂韌性。

圖3 母材顯微組織Fig.3 Microstructure of the base metal

表3 母材力學性能Table 3 Mechanical property of the base metal

2.3 焊接工藝對焊接接頭組織轉變及性能的影響

不同焊接熱輸入下焊接接頭典型位置的組織形貌如圖4 所示。隨著熱輸入從7 kJ／cm 增加至50 kJ／cm，接頭粗晶區組織類型從馬氏體轉變為板條貝氏體＋粒狀貝氏體再轉變為先共析鐵素體＋粒狀貝氏體；接頭不完全正火區組織為針狀鐵素體和粒狀貝氏體以及碳化物，碳化物沿原奧氏體晶界和針狀鐵素體界面析出，隨著熱輸入從7 kJ／cm增加至50 kJ／cm，針狀鐵素體寬度增大，并出現多邊形鐵素體，同時碳化物尺寸增大。

圖4 焊接熱輸入對焊接接頭組織的影響Fig.4 Effect of heat input on microstructure of the welded joints

不同焊接熱輸入下焊接接頭的硬度分布如圖5 所示。隨著焊接熱輸入的增加，熔合線位置的硬度從248 HV10 降至207 HV10，熱影響區寬度增大，且焊接軟化程度提高，熱影響區最低硬度從204 HV10 降至183 HV10；上述焊接接頭硬度的差異是不同熱輸入下焊接接頭組織不同所致。

圖5 焊接熱輸入對焊接接頭硬度的影響Fig.5 Effect of heat input on hardness of the welded joint

母材及不同工藝焊接的接頭典型位置的CTOD結果如圖6 及圖7 所示。可以看出：母材CTOD特征值（平均值1.68 mm）明顯大于焊接接頭CTOD特征值（平均值0.78 mm）；隨著焊接熱輸入從7 kJ／cm 增加至50 kJ／cm，熱影響區粗晶區和臨界區CTOD 特征值先升高后降低，熱輸入為35 kJ／cm時熱影響區CTOD特征值出現峰值；焊接接頭斷裂韌性較差的區域為焊接熱影響區粗晶區。

圖6 焊接熱輸入對焊接接頭CTOD值的影響Fig.6 Effect of heat input on CTOD value of the welded joints

圖7 焊后熱處理對焊接接頭顯微組織的影響Fig.7 Effect of post-welding heat treatment on microstructure of the welded joints

熱輸入為35 kJ／cm的焊接接頭試樣消除應力處理前后的顯微組織及斷裂韌性分別如圖7和圖8 所示。可見經580 ℃消除應力處理后，焊縫、粗晶區以及臨界區組織中M-A 島發生明顯分解；粗晶區（CGHAZ）及臨界區交界處（SCHAZ／ICHAZ）的CTOD 特征值均升高，可見消除應力處理有利于焊接接頭斷裂韌性的提升。

圖8 焊后熱處理對焊接接頭CTOD值的影響Fig.8 Effect of post-welding heat treatment on CTOD value of the welded joints

3 分析與討論

裂紋尖端張開位移（CTOD）是指裂紋承受張開型載荷后原始裂紋尖端兩表面張開的相對距離［3］，用以衡量材料抵抗宏觀裂紋失穩擴展的性能，也是材料抵抗脆性失效的韌性參量。為了更直觀地表征母材與焊接接頭CTOD 性能的差異，對母材及不同焊接熱輸入的粗晶區CTOD試驗所得典型載荷F-位移V 曲線進行分析，結果如圖9（a）所示，三點彎曲發生預制疲勞裂紋失穩擴展時，其最大載荷及缺口張開位移的塑性分量如圖9（b）所示。可以發現，不同狀態下裂紋失穩擴展時最大載荷差異相對較小，而缺口張開位移的塑性分量與CTOD 特征值的相關性更明顯，因此斷裂韌性也是表征材料阻止裂紋擴展能力的重要指標。而母材與不同焊接熱輸入條件下CTOD 值的差異與其組織轉變密切相關。

圖9 不同焊接熱輸入下CTOD試驗曲線Fig.9 Curves of CTOD test at different heat inputs

本文根據稻垣道夫等［4］建立的經驗公式計算t8／5：

式中：K為焊接能量系數，取0.345；E為焊接熱輸入；n 為焊接能量指數，電弧焊取1.5，埋弧焊取0.95；β為接頭系數，對接焊縫取1；T0為被焊件的初始溫度，取125 ℃；T 為冷卻區間特征溫度，取600 ℃；δ為板厚，取80 mm；δ0為板厚補償項，取13；α 為板厚修正系數，取3.5。計算得到熱輸入為7 kJ／cm電弧焊和35、50 kJ／cm埋弧焊的t8／5分別為1.8、44 及62 s。因此，隨著焊接熱輸入的增加，焊縫冷卻速度降低。

根據焊接CCT圖以及焊接熱輸入與t8／5之間的關系，熱輸入為7 kJ／cm 的熱影響區組織為馬氏體，熱輸入為35 kJ／cm的熱影響區組織為板條貝氏體＋粒狀貝氏體，熱輸入為50 kJ／cm的熱影響區組織為鐵素體＋貝氏體。焊接CCT 圖的組織轉變結果與實際焊接接頭的CGHAZ 組織轉變有較好的一致性，隨著焊接熱輸入的增加，焊縫熱影響區的冷卻速率降低，其組織轉變為馬氏體→板條貝氏體→粒狀貝氏體→鐵素體；同時，由圖5可知，在低熱輸入下熱影響區粗晶區的馬氏體硬度較高，斷裂韌性較差；隨著焊接熱輸入的增加，熱影響區在高溫停留時間延長，原奧氏體晶粒尺寸逐漸增大，同時冷卻速率降低，組織轉變為板條貝氏體、粒狀貝氏體和先共析鐵素體，板條貝氏體較粒狀貝氏體的亞結構更復雜，有利于阻止裂紋的擴展，而且粒狀貝氏體內部的M-A島是脆性裂紋源［5］，不利于斷裂韌性控制。因此，隨著焊接熱輸入的增加，熱影響區粗晶區CTOD 特征值先升高后降低，在35 kJ／cm熱輸入下斷裂韌性最佳。

焊接接頭熱影響區臨界區溫度在Ac1與Ac3之間，因此其組織發生了部分奧氏體逆轉變。奧氏體形核質點位于原奧氏體晶界、粒狀貝氏體內部的M-A島以及針狀鐵素體的界面［6-8］，逆轉變奧氏體為面心立方結構，相比體心立方結構，元素的固溶度明顯提高，從而出現C 及合金元素的富集，在冷卻過程中可能轉變為M-A 島或碳化物；同時，隨著焊接熱輸入的增加，熱影響區在高溫區停留時間延長，導致熱影響區寬度增加，而且組織有長大的趨勢。從組織類型看，亞過渡熱影響區和過渡熱影響區的交界處組織為針狀鐵素體和粒狀貝氏體以及碳化物，隨著焊接熱輸入的增加，奧氏體逆轉變更充分，因此碳化物的尺寸增大，未發生逆轉變的組織經高溫回火后，針狀鐵素體發生合并，其形貌轉變為多邊形，且尺寸逐漸增大。綜上，在7 kJ／cm 熱輸入下焊接接頭過熱區由于冷卻速率較快而形成馬氏體，亞過熱區為高溫回火粒狀貝氏體和針狀鐵素體以及碳化物，馬氏體和碳化物強度均較高，不利于斷裂韌性控制；隨著熱輸入的增加，過熱區組織轉變為貝氏體，有利于斷裂韌性控制，亞過熱區碳化物尺寸增大，針狀鐵素體進一步轉變為塊狀鐵素體，該組織轉變不利于斷裂韌性控制。因此，隨著焊接熱輸入的增加，臨界區的斷裂韌性先升高后降低。

對比母材與焊接接頭的CTOD特征值可以發現，母材斷裂韌性明顯高于焊接接頭。母材經過控軋控冷的針狀鐵素體＋粒狀貝氏體組織明顯優于熱影響區組織，因此實際鋼結構焊縫是影響安全的決定性因素，在焊接工藝設計及施工過程中需重點控制。

經焊后熱處理的焊接接頭斷裂韌性明顯改善，與王東坡等［9］的研究結果一致，他們從組織轉變、析出相、位錯密度以及消應力的角度揭示了斷裂韌性的影響機制。同時，也可從能量的角度闡釋焊后熱處理對接頭斷裂韌性的影響，三點彎曲試驗的F-V曲線面積可以作為疲勞裂紋擴展所需的擴展功，焊接熱應力可提高材料的內能，從而降低失穩擴展所需的能量。而焊后熱處理消除了材料內應力，降低了內能，裂紋失穩擴展需要更高的能量，即更好的斷裂韌性和更高的CTOD特征值。

4 結論

（1）隨著焊接熱輸入的增加，焊縫金屬CTOD特征值逐漸升高，熱影響區CTOD 特征值先升高后降低；焊接接頭斷裂韌性的薄弱區域為熱影響區粗晶區。

（2）隨著焊接熱輸入的增加，焊縫在高溫區停留時間延長以及冷卻速率降低，粗晶區組織從馬氏體轉變為板條貝氏體和粒狀貝氏體，亞過渡熱影響區奧氏體逆轉變的碳化物尺寸增大，未逆轉變的針狀鐵素體經高溫回火后轉變為塊狀鐵素體。

（3）焊接熱影響區的斷裂韌性低于母材，焊后消除應力處理有利于改善焊接接頭的斷裂韌性。