宋 潔 ，王 哲，曹 睿，張曉波，彭 云，杜挽生，田志凌，陳劍虹

（1.蘭州理工大學甘肅省有色金屬新材料省部共建國家重點實驗室，蘭州 730050；2.上海交通大學材料科學與工程學院，上海 200240；3.鋼鐵研究總院結構材料研究所，北京 100081）

0 引言

隨著科學技術的發(fā)展，傳統(tǒng)鋼鐵材料越來越不能滿足高性能、低成本的使用要求，迫切需要開發(fā)新鋼種。熱軋控冷超低碳貝氏體鋼是國際上近些年發(fā)展起來的一類高強度、高韌性、多用途、焊接性能優(yōu)良的新型鋼種，被稱之為“21世紀鋼種”［1－3］。低碳貝氏體高強鋼是以鉬鋼和鉬硼鋼為基礎，同時加入錳、鉻、鎳以及其它微合金化元素（鈮、鈦、釩）而開發(fā)的系列低碳貝氏體鋼。

鈮鉻鉬釩系低碳貝氏體高強鋼是國內正在研發(fā)的一種鎳質量分數(shù)為8%、屈服強度為980 MPa、用于深海的高強高韌性鋼，該鋼在室溫（RT）和低溫下均具有良好的力學性能［4］，但有關其焊接接頭的相關研究還不多。為此，作者采用MAG 和TIG 兩種焊接工藝對該鋼進行了焊接，并測試了其接頭的拉伸性能，然后應用有限元軟件ABAQUS 采用GTN［5］損傷模型對其進行模擬，以確定焊接接頭的實際性能參數(shù)和損傷參數(shù)，以便為整體接頭的模擬提供較為準確的數(shù)據(jù)庫，同時對保證焊接接頭的安全使用性能具有重要意義。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用材為北京鋼鐵研究總院開發(fā)的鈮鉻鉬釩系低碳貝氏體高強鋼（σs≈980 MPa），其主要化學成分如表1所示，不同溫度下該鋼的拉伸性能如表2所示［6］。

表1 試驗用低碳貝氏體高強鋼的化學成分（質量分數(shù)）Tab.1 Chemical composition of tested low－carbon bainitic high strength steel（mass） %

表2 試驗用低碳貝氏體高強鋼的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of tested low－carbon bainitic high strength steel

采用MAG 和TIG 兩種焊接方法對試驗鋼進行焊接，具體焊接工藝參數(shù)如表3所示，焊縫金屬的化學成分如表4所示。

表3 試驗用低碳貝氏體高強鋼的焊接工藝參數(shù)Tab.3 Welding parameters of tested low－carbon bainitic high strength steel

表4 不同焊接接頭焊縫的化學成分（質量分數(shù)）Tab.4 Chemical compositions of different weld joint seams（mass） %

用DK7732E型線切割機按圖1所示加工圓棒拉伸試樣，用SHIMADZU AG－10T 型萬能拉伸試驗機分別在室溫（20 ℃）和低溫（－50，－110，－196 ℃）條件下進行拉伸試驗，試驗條件與母材拉伸時相同；在－50，－110 ℃下拉伸前，把試樣置于調整好溫度的酒精、液氮混合液中冷卻處理15min，然后再開始拉伸；在－196 ℃下拉伸時直接用純液氮進行冷卻。采用兩步電解浸蝕法對母材和焊縫金屬進行腐蝕，第一步所用腐蝕液為由5g乙二胺四乙酸、0.5g氟化鈉和100 mL 蒸餾水組成的溶液；第二步所用溶液為由25g氫氧化鈉、5g苦味酸和100mL蒸餾水［7］組成的溶液；采用6700F型掃描電鏡（SEM）觀察焊縫金屬的顯微組織以及斷口形貌。

圖1 拉伸試樣的取樣方式及尺寸Fig.1 Sampling method and size of tensile sample

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出，母材的組織為板條貝氏體，板條間分布有薄膜狀殘余奧氏體，貝氏體團直徑約為50μm，貝氏體寬度為3～10μm。兩種焊接工藝下焊縫的基體組織均為板條貝氏體和條間分布的M／A 島，在MAG 焊縫金屬中除基體組織外，還出現(xiàn)了少量針狀鐵素體，而在TIG 焊縫金屬中則出現(xiàn)了一定量的塊狀鐵素體。

2.2 拉伸性能

TIG 接頭試樣斷裂在母材，MAG 接頭試樣斷裂在焊縫，所以TIG 焊接接頭的抗拉強度優(yōu)于母材的，而MAG 焊接接頭的抗拉強度低于母材的。由圖3可見，TIG 和MAG 焊接接頭的強度相差不大，且隨溫度的降低而升高；TIG 焊接接頭的斷面收縮率維持在較高的水平，說明其具有較好的拉伸塑性，而MAG 焊接接頭的斷面收縮率在－110 ℃時急劇降低，說明其塑性急劇降低。

2.3 拉伸斷口形貌

由圖4可以看出，在－196～20 ℃范圍內，TIG焊接接頭拉伸斷口以韌窩特征為主，屬韌性斷裂。與其它拉伸斷口不同，隨溫度的降低，試樣有發(fā)生縱向開裂的傾向，－196 ℃拉伸斷口呈明顯的“Z”字形開裂，平行于拉伸方向的縱向裂紋實際上產生于由原奧氏體晶粒邊界組成的一個脆性層面上，文獻［6］對其斷裂機理進行了詳細的研究。

由圖5可以看出，－110 ℃時TIG 焊接接頭拉伸斷口的纖維區(qū)為等軸韌窩，放射區(qū)為剪切韌窩，因而具有良好的韌性。

由圖6可以看出，隨著溫度的降低，MAG 焊接接頭的脆斷傾向增大，在－110 ℃時，拉伸斷口整個斷面基本呈準解理脆性斷裂形態(tài)，剪切唇很少，塑性變形能力差，這與其較低的斷面收縮率相對應。

圖7為－110 ℃時MAG 接頭的準解理斷裂面和相應的起裂源。當溫度降至－196 ℃時，整個斷面為脆性的準解理面。

圖4 不同溫度下TIG焊接接頭拉伸斷口的宏觀形貌Fig.4 Macrographs of tensile fracture of TIG welded joints at different temperatures

圖5 －110 ℃下TIG焊接接頭拉伸斷口不同區(qū)域的的SEM 形貌Fig.5 SEM morphology of different areas on tensile fracture of TIG welded joint at－110 ℃：（a）equiaxed dimple in fiber region and（b）elongated dimple in radiation region

3 有限元模型建立及模擬結果

3.1 有限元模型建立

應用大型有限元軟件ABAQUS［8］對MAG 焊接接頭建立三維圓棒拉伸模型。在有限元模擬中將焊接接頭區(qū)處理為由焊縫、熱影響區(qū)和母材組成的三材料模型，根據(jù)實際焊接接頭圓棒拉伸試樣分別測焊縫及熱影響區(qū)的尺寸，為方便計算，簡化模型取平均值得到焊縫寬8mm，熱影響區(qū)寬1mm。單元類型采用三維8節(jié)點減積分應變單元（C3D8R），如圖8所示。

3.2 GTN 參數(shù)的確定

1977年Gurson［5］提出了有限大基體中含微孔洞的體胞模型，并在此基礎上推導出了多孔延性材料細觀損傷模型；隨后Tvergaard和Needleman對該模型進行了修正，得到GTN 損傷模型。該模型用損傷變量孔洞體積分數(shù)來反映材料內部微小缺陷的發(fā)展變化。

由拉伸斷口形貌可以看出，MAG 接頭在室溫（RT）和－50 ℃下為韌性斷裂，故可以用GTN 損傷模型模擬，在－110，－196 ℃下為解理斷裂，不能用GTN 損傷模型進行模擬。

GTN 模型中需要確定的參數(shù)有模型系數(shù)（q1，q2，q3）、初始孔洞體積分數(shù)φ0、孔洞形核參數(shù)（fN，εn，SN）、臨界孔洞聚合體積分數(shù)φc和臨界斷裂孔洞體積分數(shù)φF。對于含有夾雜物和碳化物的鋼，q1，q2，q3的取值一般分別為1.5，1.0，2.25；在大多數(shù)研究中εn，SN均取0.3，0.1［9－10］；φ0，φc和φF以及孔洞形核分數(shù)fN采用FEM 試算與試驗結果對比修正的方法確定。用一系列的φ0，φc，φF和fN，分別對室溫和－50 ℃下MAG 焊接接頭的拉伸試樣進行數(shù)值計算，把計算得到的結果（載荷－位移曲線）與試驗結果比較，如果計算結果與試驗結果相符，則該組曲線的損傷參量即為材料本身的參數(shù)。由圖9可見，室溫和－50 ℃下MAG 焊接接頭載荷－位移的模擬曲線與試驗曲線吻合較好，由此可以確定室溫和－50 ℃下該焊接接頭的GTN 模型損傷參數(shù)，如表5所示。－110 ℃和－196 ℃的拉伸模擬曲線與試驗曲線一并繪于圖9中。

3.3 有限元計算結果與分析

圖6 不同溫度下MAG焊接接頭拉伸斷口的宏觀形貌Fig.6 Macrographs of tensile fracture of MAG welded joints at different temperatures

在有限元計算結果中提取斷裂時圓棒試樣橫截面沿半徑方向的三向應力度T和等效塑性應變εp進行比較，結果如圖10所示?？梢姡S著溫度的降低，斷裂時等效塑性應變εp隨之減小，說明在低溫下需要很小的塑性應變就可以使材料發(fā)生開裂，但由于低溫時材料的屈服強度較高，不容易發(fā)生塑性變形，需要很大的載荷才能發(fā)生塑性變形，所以低溫時對應的載荷較大，應變較小，表現(xiàn)為脆性斷裂模式。在室溫下斷裂時臨界等效塑性應變較大，材料不容易開裂，并且屈服強度較低，很容易發(fā)生屈服，屈服之后材料發(fā)生塑性變形，但由于開裂的臨界斷裂應變較大，所以不開裂促使其進行更大的變形，并且臨界三向應力度也大，使得材料中的孔洞不斷發(fā)生鈍化阻止其開裂，只有達到一個臨界狀態(tài)時才擴展，因此斷面收縮率這一塑性指標表現(xiàn)得較好。隨著溫度的降低，截面中心的三向應力度T隨著溫度的降低逐漸減小，說明裂紋擴展阻力隨溫度的降低而減小，在室溫下，截面中心的三向應力度T最大，擴展阻力最大，斷裂最困難，－196 ℃時試樣在達到最大載荷后就發(fā)生斷裂，三向應力度T為0.33，即沒有產生頸縮。有限元計算結果進一步說明了不同溫度下低碳貝氏體高強鋼MAG 焊接接頭的拉伸斷裂性能。

圖9 不同溫度下MAG焊接接頭載荷－位移曲線的試驗值和模擬值Fig.9 Experimental and simulated load－displacement curves of MAG welded joints at different temperatures

表5 不同溫度下MAG 焊接接頭的GTN 損傷參數(shù)Tab.5 GTN damage parameters of MAG welded joints at different temperatures

圖10 不同溫度下MAG焊接接頭斷裂時的三向應力度T 和等效塑性應變εpFig.10 Triaxiality of stress T（a）and equivalent plastic strain εp（b）vs distance for MAG welded joints at the moment of fracture at different temperatures

4 結論

（1）鈮鉻鉬釩系低碳貝氏體高強鋼焊縫的基體組織為板條貝氏體和M／A 島，MAG 焊縫中除基體組織外，出現(xiàn)了少量針狀鐵素體；TIG 焊縫中則出現(xiàn)了一定量的塊狀鐵素體。

（2）MAG 焊接接頭和TIG 焊接接頭的強度相差不大，且均隨溫度的降低而升高。

（3）MAG 焊接接頭斷裂在焊縫處，TIG 焊接接頭斷裂在母材處；前者在－110 ℃發(fā)生準解理斷裂，后者的斷口為韌窩斷裂，這是導致二者斷面收縮率出現(xiàn)明顯差異的原因。

（4）有限元模擬得到的低碳貝氏體高強鋼MIG焊接接頭在不同溫度下的載荷－位移曲線與試驗曲線吻合良好。

［1］方鴻生，薄祥正，鄭康燕，等.貝氏體組織與貝氏體鋼［J］.金屬熱處理，1998（11）：2－7.

［2］JESSMEAN R J.Mechanical properties and precipitation hardening response in ArmcoNi－cop（ASTM A710Grade A and A736alloy steel）［J］.ATB Metal，1983，23（4）：1－10.

［3］WANG S C.The effect of alloying elements on the structure and mechanical properties of ultra－low carbon bainitic steels［J］.China Steel Technical Report，1992，6：1－9.

［4］閆英杰，曹睿，杜挽生，等.一種新型980MPa高強鋼在不同溫度下的拉伸斷裂試驗［J］.材料科學與工程學報，2009（2）：246－249.

［5］GURSON A L.Continuum theory of ductile rupture by void nucleation and growth—Part I：Yield criteria and flow rules for porous ductile media［J］.Transactions of the ASME，1977，99：2－15.

［6］DU W S，CAO R，YAN Y J，etal.Fracture behavior of 9%nickel high strength steel at various temperatures—PartⅠ：Tensile tests［J］.Materials Science and Engineering A，2008，486（1／2）：611－625.

［7］IKAWA H，OSHIGE H，TANOUE T.Effect of martensiteaustenite constituent on HAZ toughness of a high strength steel［J］.International Institute of Welding Document，1980，11（2）：87－96.

［8］石亦平，周玉蓉.ABAQUS 有限元分析實例詳解［M］.北京：機械工業(yè)出版社，2006.

［9］孫慧敏，王國珍，軒福貞，等.焊接接頭延性裂紋擴展的數(shù)值模擬［J］.焊接學報，2010，31（8）：105－112.

［10］陳志英，董湘懷.基于GTN 細觀損傷模型的板料成形過程損傷分析［J］.工程力學，2009，26（7）：238－244.