1 400 MPa 級超高強鋼SH-CCT 曲線及其熱影響區(qū)組織和性能

曹志龍，朱浩，安同邦，王晨霽，馬成勇，彭云

(1.鋼鐵研究總院,北京,100081；2.石家莊鐵道大學,石家莊,050043)

0 序言

“綠色發(fā)展” 是“中國制造2025” 的基本方針之一，而傳統(tǒng)制造業(yè)由于科技水平的限制，鋼結構的使用和設計上往往使用低強度、重量大的鋼種，對資源產(chǎn)生極大地消耗[1-2].在綠色發(fā)展的時代背景下，鋼結構逐漸向輕量化和大型化的方向發(fā)展，鋼材也逐漸向超高強度方向發(fā)展，超高強度鋼是指室溫下抗拉強度超過1 470 MPa，屈服強度超過1 380 MPa 的合金鋼，它不僅具有較高的抗拉強度和屈強比，同時兼?zhèn)漭^好的塑韌性，被廣泛應用于工程機械、壓力容器、海洋工程、軍用裝備等鋼結構領域[3-5].焊接作為鋼結構連接的主要方式，決定著鋼結構的質(zhì)量，高強鋼在焊接過程中，快速加熱、冷卻和峰值溫度高的焊接熱循環(huán)使得靠近焊縫區(qū)的熱影響區(qū)粗晶區(qū)晶粒粗大，易產(chǎn)生粒狀貝氏體和M-A 組元等，對韌性不利，而且不合理的焊接工藝會造成熱影響區(qū)軟化現(xiàn)象，嚴重影響焊接接頭性能[6-7]，深入研究高強鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織轉變規(guī)律、制定合理的焊接工藝、改善其性能是超高強度鋼結構應用的基礎和前提.

國內(nèi)外大量學者對高強鋼焊接熱影響區(qū)組織轉變開展研究.Wu 等人[8]對Q &P980 高強鋼SHCCT 曲線及熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織進行研究，結果表明冷卻速率不小于20 ℃/s 時，組織為馬氏體，硬度保持在450～ 460 HV5，不會發(fā)生軟化現(xiàn)象；蔣慶梅等人[9]對1 000 MPa 級高強鋼SH-CCT 曲線及熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織進行研究，結果表明t8/5<7.5 s，組織為馬氏體，t8/5>20 s 時，組織為貝氏體，t8/5>60 s 時，熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象；方俊飛等人[10]對1 100 MPa 級高強鋼SH-CCT 曲線及熱影響區(qū)組織進行研究，結果表明t8/5<15 s 時，熱影響區(qū)組織為馬氏體，t8/5>60 s 時，熱影響區(qū)組織為貝氏體，冷卻速度介于兩者之間為馬氏體/貝氏體混合組織；Weglowski 等人[11]對超高強度Weldox 1300 鋼焊接熱影響區(qū)組織進行了研究，結果表明t8/5在2.5～4 s 時，熱影響區(qū)組織為馬氏體，t8/5為4～ 60 s 時，組織為馬氏體/貝氏體混合組織，冷卻時間更長，組織為馬氏體、貝氏體、鐵素體混合組織，且冷卻時間控制在24 s 以內(nèi)，硬度超過450 HV10.

綜上所述，冷卻速率對不同強度級別高強鋼焊接熱影響區(qū)組織轉變規(guī)律的影響不同，且隨著強度級別的提升，低溫轉變的冷卻速率范圍更小，即實際焊接的工藝窗口更小，更難獲得性能良好的焊接接頭.以上研究都集中于1 300 MPa 及以下高強鋼，對強度超過1 400 MPa 高強鋼焊接熱影響區(qū)組織轉變特點鮮見報道.文中通過熱模擬方法探究冷卻速率對1 400 MPa 級超高強鋼焊接熱影響區(qū)組織轉變和性能的影響規(guī)律，測定SH-CCT 曲線，并通過D·Vwer 經(jīng)驗公式計算熱輸入與t8/5的關系，從而確定最佳焊接工藝窗口，最后結合焊接工藝試驗進行驗證，研究結果對1 400 MPa 級超高強鋼焊接工藝制定提供理論和技術支撐.

1 試驗方法

采用國內(nèi)某鋼鐵廠生產(chǎn)8 mm 厚調(diào)質(zhì)態(tài)1 400 MPa 級超高強度低合金高強鋼，其化學成分見表1.由表可知，試驗鋼C 元素含量為0.24%，通過加入Si，Mn，Ni，Cr 和Mo 等合金元素增加鋼的淬透性，Si 為常見的固溶強化元素，Cr 和Mo 元素為中強碳化物形成元素，均可提高鋼材強度，Mn 和Ni 均為奧氏體化元素，可降低轉變溫度，增加奧氏體穩(wěn)定性，提高鋼材塑韌性.

表1 試驗用鋼化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical composition of the experimental steel

試驗鋼顯微組織及力學性能見圖1 和表2.由圖1 可知，試驗鋼微觀組織為細小的回火板條馬氏體，板條馬氏體間存在回火產(chǎn)生的碳化物.由表2可知，試驗鋼屈強比為0.90，?40 ℃沖擊吸收能量達到36 J，表明該鋼板在保證強度的同時，具有良好的低溫韌性.

圖1 試驗用鋼顯微組織形貌Fig.1 Microstructure of experimental steel

表2 試驗用鋼力學性能Table 2 Mechanical property of the experimental steel

為研究試驗鋼不同冷卻速率下熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織轉變規(guī)律，采用Formastor-F Ⅱ 全自動相變儀進行熱模擬試驗，試驗過程采集了溫度-膨脹量曲線，具體模擬參數(shù)如圖2 所示，熱模擬試樣尺寸為?3 × 10 mm.通過切線法可獲得不同冷卻速度下膨脹曲線拐點位置的相變溫度，結合組織和硬度繪制試驗鋼SH-CCT 曲線，該曲線可判斷不同冷卻速率下鋼材的淬硬傾向，從而合理制定焊接工藝，具體試驗過程依據(jù)YB/T 5127—2018《鋼的臨界點測定方法》和YB/T 5128—2018《鋼的連續(xù)冷卻轉變曲線圖的測定 膨脹法》進行.

圖2 模擬焊接熱循環(huán)曲線Fig.2 Simulating thermal cycle curve

采用熔化極氣體保護焊，保護氣體為80%Ar +20%CO2，氣體流量為20 L/min，焊絲為?1.2 mm GHS 110 焊絲，焊接設備為TransPuls 5000 焊機，焊接參數(shù)列于表3.首先對熱模擬試樣、焊接試驗金相試樣進行砂紙研磨、機械拋光后，采用體積分數(shù)為4% 的硝酸酒精溶液和Lepera 試劑對熱模擬試樣浸蝕，最后用Olympus GX51 型光學顯微鏡對顯微組織進行觀察，采用HV-5 型維氏硬度計進行硬度測試，載荷為49 N，加載時間為10 s.

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding process parameters

2 結果與分析

2.1 冷卻速率對粗晶區(qū)微觀組織的影響

不同冷卻速率下試驗鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)微觀組織如圖3 所示，由圖3 可知隨著冷卻速率從50 ℃/s 降低至0.05 ℃/s，熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織經(jīng)歷了從板條馬氏體(LM)→板條貝氏體(LB)+粒狀貝氏體(GB)→粒狀貝氏體→粒狀貝氏體+少量鐵素體(F)、珠光體(P) 的轉變過程；冷卻速率在50～5 ℃/s 時，組織均為低溫相變組織板條馬氏體，冷卻速率小于5 ℃/s 時，組織中出現(xiàn)板條貝氏體，故馬氏體臨界轉變溫度約為5 ℃/s；隨著冷卻速率降低，晶粒尺寸及板條馬氏體亞結構(板條塊) 均有增大趨勢，板條間距也隨之增加[12]，這是因為冷卻速率降低致使過冷度減小，相變驅動力和形核率等均降低，導致晶粒尺寸和板條馬氏體亞結構增大.

圖3 不同冷卻速率下試驗鋼粗晶區(qū)組織Fig.3 Microstructure of the experimental steel in the coarse-grained region under different cooling rates.(a) 50 ℃/s;(b) 30 ℃/s;(c) 20 ℃/s;(d) 10 ℃/s;(e) 5 ℃/s;(f) 2 ℃/s;(g) 1 ℃/s;(h) 0.5 ℃/s;(i) 0.3 ℃/s;(j) 0.15 ℃/s;(k) 0.1℃/s;(l) 0.05 ℃/s

冷卻速率在2～ 0.1 ℃/s 時，板條馬氏體消失，粗晶區(qū)組織由中溫相變組織板條貝氏體和粒狀貝氏體組成.冷卻速率從2 ℃/s 降低至0.3 ℃/s 時，組織中以板條貝氏體為主并伴隨少量粒狀貝氏體；隨著冷卻速率降低原奧氏體晶內(nèi)亞結構逐漸合并長大，晶界逐漸模糊取向愈不明顯，且粒狀貝氏體逐漸增加.冷卻速率從0.3 ℃/s 降低至0.1 ℃/s 時，板條貝氏體逐漸消失，組織以粒狀貝氏體為主，但其數(shù)量減少尺寸增加，這是因為板條組織形成需要較快的冷卻速率，而隨著冷卻速率降低，合金元素擴散充分，C 原子也可進行長程擴散，從而使富碳奧氏體增多，促進粒狀貝氏體產(chǎn)生并不斷長大，從而板條貝氏體相對減少[13].冷卻速率為0.05 ℃/s時，組織依然以粒狀貝氏體為主，但由于冷卻速率小，高溫停留時間足夠長，促使擴散型相變發(fā)生，組織中出現(xiàn)少量珠光體和多邊形鐵素體.

當冷卻速率不大于2 ℃/s 時，組織中開始出現(xiàn)粒狀貝氏體，粒狀貝氏體組織是由貝氏體鐵素體基體上分布著細小條狀或顆粒狀M-A 組元構成，而M-A 組元是熱影響區(qū)韌性劣化因素，所以研究冷卻速率對M-A 組元的影響對改善熱影響區(qū)性能是十分必要的.

2.2 冷卻速率對粗晶區(qū)M-A 組元的影響

M-A 組元由殘余奧氏體和孿晶馬氏體構成，且為硬脆相，M-A 組元的存在使位錯塞積造成應力集中，另一方面，較大尺寸M-A 組元脫落形成孔洞，在拉伸過程中孔洞會聚集長大成為微裂紋，且MA 組元會使得塑性變形不均勻，對韌性不利[14-16].采用Lepera 試劑腐蝕熱模擬試樣，觀察不同冷卻速率對M-A 組元的影響，結果如圖4 所示，由圖4 可知不同冷卻速率下M-A 組元為沿著原始奧氏體晶界生長的亮白色組織.隨著冷卻速率的降低，M-A組元的數(shù)量增加，形態(tài)由彌散分布的小顆粒狀轉變?yōu)殚L條狀或塊狀混合態(tài)，冷卻速率繼續(xù)減小，M-A組元的數(shù)量和尺寸均有一定的減小.

圖4 不同冷卻速率下粗晶區(qū)M-A 組元Fig.4 M-A components in the coarse-grained region under different cooling rates.(a) 2 ℃/s；(b) 1 ℃/s；(c) 0.5 ℃/s；(d) 0.3 ℃/s；(e) 0.15 ℃/s；(f) 0.1 ℃/s；(g) 0.05 ℃/s

M-A 組元形態(tài)和數(shù)量與冷卻速率有關，在快速冷卻過程中，C 原子擴散速率緩慢，α/γ 相邊界處奧氏體中的C 元素含量不足以穩(wěn)定殘余奧氏體，當冷卻到較低溫度時，少量富碳殘余奧氏體將轉化為M-A 組元，導致M-A 組元的含量較低[17].由于冷卻速率較快，晶粒細化，晶粒邊界增加，形核位置增多，從而形成彌散小顆粒的M-A 組元；隨著冷卻速率降低，C 原子充分擴散，α/γ 相邊界處形成較多富碳奧氏體，冷卻過程中奧氏體將轉變?yōu)镸-A 組元，其含量明顯增加，形態(tài)也轉變?yōu)殚L條狀和塊狀混合形態(tài)尺寸變大，這與Wang 等人[18]的觀察結果一致；更慢的冷卻速度會使奧氏體會分解為鐵素體和珠光體，使得M-A 組元的數(shù)量減少[19-20].

2.3 冷卻速率對粗晶區(qū)硬度的影響

對試驗鋼和不同冷卻速率下熱模擬試樣進行維氏硬度測試，結果如圖5 所示，由圖可知，熱影響區(qū)粗晶區(qū)硬度隨冷卻速率降低呈減小趨勢，整體變化可分為3 個區(qū)域，分別為t8/5≥ 60 s 的高硬度 Ⅰ區(qū)域，60 s＞t8/5≥ 1 000 s 硬度顯著下降 Ⅱ 區(qū)域，1 000 s＞t8/5≥6 000 s 低硬度 Ⅲ 區(qū)域.Ⅰ 區(qū)域內(nèi)硬度高，在487～ 509 HV5 左右，由圖3 微觀組織可知，此時粗晶區(qū)組織均為切變型相變產(chǎn)物板條馬氏體，冷卻速率快，不均勻切變產(chǎn)生的高密度位錯、孿晶和空位等致使組織硬度較高[21-22].隨后硬度微量下降至487 HV5 左右，粗晶區(qū)硬度已低于母材硬度出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，此時微觀組織仍為板條馬氏體，但冷卻速率的降低使得元素擴散速率減慢，形核率下降，板條亞結構逐漸長大，板條方向性降低等均使硬度降低.

圖5 不同t8/5 與粗晶區(qū)硬度關系Fig.5 Relationship between different t8/5 and hardness of coarse grained region

Ⅱ區(qū)域內(nèi)硬度顯著下降，從487 HV5 降低至280 HV5 左右，下降幅度超過150 HV5.在此區(qū)域硬度前期降低至370 HV5 的原因是冷卻速率降低，低溫馬氏體轉變難以進行，中溫貝氏體轉變逐漸替代馬氏體轉變，從而使硬度顯著下降.后期硬度由370 HV5 下降至280 HV5 左右，是由于貝氏體類組織之間轉變導致的，由圖3f～ 3i 可知，隨著冷卻速率降低板條貝氏體逐漸減少，板條合并粗化，而粒狀貝氏體增加，體積變大，導致硬度下降.Ⅲ區(qū)域硬度最低，維持在280 HV5 左右，冷卻速率為0.05 ℃/s時硬度微量降低，此區(qū)域硬度最低的原因是粗晶區(qū)組織主要以粒狀貝氏體為主，故硬度維持不變，最后硬度微量下降是由于冷卻速率小，生成少量軟相鐵素體和珠光體導致.

2.4 1 400 MPa 級超高強鋼的相變點及SH-CCT曲線

依照臨界點測定標準(加熱速度為0.05 ℃/s)，通過切線法獲得試驗鋼相變點溫度，如圖6 所示.由圖6 可知，在近似平衡態(tài)下的奧氏體化開始溫度Ac1和奧氏體化結束溫度Ac3分別為710 和820 ℃.

圖6 試驗鋼相變溫度Fig.6 Test steel phase transition temperature

結合微觀組織和維氏硬度測試結果，繪制出試驗鋼的SH-CCT 曲線，如圖7 所示，由圖可知，隨冷卻速率降低，室溫下1 400 MPa 級超高強鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織有M，M+B，B，B+F+P 4 種不同類型.通過SH-CCT 曲線中不同冷卻速率的熱影響區(qū)的組織和硬度可判斷淬硬傾向，從而制定合理的焊接工藝，提高焊接質(zhì)量.由SH-CCT 曲線可知，馬氏體臨界轉變冷卻速率介于5～ 2 ℃/s，約為5 ℃/s，且冷卻速率大于20 ℃/s，1 400 MPa 級超高強鋼熱影響區(qū)組織為板條馬氏體組織，硬度與母材相當，維持在501 HV5 以上，同時避免貝氏體、M-A 組元等組織產(chǎn)生，避免了軟化現(xiàn)象和M-A 組元導致的脆化現(xiàn)象，可獲得性能良好的組織.由于熱模擬試驗是在實驗室條件下進行，故需進行實際焊接試驗，確定熱模擬試驗結果和SH-CCT 曲線的準確性.

圖7 1 400 MPa 級超高強鋼SH-CCT 曲線Fig.7 SH-CCT curve of 1 400 MPa grade ultra high strength steel

2.5 焊接工藝試驗

通過SH-CCT 曲線可知，冷卻速度大于20 ℃/s(t8/5=15 s)，焊接熱影響區(qū)不發(fā)生軟化現(xiàn)象，也不存在M-A 組元而引起的脆化現(xiàn)象.通過研究熱輸入與冷卻速率的關系，可得到理論的焊接熱輸入范圍，文獻[23-24] 采用D·Vwer 經(jīng)驗公式計算熱輸入與t8/5的關系較為精確，經(jīng)計算確定臨界板厚δcr均小于實際板厚，故采用三維傳熱計算熱輸入與冷卻速率的關系.通過計算確定8 mm 厚1 400 MPa 級超高強鋼熱影響區(qū)不發(fā)生軟化的熱輸入小于32 kJ/cm，考慮到實際板厚和冷卻速率為20 ℃/s 時熱影響區(qū)硬度處在母材硬度下限問題，故將熱輸入控制在20 kJ/cm(冷卻速大于30 ℃/s) 以內(nèi)為宜.計算式為

式中：E為焊接熱輸入(J/cm)；cp為容積比熱容(J/(cm3·℃));T0為初始溫度；η為熱效率;F3為接頭系數(shù).

選擇熱輸入為8 和14 kJ/cm 進行實際焊接試驗，觀察實際焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織和性能.兩種熱輸入焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)顯微組織如圖8 所示，由圖可知，兩種熱輸入組織與圖3a 和圖3b 熱模擬試驗粗晶區(qū)組織相同，均為板條馬氏體組織，而且晶粒尺寸小，板條交錯.測量硬度發(fā)現(xiàn)熱輸入為8 kJ/cm 的粗晶區(qū)硬度均值為505 HV5，與t8/5=6 時硬度接近；熱輸入為14 kJ/cm 的粗晶區(qū)硬度均值為496 HV5，與t8/5=10 s 硬度接近.以上結果表明，實際焊接試驗與熱模擬試驗的粗晶區(qū)組織和性能一致，進一步驗證熱模擬試驗結果和SH-CCT 曲線的準確性，試驗結果可用于指導實際焊接工藝制定.

圖8 不同熱輸入粗晶區(qū)組織Fig.8 Microstructure of coarse-grained regions under different line energies.(a)8 kJ/cm;(b)14 kJ/cm

3 結論

(1) 隨著冷卻速率從50 ℃/s 降低至0.05 ℃/s，1 400 MPa 級超高強鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織經(jīng)歷了從板條馬氏體→板條貝氏體+粒狀貝氏體→粒狀貝氏體→粒狀貝氏體+少量鐵素體和珠光體的轉變過程，硬度值也由510 HV5 降低至260 HV5.

(2)1 400 MPa 級超高強鋼在近似平衡態(tài)下的奧氏體化開始溫度Ac1和奧氏體化結束溫度Ac3分別為710 和820 ℃，且馬氏體臨界轉變冷卻速率約為5 ℃/s.

(3) 冷卻速率不大于2 ℃/s 時，焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織中產(chǎn)生M-A 組元，并沿原始奧氏體晶界生長，其數(shù)量存在先升高后降低趨勢，形態(tài)也由彌散顆粒狀分布轉變?yōu)閿嗬m(xù)長條狀或塊狀分布.

(4) 對于厚度為8 mm 的1 400 MPa 級超高強鋼在實際焊接過程中，熱輸入控制在20 kJ/cm 以內(nèi)，熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織為板條馬氏體，硬度維持在500 HV5 左右，不發(fā)生軟化現(xiàn)象，不存在M-A 組元而引起的脆化現(xiàn)象，可以滿足工程應用需要.