440 MPa 級HSLA 鋼焊縫低溫韌性分析

曾道平，鄭韶先，安同邦，馬成勇

（1.蘭州交通大學，蘭州 730070；2.鋼鐵研究總院，北京 100081）

0 前言

低合金高強度（HSLA）鋼因具有較高的強度、優(yōu)異的塑韌性和良好的耐腐蝕性能等特點，在海洋工程船舶、油氣資源運輸管道、壓力容器、跨海大橋等工程機械領(lǐng)域獲得了廣泛的應用，其中焊接結(jié)構(gòu)件約占工程機械總重量的50%～70%[1?3]。低溫韌性是評價HSLA 鋼焊縫性能的重要指標之一，合適的焊接工藝和焊接材料的恰當匹配是確保焊縫低溫韌性的關(guān)鍵因素。

Yin 等人[4]使用激光-MAG 焊研究了焊接速度對440 MPa 級HSLA 鋼焊縫低溫韌性的影響，發(fā)現(xiàn)當焊接速度從0.8 m/min 增大到2.0 m/min 時，?40 ℃沖擊吸收能量從35 J 增大到105 J。張亞運等人[5]研究發(fā)現(xiàn)當熱輸入從8 kJ/cm 增大到20 kJ/cm 時，440 MPa級HSLA 鋼焊縫中針狀鐵素體含量減少，殘余奧氏體逐漸從薄片狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，?40 ℃沖擊吸收能量從72 J 降低到34 J。肖曉明等人[6]研究發(fā)現(xiàn)當Ar 中的CO2含量從10%增大到100%時，440 MPa 級HSLA鋼焊縫中針狀鐵素體含量減少，夾雜物尺寸增大，?40 ℃沖擊吸收能量不斷減小。凌純[7]采用自制的CO2氣保護藥芯焊絲對440 MPa 級HSLA 鋼進行了對接焊，并對焊縫低溫韌性進行了測試，?40 ℃沖擊吸收能量為106 J。目前，有關(guān)焊接工藝對440 MPa級HSLA 鋼焊縫低溫韌性的影響已進行了大量的研究，但對比分析不同焊絲的焊縫低溫韌性的研究報道相對較少。

文中采用自制的2 種實心焊絲，進行了440 MPa級HSLA 鋼的對接MAG 焊(80%Ar+20%CO2)，并對所得2 種焊縫的低溫韌性進行了測試，發(fā)現(xiàn)二者的低溫韌性出現(xiàn)顯著差異。通過對比分析2 種焊縫的顯微組織和夾雜物尺寸及成分，闡釋了2 種焊縫低溫韌性出現(xiàn)顯著差異的原因，以期為440 MPa 級HSLA 鋼焊接材料研制提供理論支持。

1 試驗方法

焊接試板為440 MPa 級HSLA 鋼，試板尺寸為400 mm×160 mm×20 mm，試板坡口尺寸如圖1 所示。焊接材料為自制的2 種實心焊絲，直徑均為1.2 mm，焊縫金屬的化學成分見表1。采用Pluse MIG 500 型焊機進行對接MAG 焊(80%Ar+20%CO2)，氣體流量為20 L/min，焊接電流為275 A，電弧電壓為30 V，焊接速度為30 cm/min，保護氣體為80%Ar+20%CO2，焊接熱輸入為16.5 kJ/cm，層間溫度為100～120 ℃。

表1 焊縫金屬的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 坡口尺寸示意圖

金相試樣經(jīng)砂紙研磨和機械拋光后，使用體積分數(shù)2%的硝酸酒精溶液腐蝕，使用Olympus GX51 型光學顯微鏡（OM）觀察焊縫顯微組織。透射試樣首先經(jīng)過砂紙減薄到50～60 μm，緊接著使用體積分數(shù)4%的高氯酸酒精溶液在MTP-1A 磁力減薄器上進行電解雙噴，最后在H-800 型透射電鏡（TEM）上觀察焊縫顯微組織。金相試樣用Lepera 腐蝕劑腐蝕后，使用OM 觀察M-A 組元，并利用Image pro plus 6.0 軟件對M-A 組元的含量和不同形狀占比進行統(tǒng)計。金相試樣在拋光機上拋光后，在OM 上隨機照取10 張夾雜物照片，利用軟件對其粒徑分布、平均粒徑和數(shù)量密度等進行統(tǒng)計分析，并利用Quanta 650 FEG 型掃描顯微鏡（SEM）配套的能譜儀（EDS）進行化學成分分析。

根據(jù)GB/T 2650—2008 進行焊縫的低溫沖擊試驗，沖擊試樣的取樣位置位于后焊面線下2 mm 處，試驗溫度為?40 ℃，沖擊試樣所開缺口為V 形，沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，沖擊試驗完成后利用SEM 觀察沖擊斷口形貌和沖擊斷口縱剖面形貌。

2 試驗結(jié)果

2.1 焊縫顯微組織

圖2 為焊縫的顯微組織形貌。圖2(a)和圖2(b)為焊縫的顯微組織OM 照片，J1 焊絲的焊縫組織主要由沿原奧氏體晶界（PCGB）分布的先共析鐵素體（PF）和側(cè)板條鐵素體（FSP），以及晶內(nèi)的針狀鐵素體（AF）組成，且部分FSP 橫跨整個原奧氏體晶粒，如圖2(a)所示；J2 焊絲的焊縫組織比較單一，主要由AF 組成，如圖2(b)所示。圖2(c)和圖2(d)為焊縫的顯微組織TEM 照片，2 種焊縫的鐵素體板條內(nèi)均存在較高密度的位錯，鐵素體板條邊界略有彎曲，板條之間大致呈平行狀分布，但與J1 焊絲的焊縫相比，J2焊絲的焊縫中鐵素體板條尺寸有所細化。

圖2 焊縫的顯微組織形貌

圖3 為焊縫中M-A 組元。J1 焊絲的焊縫中存在著一定數(shù)量的亮白色M-A 組元，形狀以顆粒狀、條狀和塊狀為主，且大量條狀M-A 組元分布于PF/PF，PF/FSP 或FSP/FSP 界面處，如圖3(a)所示；與J1 焊絲的焊縫相比，J2 焊絲的焊縫中M-A 組元數(shù)量減少且尺寸有所減小，形狀以顆粒狀為主，如圖3(b)所示。Image pro plus 6.0 軟件的統(tǒng)計結(jié)果表明，J1 焊絲的焊縫中M-A 組元含量為1.36%，顆粒狀、條狀和塊狀占比分別為45%，46%和9%；J2 焊絲的焊縫中M-A 組元含量為0.85%，顆粒狀、條狀和塊狀占比分別為65%，31%和4%。

2.2 焊縫中夾雜物特征

肖曉明等人[6]認為直徑為0.4～2.0 μm 夾雜物能作為AF 的形核質(zhì)點，促進AF 的形成，改善焊縫的低溫韌性。圖4 為夾雜物作為AF 形核質(zhì)點的SEM 照片，夾雜物直徑分別約為0.58 μm 和0.56 μm，這與文獻[6]研究結(jié)論一致。

圖4 焊縫中夾雜物作為AF 形核質(zhì)點的SEM 形貌

肖曉明等人[8]認為直徑小于2 μm 的夾雜物通過影響組織轉(zhuǎn)變來影響焊縫的低溫韌性，而直徑大于2 μm 的夾雜物會顯著增大焊縫的裂紋敏感性，降低焊縫的低溫韌性。表2 為焊縫中夾雜物統(tǒng)計結(jié)果。可以看出，J1 和J2 焊絲的焊縫中直徑小于2 μm 的夾雜物占比分別為75.4%和76.8%，2 種焊縫中夾雜物粒徑分布差異小，同時夾雜物的平均粒徑、數(shù)量密度和面積分數(shù)均差異小。

表2 焊縫中夾雜物統(tǒng)計結(jié)果

EDS 分析結(jié)果表明，2 種焊縫中夾雜物的主要化學成分均由C，O，S，Si，Mn，Ti 等元素組成，推測認為2 種焊縫中夾雜物主要為MnS，SiO2，MnO，TiO2等組成的復合物。綜上可知，2 種焊縫中夾雜物的粒徑分布、尺寸、數(shù)量和成分差異小，故夾雜物對焊縫組織和低溫韌性的影響基本相當。

2.3 焊縫低溫韌性

表3 為焊縫在?40 ℃下所測得的沖擊吸收能量。J1 焊絲的焊縫沖擊吸收能量分散度比J2 焊絲的大，J1 和J2 焊絲的焊縫平均沖擊吸收能量分別為128.4 J和330.6 J，與J1 焊絲的焊縫相比，J2 焊絲的焊縫平均沖擊吸收能量提升了約157.5%，故J2 焊絲的焊縫低溫韌性顯著優(yōu)于J1 焊絲。

表3 焊縫的沖擊吸收能量 J

圖5 為焊縫的沖擊斷口形貌。J1 焊絲的焊縫沖擊斷口形貌由撕裂棱、河流花樣、解理臺階和準解理面組成，為典型的準解理斷裂形貌，且存在許多二次裂紋，如圖5(a)所示；J2 焊絲的焊縫沖擊斷口形貌由大小不等的圓形、橢圓形或拋物狀韌窩組成，為韌性斷裂形貌，如圖5(b)所示。

圖5 焊縫的沖擊斷口形貌

3 分析與討論

3.1 焊縫顯微組織分析

根據(jù)焊縫金屬的化學成分（表1），J2 焊絲的焊縫金屬中Si，Mn，Ni 和Cr 含量高于J1 焊絲，其余元素含量相當，通過JmatPro 軟件計算了焊縫的連續(xù)冷卻組織轉(zhuǎn)變圖（WM-CCT），如圖6 所示。計算結(jié)果表明，與J1 焊絲的焊縫相比，J2 焊絲的焊縫A3和A1降低，CCT 曲線右移，能抑制PF 和FSP 的形成，促進AF 的形成。Si 在擴散型相變溫度區(qū)內(nèi)，能通過促進C 原子擴散，使得C 原子在位錯附近偏聚，形成穩(wěn)定性良好的柯氏氣團，而Si 在中溫區(qū)內(nèi)抑制C 原子擴散，柯氏氣團依舊能穩(wěn)定存在，釘扎位錯，從而提高奧氏體強度，增大貝氏體鐵素體形核時的切變阻力，最終促進CCT 曲線右移[9]。Mn 元素和Ni 元素作為奧氏體穩(wěn)定化元素，能降低奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變溫度，促進CCT 曲線右移，抑制高溫相變組織PF 和FSP 的形成，促進AF 等中溫相變組織的形成[10]，從而有利于提高焊縫低溫韌性。Cr 元素能通過抑制C 原子的擴散，降低鐵素體轉(zhuǎn)變溫度，從而抑制PF 的形成，促進AF的形成[11?12]。

圖6 焊縫的CCT 曲線

根據(jù)PF 開始轉(zhuǎn)變溫度(Tsta)經(jīng)驗公式[13]，計算焊縫的Tsta，結(jié)果表明J1 和J2 焊絲的焊縫的Tsta分別為856 K 和846 K。Tsta低于853 K 時，PF 轉(zhuǎn)變難以發(fā)生[13]，故J2 焊絲的焊縫中難以形成PF，F(xiàn)SP 在PF 的基礎(chǔ)上向晶內(nèi)生長，所以FSP 也難以形成。

焊縫在連續(xù)冷卻過程中，C 原子會從鐵素體擴散到未轉(zhuǎn)變過冷奧氏體中，提高過冷奧氏體的C 含量，形成富C 過冷奧氏體，在隨后的冷卻過程中，富C 過冷奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)镸，在室溫下以M-A 組元形式保留下來[14]。如圖3 所示，J1 焊絲的焊縫中M-A 組元含量比J2 焊絲的高，這主要是由于J1 焊絲的焊縫奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的初始溫度比J2 焊絲的高，使得C 原子擴散到未轉(zhuǎn)變過冷奧氏體中的速率更快且距離更遠，以致未轉(zhuǎn)變過冷奧氏體的C 含量增大，富C 過冷奧氏體含量增多[15?16]。同時，C 含量增大會使Ms和Mf降低，但Mf比Ms降低得快，從而擴大了M 的轉(zhuǎn)變溫度范圍[17]，使得M 的轉(zhuǎn)變量增多，以致J1 焊絲的焊縫在隨后冷卻過程中形成的M-A 組元含量更高。此外，J1 焊絲的焊縫中顆粒狀M-A 組元占比較J2 焊絲的低，這主要是由于奧氏體轉(zhuǎn)變溫度提高，使得相變驅(qū)動力減小，M-A 組元不易形成顆粒狀[18]，從而導致顆粒狀M-A 組元占比降低。

3.2 焊縫低溫韌性分析

為了分析顯微組織對沖擊斷口裂紋行為的影響，通過SEM 觀察沖擊斷口縱剖面形貌，沖擊斷口未進行渡鎳處理，如圖7 所示。J1 焊絲的焊縫沖擊斷口主裂紋擴展路徑趨于平直，表明裂紋擴展受到的阻力較小，裂紋擴展所需能量較小，而且基體中二次裂紋以近直線狀穿過PF/FSP，表明PF/FSP 對裂紋擴展阻礙能力較弱，利于裂紋擴展，裂紋擴展所需能量較小，如圖7(a)所示。J1 焊絲的焊縫中存在大量PF 和FSP，而PF 和FSP 通常沿原奧氏體晶界析出，呈粗大的塊狀或條狀，微裂紋在沖擊載荷作用下易在PF 和FSP 處形成，能沿著PF 和FSP 快速擴展，裂紋擴展所需能量較小，使得裂紋擴展路徑比較平直，增大焊縫中PF 和FSP 含量，會降低焊縫的低溫韌性[19]。

圖7 沖擊斷口縱剖面形貌

與J1 焊絲的焊縫相比，J2 焊絲的焊縫沖擊斷口主裂紋擴展偏轉(zhuǎn)次數(shù)增多，使得路徑曲折程度顯著增大，表明裂紋擴展受到的阻力較大，消耗裂紋擴展所需能量較大，而且基體中顯微組織發(fā)生了塑性變形，還存在大量微孔，如圖7(b)所示。J2 焊絲的焊縫主要由AF 組成，AF 與AF 之間通常為大角度晶界，阻礙裂紋擴展能力較強，裂紋擴展遇到AF 時易發(fā)生偏轉(zhuǎn)，裂紋擴展所需能量較大，使得裂紋擴展路徑變得更加曲折，增大焊縫中AF 含量，會提高焊縫的低溫韌性[10,19]。此外，塑性變形能抑制裂紋擴展，改變裂紋擴展方向，降低裂紋擴展速率，增大裂紋擴展長度，增大低溫沖擊吸收的能量，還能減小局部應力集中，抑制微孔長大形成裂紋[20]。

M-A 組元作為高硬脆相，在沖擊載荷作用下，MA 組元易與周圍基體形成應力集中，誘發(fā)微裂紋并逐漸擴展到基體中，從而降低焊縫的低溫韌性[9]，如圖8 所示。然而，不同形狀的M-A 組元對低溫韌性的影響存在差異，小尺寸顆粒狀M-A 組元能提高微裂紋形成的臨界應力，難以誘發(fā)微裂紋，對低溫韌性損害較小[15]。當裂紋擴展遇到條狀M-A 組元時，裂紋呈直線狀穿過或者在裂紋擴展的橫向剪切應力作用下被切斷，表明條狀M-A 組元對裂紋擴展阻礙能力較弱，對低溫韌性損害較大，如圖9 所示，這與Yang 等人[21]研究結(jié)果一致。此外，塊狀M-A 組元易誘發(fā)微裂紋，且塊狀M-A 組元易從基體中脫離，會顯著降低焊縫的低溫韌性[22]。綜上可知，與J1 焊絲的焊縫相比，J2 焊絲的焊縫中更高的AF 含量、較低的M-A 組元含量以及較低的條狀和塊狀M-A 組元占比，是導致其低溫韌性顯著優(yōu)于J1 焊絲的主要原因。

圖8 M-A 組元誘發(fā)微裂紋

圖9 條狀M-A 組元被切斷

4 結(jié)論

（1）J1 焊絲的焊縫組織由先共析鐵素體、側(cè)板條鐵素體、針狀鐵素體和M-A 組元組成；J2 焊絲的焊縫組織由針狀鐵素體和M-A 組元組成；J2 焊絲的焊縫中M-A 組元含量、條狀和塊狀M-A 組元占比均低于J1 焊絲。

（2）2 種焊絲的焊縫中夾雜物的粒徑分布、尺寸、數(shù)量和成分差異小，不是導致2 種焊縫低溫韌性出現(xiàn)顯著差異的主要原因。

（3）與J1 焊絲的焊縫相比，J2 焊絲的焊縫中針狀鐵素體含量升高、M-A 組元含量降低、條狀和塊狀M-A 組元占比降低，是導致其低溫韌性顯著優(yōu)于J1焊絲的主要原因。