黨恒耀， 葉宏德， 郭衛(wèi)宏， 郭海霞， 張欣耀,2

(1.中國船舶重工集團公司第七二五研究所，河南 洛陽 471023；2.河南省船舶及海工裝備結構材料技術與應用重點實驗室，河南 洛陽 471023)

0 前言

S460鋼具有強度高、塑性好、易焊接、耐腐蝕等諸多優(yōu)點，被廣泛應用于船舶、橋梁、壓力容器和海洋工程等領域[1-2]。焊接是高強鋼板連接的主要方式之一，為了避免焊接過程中熱影響區(qū)晶粒粗大問題，大多采用多層多道的小熱輸入焊接技術，以保證母材和焊接接頭具有同等水平的強度及韌性。然而，這種小熱輸入焊接工藝嚴重制約了大厚鋼板的焊接效率。為此，諸如多絲埋弧焊、氣電立焊、電渣焊等大熱輸入焊接技術被大量采用[3-5]

焊接熱影響區(qū)是焊接接頭最為薄弱區(qū)域之一，研究熱影響組織與性能之間的關系具有十分重要的工程應用價值。然而，在研究焊接熱影響區(qū)沖擊性能時，難以將沖擊試樣缺口準確定位于熱影響粗晶區(qū)。一方面是熱影響區(qū)的表述不夠嚴謹(例如：熔合線外1 mm左右)[6-7]。另一方面是由于熔合線一般不垂直于試板，所以沖擊試樣缺口不再是單一的組織結構，可能包含了粗晶區(qū)、細晶區(qū)、熔合線、焊縫等，不同區(qū)域的含量不同導致了沖擊性能數(shù)據(jù)波動較大[8]。作者實際工作中也發(fā)現(xiàn)，90 mm厚S460焊接鋼板熱影響區(qū)-20 ℃沖擊吸收能量時常會出現(xiàn)不合格現(xiàn)象。為了研究這一問題，許多學者[9-12]利用Gleeble熱模擬試驗機，研究了不同熱輸入條件下熱影響區(qū)組織與性能之間的關系。付魁軍等人[13]研究了不同熱循環(huán)參數(shù)對TiNb微合金鋼熱影響區(qū)組織和沖擊吸收能量的影響，發(fā)現(xiàn)在高熱輸入條件下，熱影響區(qū)的貝氏體含量增加及其粗化是導致沖擊吸收能量降低的主要原因。李靜等人[14]研究發(fā)現(xiàn)焊接熱影響區(qū)M-A組元數(shù)量、尺寸、分布和形態(tài)對熱影響區(qū)沖擊吸收能量影響較大。然而，盡管熱模擬試驗機解決了粗晶區(qū)準確定位和組織均一化問題，但是熱模擬樣品較小，冷卻速度較快，不適合表征厚板大熱輸入焊接試板的實際工況。另外，以焊接熱影響粗晶區(qū)為焦點的研究尚不多見。

文中以90 mm厚的S460鋼板為研究對象，將沖擊毛坯母材試樣進行不同溫度的熱處理，研究熱處理溫度對其組織和低溫沖擊吸收能量的影響，并借助金相顯微鏡、三維立體顯微鏡、掃描電鏡對不同熱輸入下的材料顯微組織、沖擊斷口宏觀、微觀形貌進行表征。

1 試驗材料和方法

試驗所用的樣品均取自90 mm厚的S460鋼板，其化學成分、力學性能和原始金相組織分別見表1、表2和圖1。從圖1可以看出，S460鋼的原始組織為平衡態(tài)組織，由細小的白色鐵素體(F)晶粒(平均尺寸13 μm)與黑色珠光體(P)均勻混合而成，使母材具有優(yōu)異的低溫沖擊吸收能量，-20 ℃下的沖擊吸收吸收能量達到181 J。此外，還可以看到母材組織存在明顯的帶狀偏析特征，偏析帶為細小鐵素體(F)+珠光體(P)，由于偏析帶上碳含量和合金元素含量較高，鐵素體含量較其他非偏析帶區(qū)域而言含量相對較少。

表1 S460鋼的化學成分(質量分數(shù)，%)

表2 S460鋼的力學性能

圖1 S460鋼原始金相組織

為了獲得較大的熱影響區(qū)尺寸便于試驗研究，將沖擊試樣的毛坯料在高溫爐中分別進行400 ℃，600 ℃，650 ℃，750 ℃，800 ℃，1 000 ℃，1 200 ℃和1 400 ℃保溫30 min后空冷。空冷后的毛坯試樣按照ASTM E23取Charpy沖擊試樣，加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的標準V形缺口沖擊試樣，在ZBC2302-B型擺錘式沖擊試驗機上進行沖擊試驗(KV8)，試驗溫度為-20 ℃，每組3個試樣，取平均值。沖擊斷口分別在VHX-600E型超景深三維顯微鏡和FEI Quanta600掃描電鏡(SEM)上觀察宏觀和微觀形貌。沖擊試樣經切割、打磨、拋光，再用體積分數(shù)為4%的硝酸酒精侵蝕后在Leica DMI5000M型金相顯微鏡(OM)上觀察顯微組織形貌，借助圖形分析軟件Image J[15]對斷口宏觀及微觀形貌尺寸、相分布、面積等進行了分析。

2 試驗結果與分析

2.1 熱處理溫度對低溫沖擊吸收能量的影響

圖2為經過不同溫度的熱處理后，樣品在-20 ℃下的沖擊吸收能量?？梢钥闯?，在試驗溫度范圍內，沖擊吸收能量隨熱處理溫度升高整體呈下降趨勢，尤其在650～750 ℃范圍內，沖擊吸收能量急劇下降，由173 J銳減到13 J，降幅高達92%，說明熱處理溫度對S460鋼沖擊吸收能量有顯著影響。同時可以看到，在800 ℃附近，沖擊吸收能量出現(xiàn)小幅上升，沖擊吸收能量回升至35 J。繼續(xù)升高溫度，沖擊吸收能量則緩慢降低，1 400 ℃時沖擊吸收能量僅為8 J。

圖2 熱處理溫度對沖擊吸收能量的影響

沖擊斷口的宏觀形貌如圖3所示。通常，在沖擊斷口上會觀察到塑性區(qū)和解理區(qū)兩個區(qū)域[16]。塑性較好的材料，塑性區(qū)域面積較大，甚至有些情況下，沖擊試驗后試樣并未徹底斷裂，仍然粘連一起，此時僅有塑性區(qū)。而對于塑性較差的材料，則塑性區(qū)面積較小，甚至有時整個斷面均為解理面，產生脆性斷裂。從圖3可以看出，隨著熱處理溫度升高，沖擊斷口塑性區(qū)面積逐漸減少，其中400～650 ℃之間，斷口具有明顯的塑性變形，表明具有較高的沖擊吸收能量。當熱處理溫度為750 ℃時，斷口平齊，幾乎沒有發(fā)生塑性變形，表明沖擊吸收能量較差。800 ℃時，斷面出現(xiàn)少量塑性區(qū)以及邊緣有明顯撕裂楞，說明沖擊吸收能量較750 ℃有所回升。1 000～1 400 ℃范圍內，除斷口較為平齊外，晶粒尺寸逐漸增大，尤其1 400 ℃時，晶體化非常嚴重，晶粒十分粗大。這一變化規(guī)律與圖2顯示的沖擊試驗結果相一致。

圖3 不同熱處理溫度沖擊斷口宏觀形貌

2.2 熱處理溫度對顯微組織及斷口形貌的影響

E460鋼在不同熱處理溫度下的金相顯微組織如圖4所示。可以看出，S460鋼板的金相顯微組織隨熱處理溫度發(fā)生了顯著變化。400～650 ℃范圍內，顯微組織由白色鐵素體(F)和黑色珠光體(P)均勻混合組成，組織特征與原始狀態(tài)(圖1)相近，說明組織未發(fā)生相變。但是隨著熱處理溫度升高，鐵素體晶粒發(fā)生吞并長大，導致沖擊性能出現(xiàn)小幅下降。700 ℃時，鐵素體未發(fā)生相變，珠光體發(fā)生部分奧氏體化，冷卻后形成了暗灰色馬氏體/奧氏體小組元，即M-A組元。該溫度下金相組織為原始鐵素體+原始珠光體+新轉變形成的M-A組元。在750 ℃時，鐵素體明顯減少，珠光體基本全部奧氏體化后形成了大量的M-A組元，M-A組元屬于硬質相，當外力作用時，M-A組元會阻礙鐵素體的塑性變形，致使大量位錯塞積在一起，最終造成局部應力集中，使材料脆化，致使此時的沖擊吸收能量降至13 J。當熱處理溫度繼續(xù)升高至800 ℃時，由于正常區(qū)域合金元素含量較低，且擴散還不夠充分，冷卻后形成細小鐵素體+珠光體。然而，在偏析帶上，合金元素含量較多，冷卻后形成了較多M-A組元[17]。正常區(qū)域新轉變形成的細小鐵素體+珠光體組織沖擊吸收能量近于原始母材，沖擊韌度較好，而偏析帶上析出大量M-A組元，又降低沖擊韌度，二者疊加作用導致沖擊吸收能量上升幅度較小。熱處理溫度到達1 000 ℃時，組織發(fā)生明顯粗化，冷卻后形成了較為均勻的M-A組元型粒狀貝氏體組織。熱處理溫度繼續(xù)增加到1 200 ℃和1 400 ℃時，組織全部奧氏體化且奧氏體晶粒粗化加劇，冷卻后形成的粒狀貝氏體團的尺寸不斷增大；同時由原奧氏體晶界向晶內生長而形成的取向明顯的針狀鐵素體，在鐵素體周圍附著有不連續(xù)黑色細珠光體。1 400 ℃時的貝氏體團對角線尺寸高達135 μm，材料的沖擊吸收能量幾乎完全喪失。

圖4 不同熱處理溫度S460鋼金相組織

圖5是利用Image J軟件統(tǒng)計的鐵素體含量變化趨勢，可以看出隨熱處理溫度升高，金相顯微組織中鐵素體含量先降低后升高，800 ℃以后，鐵素體含量基本維持在65%左右。值得注意的是，在650～750 ℃范圍內，鐵素體含量出現(xiàn)急劇降低，這一現(xiàn)象與沖擊吸收能量變化規(guī)律完全一致，說明造成這一溫度范圍內E460鋼沖擊吸收能量急劇下降的直接原因是鐵素體含量減少及M-A組元增加。800～1 400 ℃范圍內，雖然鐵素體含量基本維持在相同水平，但貝氏體團尺寸的逐漸增大，致使沖擊吸收能量不斷下降。

圖5 不同熱處理溫度下S460鋼金相組織鐵素體含量

為了進一步揭示S460鋼沖擊吸收能量隨熱處理溫度的變化的原因，采用SEM對沖擊試樣斷口靠近機械缺口的塑性區(qū)和裂紋失穩(wěn)擴展的解理區(qū)微觀形貌分別進行觀察和分析，分別如圖6和圖7所示。從圖6可以看出，經不同熱處理的沖擊試樣斷口，在靠近V形缺口附近均具有明顯的韌窩特征。韌窩尺寸越小、越淺，說明塑性變形量小，消耗裂紋擴展的能量也就越少，對應的沖擊吸收能量也就越小。韌窩尺寸越大、越深，則是塑性變形量較大的表現(xiàn)，對應的沖擊吸收能量也較高。400～700 ℃范圍內，塑性區(qū)較大，且布滿了尺寸大小不同的韌窩，部分韌窩底部可見細小的球狀夾雜物，說明沖擊斷裂過程中發(fā)生了較大塑性變形，致使第二相夾雜物與基體脫離所產生。隨著熱處理溫度升高，韌窩尺寸逐漸減小，韌窩變淺，表明塑性變形量有所下降，致使沖擊吸收能量同步產生下降趨勢。750 ℃時，塑性區(qū)厚度僅有約65 μm，韌窩比例顯著減少，并出現(xiàn)明顯的解理面，表明材料塑性急速惡化，導致該熱處理溫度下，沖擊吸收能量出現(xiàn)斷崖式下降(圖2)。當熱處理溫度繼續(xù)升高到800 ℃時，代表塑性變形特征的韌窩再次出現(xiàn)，沖擊吸收能量略有回升現(xiàn)象。繼續(xù)升高熱處理溫度，塑性區(qū)尺寸顯著減少，1 400 ℃時塑性區(qū)尺寸僅有薄薄一層，不足50 μm。

圖6 不同熱處理溫度沖擊斷口塑性區(qū)SEM形貌

沖擊斷口的解理區(qū)是由于裂紋擴展到臨界尺寸后，裂紋失穩(wěn)快速擴展所形成的河流放射狀斷口特征，一般由解理臺階、解理面和撕裂棱等組成。解理臺階高度差越大、解理面細小、撕裂棱曲折，表明斷裂過程中吸收能量越大，反之吸收能量越小。從圖可以看出，隨著熱處理溫度升高，解理臺階高度差越來越小，解理平面越來越大，撕裂棱變直、變長，說明對裂紋擴展的阻力越來越小。400～750 ℃范圍內，解理面細小、數(shù)量多、撕裂棱也較曲折，說明裂紋擴展過程中不斷轉向，阻力較大。值得注意的是，750 ℃時盡管解理面細小數(shù)量也多，但是解理臺階幾乎處于同一平面內，說明裂紋擴展過程中變形量很小。800～1 400 ℃范圍內，解理面明顯增大，呈河流放射狀，扇形解理特征顯著。沿放射線反方向匯聚出可觀察到裂紋源，裂紋源一般是M-A組元等硬質相質點。相比而言，800 ℃時，雖然解理面較750 ℃有所增大，然而解理臺階高度差較大，為提高沖擊吸收能量有一定貢獻。1 400 ℃時，解理面尺寸幾乎占據(jù)整個觀察視場，撕裂棱近乎直線，說明其對裂紋的擴展幾乎完全喪失阻力作用。

圖7 不同熱處理溫度沖擊斷口解理區(qū)SEM形貌

從以上分析結果可以看出：隨著熱處理溫度升高，金相組織中鐵素體含量減少，硬質M-A組元產生，粒狀貝氏體不斷粗化。沖擊斷口塑性區(qū)面積逐漸減少，韌窩尺寸減小、變淺，解理區(qū)增大、變平。導致在400～1 400 ℃范圍內，S460鋼板低溫沖擊吸收能量隨熱處理溫度升高而呈現(xiàn)整體下降趨勢。650～750 ℃范圍內，鐵素體含量大幅減少及M-A組元出現(xiàn)是沖擊吸收能量急劇惡化的根本原因。800 ℃沖擊吸收能量出現(xiàn)小幅回升，是偏析帶上形成的硬質相M-A組元與正常區(qū)域新形成的韌性較好的細小鐵素體+珠光體綜合因素影響的結果。

通過該文研究，對于90 mm厚的S460鋼板，在熱處理溫度不超過650 ℃時，其低溫沖擊吸收能量和金相組織與原始狀態(tài)差別不大。因此，建議S460鋼板在實際焊接過程中應嚴格控制焊接工藝過程，盡量收窄受熱溫度超過650 ℃的區(qū)域面積。

3 結論

(1)在400～1 400 ℃范圍內，S460鋼板-20 ℃沖擊吸收能量隨熱處理溫度升高呈現(xiàn)整體下降趨勢。尤其在650～750 ℃范圍內，沖擊吸收能量急劇下降。

(2)隨熱處理溫度升高，E460鋼組織變化規(guī)律依次為原始鐵素體+原始珠光體→原始鐵素體+原始珠光體+M-A組元→新生鐵素體+新生珠光體+M-A組元→粒狀貝氏體→粗大粒狀貝氏體。

(3)在650～750 ℃范圍內，鐵素體含量大幅減少和M-A組元大量出現(xiàn)是低溫沖擊吸收能量急劇下降的根本原因。

(4)熱處理溫度不高于650 ℃時，S460大厚鋼板的低溫沖擊吸收能量及金相組織與原始母材差別不大。