裝配式建筑用耐候鋼的焊接熱模擬

潘進(jìn)　信瑞山　安會(huì)龍　年保國　姚紀(jì)壇

摘要：對新開發(fā)的一種屈服強(qiáng)度Q390級(jí)別的裝配式建筑用高強(qiáng)耐候鋼進(jìn)行焊接熱模擬研究。結(jié)果表明，粗晶區(qū)硬度最高，沖擊功最低，為焊接接頭薄弱區(qū)域。隨著熱輸入的增加，粗晶區(qū)組織由板條貝氏體向粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變，硬度隨之下降，沖擊功呈現(xiàn)先升高后下降的趨勢，在熱輸入為15 kJ/cm時(shí)沖擊功達(dá)到最大236 J。進(jìn)一步觀察斷面形貌及斷口截面金相發(fā)現(xiàn)，熱輸入過小時(shí)，淬硬組織多，斷裂過程微塑性變形小，沖擊性能差;熱輸入超過20 kJ/cm時(shí)，隨著熱輸入增加，阻止裂紋擴(kuò)展能力下降，沖擊功下降。

關(guān)鍵詞：裝配式建筑;焊接熱模擬;熱輸入;粗晶區(qū)

中圖分類號(hào)：TG457.1文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A文章編號(hào)：1001-2303（2020）03-0060-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.03.11

0 前言

鋼結(jié)構(gòu)裝配式建筑具有自重輕、工期快、環(huán)境友好的優(yōu)勢，同時(shí)在抗震性能、產(chǎn)品質(zhì)量和得房率等方面也優(yōu)于鋼筋-混凝土建筑，近年來獲得國家政策的大力推廣[1-3]。耐候鋼是一種具有良好耐候性能的低合金結(jié)構(gòu)鋼，通過添加一定量的Ni、Cr、Cu、P等合金元素使其在腐蝕過程中表面形成穩(wěn)定致密的防護(hù)銹層，從而減緩腐蝕[4-5]。將高強(qiáng)度耐候鋼應(yīng)用于裝配式建筑，則可使裝配式建筑具有更長的壽命，進(jìn)一步發(fā)揮裝配式建筑的優(yōu)勢[6-7]。在鋼結(jié)構(gòu)裝配式建筑施工過程中，焊接工序必不可少，因此該高強(qiáng)度耐候鋼用于裝配式建筑前必須對其焊接性能進(jìn)行評價(jià)。

焊接熱模擬技術(shù)是評價(jià)焊接性能、摸索焊接工藝參數(shù)的常用方法。吳軍[8]等人使用焊接熱模擬技術(shù)研究了不同t8/5時(shí)間下AMSESA213-T29鋼種粗晶區(qū)硬度及沖擊韌性的變化規(guī)律。張俠洲[9]等人使用焊接熱模擬試驗(yàn)機(jī)對耐候橋梁鋼Q420qNH的粗晶區(qū)低溫沖擊韌性和耐電化學(xué)腐蝕性能進(jìn)行了研究。秦華[10]等人采用焊接熱模擬技術(shù)通過設(shè)定不同峰值溫度研究了BWELDY960Q鋼焊接熱影響區(qū)各區(qū)域組織與性能的變化規(guī)律。但關(guān)于裝配式建筑用高強(qiáng)度耐候鋼目前還沒有相關(guān)的研究報(bào)道。本文采用Gleeble3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)對裝配式建筑用高強(qiáng)度耐候鋼焊接熱影響區(qū)的組織及性能變化規(guī)律進(jìn)行研究，分析焊接熱影響區(qū)各區(qū)域的組織性能，重點(diǎn)研究接頭薄弱區(qū)域粗晶區(qū)不同熱輸條件下的組織及性能演變規(guī)律。最終根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果對其焊接性能進(jìn)行評估，提出了適用于該鋼種的最佳焊接參數(shù)設(shè)定方案。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料為最新研發(fā)生產(chǎn)的屈服強(qiáng)度Q390級(jí)別裝配式建筑用耐候鋼，厚度12 mm，其化學(xué)成分和力學(xué)性能分別如表1、表2所示。金相組織為鐵素體+珠光體+少量貝氏體組織，如圖1所示。

采用熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行焊接熱模擬試驗(yàn)，試樣尺寸71 mm×11 mm×11 mm。Gleeble3800可輸入熱輸入、加熱速度、峰值溫度、峰值停留時(shí)間、模擬板厚等參數(shù)，根據(jù)輸入的參數(shù)執(zhí)行相應(yīng)的升溫和冷卻曲線，同時(shí)可輸出t8/5時(shí)間。試驗(yàn)參數(shù)設(shè)定為：模擬板厚12 mm，加熱速度100 ℃/s，峰值停留時(shí)間1 s。為研究熱影響區(qū)粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)及不完全轉(zhuǎn)變區(qū)的組織及性能轉(zhuǎn)變，熱輸入固定為20 kJ/cm，設(shè)定不同的峰值溫度，如表3所示;為研究不同熱輸入下粗晶區(qū)的組織及性能轉(zhuǎn)變，固定峰值溫度為1 300 ℃，設(shè)定不同的熱輸入，如表4所示。

熱模擬后將試樣加工為10 mm×10 mm×55 mm標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，沖擊坡口開在熱模擬過程中焊接熱電偶的位置，每組參數(shù)使用3個(gè)平行樣進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。取焊接熱模擬后的截面經(jīng)研磨拋光后進(jìn)行組織觀察及維氏硬度測試，每個(gè)參數(shù)下的試樣進(jìn)行3個(gè)點(diǎn)的維氏硬度測試，并取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 熱影響區(qū)不同區(qū)域組織及性能分析

熱影響區(qū)不同區(qū)域的硬度-沖擊功柱狀圖及所對應(yīng)的金相組織如圖2所示。圖2b為峰值溫度1 300 ℃的金相組織，對應(yīng)焊接熱影響區(qū)的過熱區(qū)，其組織為呈板條狀分布的貝氏體。在加熱過程中由于峰值溫度大大高于Ac1溫度，完成了奧氏體轉(zhuǎn)變并且晶粒長大，在較快的冷速下轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l分布的貝氏體組織。圖2c為峰值溫度1 100 ℃的金相組織，對應(yīng)焊接熱影響區(qū)的正火區(qū)，其組織為少量鐵素體+粒狀貝氏體組織，且晶粒細(xì)小。其峰值溫度高于Ac1溫度，完成了奧氏體轉(zhuǎn)變但晶粒并未過分長大，在冷卻過程中形成細(xì)小的鐵素體+貝氏體組織。圖2d為峰值溫度870 ℃的金相組織，對應(yīng)焊接熱影響區(qū)的不完全轉(zhuǎn)變區(qū)，其組織為鐵素體+珠光體+粒狀貝氏體組織，晶粒較為粗大并保留有母材帶狀組織特征。其峰值溫度略高于Ac1溫度，加熱過程中僅有部分組織奧氏體化，在冷卻過程中奧氏體化的組織轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w組織，未奧氏體化的組織仍保持為母材的鐵素體+珠光體組織。

如圖2a所示，按照從粗晶區(qū)到細(xì)晶區(qū)再到不完全轉(zhuǎn)變區(qū)的順序，即隨著峰值溫度的降低，硬度呈現(xiàn)出下降趨勢，沖擊功呈現(xiàn)出上升趨勢。硬度的下降表明隨著峰值溫度降低，冷卻過程中形成的淬硬組織減少。淬硬組織不利于材料的韌性，因此隨著硬度降低的同時(shí)呈現(xiàn)出了沖擊功上升的趨勢。對于焊接接頭熱影響區(qū)，其粗晶區(qū)位置最容易產(chǎn)生淬硬組織且晶粒長大嚴(yán)重，表現(xiàn)出硬度高沖擊性能差的特征，是焊接熱影響區(qū)性能的短板。

2.2 熱影響區(qū)不同區(qū)域組織及性能分析

不同熱輸入下獲得的熱影響區(qū)粗晶區(qū)的金相組織照片如圖3所示。當(dāng)熱輸入設(shè)定為10～40 kJ/cm范圍內(nèi)時(shí)熱模擬所得粗晶區(qū)的金相組織均為貝氏體組織，并且隨著熱輸入的增加逐漸由板條貝氏體向粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變。當(dāng)熱輸入為10～15 kJ/cm時(shí)（見圖3a、3b），粗晶區(qū)組織為板條貝氏體，原奧晶界依稀可見，且熱輸入為15 kJ/cm時(shí)粗晶區(qū)原奧晶粒尺寸略大于10 kJ/cm時(shí)粗晶區(qū)原奧晶粒尺寸，貝氏體板條也更粗。當(dāng)熱輸入為20～30 kJ/cm時(shí)（見圖3c、圖3d），粗晶區(qū)仍為呈板條狀分布的貝氏體組織，但已觀察不到原奧組織晶界。其細(xì)微結(jié)構(gòu)可見內(nèi)部為不連續(xù)的M-A島，故判斷為粒狀貝氏體組織。并且隨著熱輸入的增加，貝氏體板條的寬度隨之增大。當(dāng)熱輸入為40 kJ/cm時(shí)（見圖3e），其組織仍為粒狀貝氏體，可觀察到部分先共析鐵素體沿原奧晶界向晶內(nèi)長大，具有一定的魏氏組織形態(tài)。

測量不同熱輸入模擬獲得的粗晶區(qū)試樣的硬度，如圖4所示，在熱輸入為10 kJ/cm時(shí)硬度值最高，隨著熱輸入的增加，硬度呈現(xiàn)明顯的下降趨勢。這是由于熱輸入越大對應(yīng)的t8/5時(shí)間越長，即冷速越慢，產(chǎn)生的淬硬組織則越少。硬度變化趨勢與圖3所示粗晶區(qū)組織隨熱輸入增加由板條貝氏體轉(zhuǎn)化為粒狀貝氏體且晶粒尺寸增加的演化趨勢相一致。

焊接熱影響區(qū)最高硬度是評價(jià)焊接接頭質(zhì)量的重要指標(biāo)，硬度值越高，材料的淬硬性和冷裂紋產(chǎn)生傾向越大，一般認(rèn)為當(dāng)熱影響區(qū)最高硬度超過350 HV時(shí)有較大的冷裂紋產(chǎn)生傾向，需要焊前進(jìn)行預(yù)熱。由圖4可知，在熱輸入為10～40 kJ/cm范圍內(nèi)，熱模擬獲得粗晶區(qū)的硬度值（可代表焊接接頭最高硬度）均在350 HV以下，表明該鋼種焊接性能良好，焊前無需預(yù)熱。

2.3 不同熱輸入下粗晶區(qū)沖擊性能及斷裂行為分析

不同熱輸入下，粗晶區(qū)沖擊性能如圖5所示，隨著熱輸入的增加，粗晶區(qū)沖擊功呈現(xiàn)出先增加后降低的趨勢。在熱輸入為10 kJ/cm時(shí)，沖擊功最小為166 J;在熱輸入為15 kJ/cm時(shí)，沖擊功達(dá)到最大值263 J;當(dāng)熱輸入升至20～40 kJ/cm時(shí)，沖擊功呈現(xiàn)隨熱輸入增加（即t8/5時(shí)間延長）而下降的趨勢，在熱輸入為40 kJ/cm時(shí)沖擊功降至205 J。

與母材沖擊功177 J相比，除熱輸入為10 kJ/cm時(shí)的粗晶區(qū)沖擊功略低于母材外，其余參數(shù)下的沖擊性能均優(yōu)于母材。表明該鋼種焊接性能良好，能適應(yīng)較大的熱輸入?yún)?shù)范圍。

為分析上述沖擊功變化規(guī)律的機(jī)理，選取熱輸入分別為10 kJ/cm、15 kJ/cm和40 kJ/cm 的3個(gè)試樣，觀察其沖擊斷口形貌和斷口截面組織，如圖6所示。不同熱輸入下的3個(gè)試樣沖擊斷口形貌均呈韌窩特征，通過截面金相可發(fā)現(xiàn)靠近斷口的貝氏體板條發(fā)生指向斷裂方向的塑性變形，表明其斷裂方式均為韌性斷裂。熱輸入為10 kJ/cm時(shí)（見圖6a、6d），斷口韌窩較淺，撕裂棱密度較低，截面金相表面僅部分區(qū)域貝氏體板條發(fā)生變形，且變形區(qū)域的深度較淺。這是由于該熱輸入下冷速較快，冷卻過程中生成淬硬組織，在斷裂過程中產(chǎn)生的微塑性變形有限，造成沖擊性能不佳。熱輸入為15 kJ/cm時(shí)（見圖6b、6e），斷口可觀察到大而深的韌窩，通過截面金相也可觀察到靠近斷口位置板條貝氏體均發(fā)生變形，變形區(qū)域深度也明顯增加，斷面邊緣參差不齊，可有效阻止裂紋的擴(kuò)展，此時(shí)沖擊性能達(dá)到最佳。熱輸入為40 kJ/cm時(shí)（見圖6c、6f），斷口形貌為細(xì)密的韌窩，截面金相可觀察到大區(qū)域的貝氏體組織發(fā)生變形，但其邊緣位置較為平滑，表明此時(shí)斷裂過程裂紋擴(kuò)展阻力低，造成沖擊功降低。有分析認(rèn)為熱輸入增加時(shí)，隨著粗晶區(qū)組織由板條貝氏體向粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變，且原奧晶粒長大，大角晶界密度降低，導(dǎo)致裂紋更容易擴(kuò)展[9]。

4 結(jié)論

12 mm厚Q390級(jí)裝配式建筑用耐候鋼焊接熱模擬試驗(yàn)結(jié)論如下：

（1）粗晶區(qū)為貝氏體組織，細(xì)晶區(qū)為鐵素體+粒狀貝氏體組織且晶粒細(xì)小，不完全轉(zhuǎn)變區(qū)為鐵素體+珠光體+粒狀貝氏體組織。粗晶區(qū)硬度最高，沖擊性能最差。

（2）隨著熱輸入的增加，粗晶區(qū)顯微組織由板條貝氏體向粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變且晶粒變粗大，硬度降低;沖擊功呈現(xiàn)先增高后降低的趨勢，在熱輸入為15 kJ/cm時(shí)沖擊功達(dá)到最大值。當(dāng)熱輸入低于10 kJ/cm時(shí)，淬硬組織較多，沖擊性變差;熱輸入超過20 kJ/cm時(shí)，裂紋易于擴(kuò)展，沖擊功降低。推薦最佳熱輸入控制范圍為15～20 kJ/cm。

（3）該鋼種焊接性能良好，焊接工藝窗口寬。厚度12 mm板材在熱輸入為10～40 kJ/cm時(shí)，粗晶區(qū)最高硬度均小于350 HV，冷裂紋產(chǎn)生傾向小。除熱輸入為10 kJ/cm時(shí)的沖擊功略低于母材，其余熱輸入下的沖擊功均高于母材。

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