低合金高強(qiáng)鋼激光電弧復(fù)合焊熱模擬熱影響區(qū)組織與沖擊韌性

鮑亮亮，潘春宇，劉福建，張新明，韓濤

(1.中建安裝集團(tuán)有限公司,南京,210000；2.中國(guó)石油大學(xué)(華東),青島,266580)

0 序言

激光電弧復(fù)合焊是一種高效高精度焊接技術(shù)[1-3]，在海洋工程用鋼的焊接方面具有良好的應(yīng)用前景.美國(guó)、芬蘭、意大利等國(guó)家也先后實(shí)現(xiàn)了激光電弧復(fù)合焊的工程化應(yīng)用[4-5].2019 年，中集來(lái)福士集團(tuán)聯(lián)合哈爾濱焊接研究院有限公司等國(guó)內(nèi)多家科研院所，建立了國(guó)內(nèi)首套船板激光電弧復(fù)合焊接系統(tǒng)，用于D36 和E36 大幅板的焊接，與原有焊接工藝相比，焊接效率提升了5 倍，焊接變形大大減少.

對(duì)于超高強(qiáng)度低合金高強(qiáng)鋼的激光電弧復(fù)合焊，其焊接接頭，尤其是熱影響區(qū)(heataffected zone，HAZ)往往出現(xiàn)韌性下降或者波動(dòng)大的現(xiàn)象，難以滿足標(biāo)準(zhǔn)要求[6-7].文獻(xiàn)[8-9]研究發(fā)現(xiàn)EQ70低合金高強(qiáng)鋼的激光電弧復(fù)合焊接頭熱影響區(qū)發(fā)生了局部脆化.文獻(xiàn)[10]采用有限元數(shù)值模擬技術(shù)和熱電偶測(cè)溫法對(duì)EQ70 鋼激光電弧復(fù)合焊的焊接熱循環(huán)進(jìn)行了模擬與測(cè)量，并分析了復(fù)合焊焊接熱循環(huán)對(duì)熱影響區(qū)組織演變的影響.

焊接接頭的熱影響區(qū)是連續(xù)變化的不均勻組織區(qū)域，無(wú)法對(duì)其中某一特定微區(qū)進(jìn)行性能表征，通過(guò)焊接熱模擬技術(shù)可以制備特定熱循環(huán)參數(shù)下的均勻化試樣，用于研究特定微區(qū)的組織與性能.基于激光電弧復(fù)合焊焊接熱循環(huán)的研究結(jié)果，采用焊接熱模擬技術(shù)制備了EQ70 鋼激光電弧復(fù)合焊熱影響區(qū)各微區(qū)的均勻化組織試樣，并采用示波沖擊試驗(yàn)和微觀組織表征技術(shù)，分析了組織與韌性的關(guān)系，為進(jìn)一步闡明其熱影響區(qū)脆化機(jī)理奠定了基礎(chǔ).

1 試驗(yàn)方法

選用調(diào)質(zhì)態(tài)EQ70 低合金高強(qiáng)鋼，化學(xué)成分見(jiàn)表1.采用熱膨脹法測(cè)得的相變點(diǎn)Ac1為720 ℃，Ac3為850 ℃.之前的研究[9]發(fā)現(xiàn)EQ70 鋼激光電弧復(fù)合焊熱影響區(qū)加熱速度可達(dá)400 ℃/s，高溫停留時(shí)間僅為0.79～ 1.33 s,t8/5僅為4～ 6 s.根據(jù)激光電弧復(fù)合焊焊接熱循環(huán)研究結(jié)果，制定了焊接熱模擬參數(shù)，見(jiàn)表2.其中660-5 和690-5 試樣峰值溫度低于Ac1，代表亞臨界區(qū)(sub-critically HAZ，SCHAZ)試樣.760-5 和800-5 試樣峰值溫度介于Ac1與Ac3之間，代表臨界區(qū)(inter-critically HAZ，ICHAZ)試樣.900-5 試樣峰值溫度略高于Ac3，代表細(xì)晶區(qū)(fine grained HAZ，F(xiàn)GHAZ)試樣.1 100-5，1 200-5 和1 300-5 試樣峰值溫度較高，代表粗晶區(qū)(coarse grained HAZ，CGHAZ)試樣.熱模擬試樣尺寸為70 mm × 10.5 mm × 10.5 mm，經(jīng)表面處理后，在Gleeble-3 800 熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn).熱模擬后將試樣加工成55 mm × 10 mm × 10 mm 的標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，采用RKP-450 型試驗(yàn)機(jī)對(duì)熱模擬試樣進(jìn)行示波沖擊試驗(yàn)，并通過(guò)掃描電子顯微鏡(JSM-7200F)觀察試樣沖擊后的斷口形貌.對(duì)熱模擬試樣進(jìn)行了光學(xué)顯微鏡(DM2500M Leica)、掃描電子顯微鏡(JSM-7200F)和透射電子顯微鏡(FEI-Talos-F200)觀察.

表1 EQ70 鋼的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of EQ70 steel

表2 焊接熱模擬參數(shù)Table 2 Welding simulation parameters

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熱模擬熱影響區(qū)試樣的微觀組織

圖1a 和圖1b 為SCHAZ 試樣的微觀組織.由于峰值溫度低于Ac1，組織未發(fā)生奧氏體化轉(zhuǎn)變，相當(dāng)于進(jìn)行一次高溫回火.隨著溫度升高，C 原子活性增大，馬氏體板條內(nèi)部C 原子向晶界擴(kuò)散，導(dǎo)致組織中的碳化物減少，晶界和亞晶界上碳化物析出并聚集，溫度越高碳化物聚集程度越高，原馬氏體板條界越不明顯(圖1a，660-5 試樣)，甚至消失(圖1b，690-5 試樣).碳化物的析出與聚集導(dǎo)致組織硬度下降，所以SCHAZ 又稱回火軟化區(qū).

圖1c 和圖1d 為ICHAZ 試樣的微觀組織.該區(qū)域峰值溫度介于Ac1和Ac3之間，部分組織發(fā)生奧氏體相變.由于激光電弧復(fù)合焊接冷卻速度極快，t8/5僅為5 s，冷卻后的組織為馬氏體.未發(fā)生奧氏體相變的組織，碳化物進(jìn)一步在晶界聚集.

圖1e 是FGHAZ 的顯微組織.FGHAZ 組織完全奧氏體化，且峰值溫度(900 ℃)相對(duì)較低，奧氏體化晶粒來(lái)不及長(zhǎng)大，冷卻后轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小板條馬氏體.圖2a 為900-5 試樣掃描電子顯微組織，可以看出板條馬氏體內(nèi)部有細(xì)小的碳化物顆粒.

圖1f、圖1g、圖1h 為CGHAZ 試樣微觀組織.該區(qū)域組織完全奧氏體化，主要為板條馬氏體.由于復(fù)合焊加熱速度快，高溫停留時(shí)間短，奧氏體均質(zhì)化及碳化物溶解不充分，所以也有少量碳化物.峰值溫度主要影響晶粒大小，晶粒尺寸隨峰值溫度升高而增大.圖2b 是1 300-5 試樣的掃描電子顯微組織，由于峰值溫度較高，組織發(fā)生明顯粗化.

圖1 熱模擬試樣的光學(xué)顯微組織Fig.1 Optical microstructure of simulated specimens .(a) 660-5;(b) 690-5;(c) 760-5;(d) 800-5;(e) 900-5;(f) 1 100-5;(g) 1 200-5;(h) 1 300-5

圖2 熱模擬試樣的掃描電子顯微組織Fig.2 Scanning electron microstructure of simulated specimens.(a) 900-5;(b) 1 300-5

與文獻(xiàn)[8,10]中研究結(jié)果對(duì)比發(fā)現(xiàn)，復(fù)合焊熱模擬熱影響區(qū)各微區(qū)組織與實(shí)際焊接接頭熱影響區(qū)各微區(qū)組織類型一致，差異主要體現(xiàn)在晶粒尺寸方面.這是由于熱模擬試樣峰值溫度設(shè)定相對(duì)均勻，主要集中在設(shè)定溫度附近，而實(shí)際焊接接頭微觀組織的峰值溫度是一個(gè)連續(xù)變化的溫度區(qū)間.

2.2 熱模擬熱影響區(qū)試樣的沖擊韌性

2.2.1 峰值溫度對(duì)熱模擬試樣沖擊韌性的影響

示波沖擊試驗(yàn)可以記錄沖擊過(guò)程中的載荷-位移曲線.根據(jù)載荷-位移曲線，試樣的總沖擊吸收能量Et可分為裂紋形成功Ei和裂紋擴(kuò)展功Ep.裂紋形成功反映了裂紋形成的難易程度.裂紋擴(kuò)展功表示材料阻礙裂紋擴(kuò)展的能力.

一般來(lái)說(shuō)，裂紋擴(kuò)展功Ep越大，說(shuō)明材料的抗裂能力越高，韌性越好.Ep又可分為穩(wěn)定擴(kuò)展功Ea、失穩(wěn)擴(kuò)展功Eb和裂紋撕裂功Ec.穩(wěn)定擴(kuò)展功Ea代表了材料持續(xù)穩(wěn)定抵抗裂紋擴(kuò)展的能力.材料沖擊韌性的大小，主要取決于裂紋擴(kuò)展功，尤其是穩(wěn)定擴(kuò)展功.

關(guān)于示波沖擊試驗(yàn)的載荷-位移曲線及各特征沖擊吸收能量計(jì)算公式的詳細(xì)描述可參考文獻(xiàn)[9].為研究熱模擬試樣在沖擊載荷下的斷裂行為，對(duì)試樣進(jìn)行了示波沖擊試驗(yàn)，表3 是示波沖擊試驗(yàn)數(shù)據(jù).

表3 熱模擬試樣的示波沖擊試驗(yàn)結(jié)果Table 3 Instrumented impact test results of simulated specimens

圖3 是不同峰值溫度熱模擬試樣的示波沖擊吸收能量特征值.隨著峰值溫度的變化，熱模擬試樣的裂紋形成功Ei的波動(dòng)范圍相對(duì)較小，而總沖擊吸收能量Et和裂紋擴(kuò)展功Ep波動(dòng)較大，且變化趨勢(shì)相近.說(shuō)明峰值溫度對(duì)熱模擬試樣抵抗裂紋形成的能力影響不大，對(duì)其抵抗裂紋擴(kuò)展的能力具有較大影響.母材和SCHAZ 試樣(660-5 試樣、690-5 試樣)的總沖擊吸收能量Et最高，F(xiàn)GHAZ 試樣(900-5 試樣)次之，ICHAZ 試樣(760-5 試樣、800-5 試樣)和CGHAZ 試樣(1 100-5 試樣、1 200-5 試樣、1 300-5 試樣)的總沖擊吸收能量差距不大.從裂紋擴(kuò)展功Ep看，母材和SCHAZ 試樣（660-5 試樣、690-5 試樣）的裂紋擴(kuò)展功Ep最高，F(xiàn)GHAZ 試樣（900-5 試樣）次之，CGHAZ 試樣（1 100-5 試樣、1 200-5 試樣）與ICHAZ 試樣（760-5 試樣、800-5 試樣）的裂紋擴(kuò)展功Ep較為接近，且相對(duì)較低，而CGHAZ 1 300-5 試樣的裂紋擴(kuò)展功Ep最低.ICHAZ和CGHAZ 試樣抵抗裂紋擴(kuò)展的能力較差.

圖3 不同峰值溫度熱模擬試樣的示波沖擊吸收能量特征值Fig.3 Instrumented impact energy parameters of simulated specimens under different peak temperature TM

2.2.2 冷卻速度對(duì)熱模擬CGHAZ 沖擊韌性影響

機(jī)械化插秧行距通常較寬，株距間距較小，與本地區(qū)的習(xí)慣存在較大差異。要想讓當(dāng)?shù)厝罕娫谳^短時(shí)間內(nèi)全部接受難度較大，還需要很長(zhǎng)一段時(shí)間的田間示范推廣，讓農(nóng)民群眾切切實(shí)實(shí)看到實(shí)效。

圖4 是不同t8/5熱模擬CGHAZ 的示波沖擊吸收能量.從圖中可以看出，當(dāng)峰值溫度相同時(shí)，熱模擬CGHAZ 試樣的總沖擊吸收能量、裂紋擴(kuò)展功、裂紋形成功隨冷卻速度的變化不大，3 個(gè)試樣的韌性水平相近.這主要是由于激光電弧復(fù)合焊冷卻速度極快，熱模擬CGHAZ 試樣t8/5(4,5,6 s)均遠(yuǎn)低于EQ70 鋼的臨界馬氏體轉(zhuǎn)變t8/5(17 s)，導(dǎo)致熱模擬CGHAZ 試樣組織均為板條馬氏體組織，如圖5所示.由于具有相同的峰值溫度，熱模擬CGHAZ試樣晶粒尺寸相差不大，所以表現(xiàn)出來(lái)的沖擊韌性相近.

圖4 不同t8/5 熱模擬CGHAZ 試樣的示波沖擊吸收能量特征值Fig.4 Instrumented impact energy parameters of simulated CGHAZ specimens under different t8/5

圖5 不同t8/5 熱模擬CGHAZ 試樣的光學(xué)顯微組織Fig.5 Optical microstructure of simulated CGHAZ specimens under different t8/5.(a) 1 300-4;(b) 1 300-5;(c) 1 300-6

2.2.3 熱模擬熱影響區(qū)試樣的沖擊斷口分析

根據(jù)斷口形貌特征，沖擊試樣的宏觀斷口可分為纖維區(qū)、放射區(qū)、剪切唇.這些區(qū)域代表不同的斷裂過(guò)程和沖擊吸收能量.V 形缺口試樣受到?jīng)_擊載荷后，首先發(fā)生彈性變形，當(dāng)達(dá)到屈服載荷后，進(jìn)入塑性變形和形變強(qiáng)化階段，當(dāng)載荷進(jìn)一步增大至屈服載荷Fm時(shí)，塑性變形已貫穿整個(gè)缺口截面，此時(shí)缺口根部處于三向應(yīng)力狀態(tài)，裂紋在距缺口一定距離的試樣內(nèi)部形成，這個(gè)過(guò)程對(duì)應(yīng)裂紋形成功Ei.裂紋形成后，向兩側(cè)寬度和厚度方向擴(kuò)展，載荷開(kāi)始降低，當(dāng)降至裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展載荷Fiu時(shí)，裂紋已擴(kuò)展到整個(gè)寬度，形成中間深、兩側(cè)窄的“腳跟形”纖維區(qū)，這個(gè)過(guò)程對(duì)應(yīng)裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展功Ea.當(dāng)纖維區(qū)裂紋尺寸增大至臨界尺寸時(shí)，裂紋在失穩(wěn)擴(kuò)展載荷Fiu點(diǎn)開(kāi)始快速失穩(wěn)擴(kuò)展，形成放射區(qū)，對(duì)應(yīng)失穩(wěn)擴(kuò)展功Eb.載荷進(jìn)一步下降至失穩(wěn)擴(kuò)展終止載荷Fa時(shí)，裂紋前沿進(jìn)入試樣壓應(yīng)力區(qū)，處于平面應(yīng)力狀態(tài)，形成剪切唇，載荷也不斷降低直至為零，此過(guò)程對(duì)應(yīng)的沖擊吸收能量為裂紋撕裂功Ec.

前面研究發(fā)現(xiàn)，熱模擬ICHAZ 和CGHAZ 試樣沖擊吸收能量相對(duì)較低，這里重點(diǎn)分析熱模擬ICHAZ 和CGHAZ 試樣的斷口形貌.ICHAZ 試樣(760-5 和800-5 試樣)沖擊吸收能量相近，總沖擊吸收能量Et分別為43.9 和46.4 J，裂紋形成功Ei分別為24.8 和25.7 J，裂紋擴(kuò)展功Ep分別為19.1和20.7 J.760-5 和800-5 試樣的失穩(wěn)擴(kuò)展功Eb很低，分別為0.4 和0.6 J，說(shuō)明試樣在裂紋形成并穩(wěn)定擴(kuò)展至臨界尺寸后，發(fā)生了快速斷裂.ICHAZ 試樣宏觀斷口主要由纖維區(qū)和剪切唇組成，幾乎沒(méi)有放射區(qū)存在.圖6 是760-5 和800-5 試樣的纖維區(qū)的微觀斷口形貌，纖維區(qū)微觀斷口均為典型的韌窩型斷口，韌窩小而密集，表明ICHAZ 試樣具有較好的韌性.

圖6 熱模擬ICHAZ 試樣的微觀斷口形貌Fig.6 Micro-fracture morphologies of simulated ICHAZ specimens.(a) 760-5;(b) 800-5

圖7 是1 100-5,1 200-5 和1 300-5 試樣裂紋啟裂區(qū)的微觀斷口形貌.1 100-5 和1 200-5 試樣裂紋啟裂區(qū)微觀斷口以小而密集的韌窩斷口為主，局部有少量準(zhǔn)解理特征.1 300-5 試樣裂紋啟裂區(qū)斷口為準(zhǔn)解理脆性斷口特征，對(duì)應(yīng)其較低的裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展功(0.9 J).從斷口分析可知，當(dāng)峰值溫度較低(1 100，1 200 ℃)時(shí)，裂紋形成后，經(jīng)歷了一定時(shí)間的穩(wěn)定擴(kuò)展后，開(kāi)始失穩(wěn)擴(kuò)展并斷裂.當(dāng)峰值溫度較高(1 300 ℃)時(shí)，裂紋形成后，幾乎沒(méi)有穩(wěn)定擴(kuò)展階段，裂紋快速失穩(wěn)擴(kuò)展并發(fā)生斷裂.圖8 是不同峰值溫度熱模擬CGHAZ 試樣的示波沖擊吸收能量特征值，從圖中可看出，隨峰值溫度升高，CGHAZ試樣裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展功Ea不斷降低，而裂紋形成功Ei、裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展功Eb變化不大.

圖7 熱模擬CGHAZ 試樣的微觀斷口形貌Fig.7 Micro-fracture morphologies of simulated CGHAZ specimens.(a) 1 100-5;(b) 1 200-5;(c) 1 300-5

圖8 不同峰值溫度熱模擬CGHAZ 試樣示波沖擊吸收能量特征值Fig.8 Instrumented impact energy parameters of simulated CGHAZ specimens under different TM

2.3 熱模擬CGHAZ 試樣沖擊韌性的組織控制單元

示波沖擊試驗(yàn)和斷口形貌分析可知，熱模擬CGHAZ 試樣韌性較低，斷口呈脆性斷裂特征，發(fā)生了明顯的脆化現(xiàn)象.為研究控制熱模擬CGHAZ 韌性的微觀組織因素，對(duì)CGHAZ 的顯微組織進(jìn)行了精細(xì)化表征與分析.FGHAZ,CGHAZ 同屬完全淬火區(qū)，組織類型一致，均為板條馬氏體，所以FGHAZ試樣作為參考試樣也進(jìn)行了組織分析.

對(duì)于碳含量低于0.4%的低碳鋼，板條馬氏體組織由多種亞結(jié)構(gòu)組成，一個(gè)原奧氏體晶粒(prior austenite grain，PAG)可分為多個(gè)具有相同慣析面，但不同晶體取向的馬氏體板條束(packet)，每個(gè)馬氏體板條束又進(jìn)一步分為多個(gè)具有相同或相近取向的馬氏體板條塊(block)，馬氏體板條塊由內(nèi)部馬氏體板條(lath)組成，如圖9 所示.控制板條馬氏體韌性的有效組織單元至今仍存在爭(zhēng)議.有些學(xué)者[11]研究發(fā)現(xiàn)板條馬氏體的韌性由馬氏體板條束控制，也有學(xué)者[12-13]認(rèn)為馬氏體板條塊才是控制板條馬氏體韌性的微觀組織單元.

圖9 板條馬氏體的多尺度亞結(jié)構(gòu)Fig.9 Multi-scale substructures of lath martensite

為了明確控制熱模擬CGHAZ 板條馬氏體韌性的微觀組織單元，通過(guò)光學(xué)顯微鏡(飽和苦味酸腐蝕)、掃描電子顯微鏡、電子背散射衍射(反極圖)、透射電子顯微鏡等表征手段對(duì)900-5，1 100-5，1 200-5 和1 300-5 熱模擬試樣板條馬氏體的多尺度亞結(jié)構(gòu)進(jìn)行了表征.圖10 為1 300-5 試樣的多尺度亞結(jié)構(gòu)表征.采用GB/T 6394—2017《金屬平均晶粒度測(cè)定方法》中截距法對(duì)不同尺度的晶粒尺寸進(jìn)行了計(jì)算，見(jiàn)表4.其中每個(gè)熱模擬試樣的原奧氏體晶粒尺寸(prior austenite grain size，PAGS)的測(cè)量不少于200 個(gè)晶粒，馬氏體板條束寬度Wpacket、馬氏體板條塊寬度Wblock不少于100 個(gè)馬氏體板條束或馬氏體板條塊，板條寬度Wlath不少于50 個(gè)馬氏體板條.

圖10 1 300-5 試樣的多尺度亞結(jié)構(gòu)表征Fig.10 Multi-scale substructure characterization of 1 300-5 specimen.(a) optical microstructure;(b) scanning electron microstructure;(c) electron backscattered diffraction;(d) transmission electron microstructure

表4 不同峰值溫度熱模擬試樣的多尺度亞結(jié)構(gòu)尺寸和刻面尺寸Table 4 Multi-scale substructure grain sizes and facet size of simulated specimens under different TM

圖11 不同峰值溫度熱模擬試樣的多尺度亞結(jié)構(gòu)尺寸與裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展功Fig.11 Multi-scale substructure grain sizes and crack stable propagation energy of simulated specimens under different TM

表4 和圖11 中采用截線法統(tǒng)計(jì)熱模擬完全淬火區(qū)試樣沖擊斷口放射區(qū)的準(zhǔn)解理斷裂刻面尺寸.從圖11 可知，熱模擬CGHAZ 試樣準(zhǔn)解理刻面尺寸與Wblock相近.說(shuō)明馬氏體板條塊(block)是控制熱模擬CGHAZ 試樣裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展的微觀組織單元.

3 結(jié)論

(1) EQ70 鋼激光電弧復(fù)合焊熱模擬CGHAZ,FGHAZ 組織主要為板條馬氏體，ICHAZ 組織為馬氏體和晶界碳化物，SCHAZ 組織為回火馬氏體.

(2) 示波沖擊試驗(yàn)表明，峰值溫度對(duì)熱模擬試樣抵抗裂紋形成的能力影響不大，對(duì)其抵抗裂紋擴(kuò)展的能力具有較大影響；熱模擬ICHAZ 和CGHAZ試樣抵抗裂紋擴(kuò)展的能力較差；當(dāng)峰值溫度相同時(shí)，熱模擬CGHAZ 試樣的總沖擊吸收能量Et、裂紋擴(kuò)展功Ep、裂紋形成功Ei隨冷卻速度的變化不大.熱模擬CGHAZ 的峰值溫度主要影響裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展功，峰值溫度越高，裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展功越低，峰值溫度對(duì)完全淬火區(qū)試樣裂紋形成功、裂紋失穩(wěn)擴(kuò)展功影響不大.

(3) 熱模擬CGHAZ 試樣斷裂過(guò)程屬于裂紋擴(kuò)展控制，馬氏體板條塊(block)是控制熱模擬CGHAZ 試樣裂紋穩(wěn)定擴(kuò)展的微觀組織單元.