單小龍，方俊飛，何宜柱

（安徽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，安徽馬鞍山243002）

析出強(qiáng)化超細(xì)晶粒鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織和性能

單小龍，方俊飛，何宜柱

（安徽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，安徽馬鞍山243002）

為研究焊接對(duì)800 MPa級(jí)Ti、Nb復(fù)合微合金化析出強(qiáng)化超細(xì)晶粒鋼組織性能的影響.運(yùn)用Gleeble3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)，對(duì)實(shí)驗(yàn)鋼進(jìn)行單道次焊接熱循環(huán)試驗(yàn)，并研究冷卻速度、冷卻時(shí)間t8/5對(duì)焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)（CGHAZ）組織、性能的影響.結(jié)果表明：冷卻速度5～15℃/s，CGHAZ的組織為貝氏體，冷卻速度進(jìn)一步增大，會(huì)出現(xiàn)馬氏體.隨著冷卻時(shí)間t8/5的增加，原奧氏體晶粒尺寸逐漸增加，硬度值逐漸降低，沖擊韌性先上升后下降.t8/5為20～120 s時(shí)，CGHAZ顯微硬度（223～250.4 HV）均小于母材的顯微硬度（270.6 HV），出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，t8/5為20 s時(shí)，沖擊吸收功最高，為18.2 J，但僅有母材的25.3％.經(jīng)歷焊接熱循環(huán)后，奧氏體晶粒粗化以及CGHAZ出現(xiàn)貝氏體組織是導(dǎo)致脆化的主要原因.

析出強(qiáng)化；超細(xì)晶粒鋼；焊接熱模擬；粗晶區(qū)；組織和性能

傳統(tǒng)的熱軋高強(qiáng)鋼主要通過(guò)添加大量的合金元素以及控制工藝獲得硬度較高的組織來(lái)提高強(qiáng)度，這種提高強(qiáng)度的方法不僅提高其生產(chǎn)成本而且嚴(yán)重降低其焊接性能［1］.目前采用高Ti、高Nb成分體系通過(guò)控軋控冷工藝得到高強(qiáng)度熱軋鋼，其以超快速冷卻為核心得到超細(xì)鐵素體組織以及保證了第二相在奧氏體向鐵素體相變過(guò)程中或鐵素體區(qū)析出，增強(qiáng)析出強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化的效果，實(shí)現(xiàn)了熱軋帶鋼低成本與高強(qiáng)韌性相匹配［2］.

焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)（CGHAZ）的晶粒粗化、焊接熱影響區(qū)（HAZ）的硬度下降、焊接接頭強(qiáng)度降低以及焊接HAZ韌性降低，這些都是超細(xì)晶粒高強(qiáng)鋼焊接時(shí)必須考慮的問(wèn)題［3］.相關(guān)文獻(xiàn)［4-7］對(duì)這種以析出強(qiáng)化為主的高強(qiáng)度超細(xì)晶粒鐵素體鋼焊接HAZ軟化行為進(jìn)行了系統(tǒng)的論述，包括其HAZ的軟化機(jī)理、經(jīng)歷熱循環(huán)后第二相粒子的行為分析以及焊后回火對(duì)HAZ軟化的影響，但是目前還沒(méi)見(jiàn)到關(guān)于該鋼種在焊接熱循環(huán)下的焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織轉(zhuǎn)變以及性能轉(zhuǎn)變規(guī)律的研究.

本文采用熱模擬試驗(yàn)對(duì)熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織轉(zhuǎn)變進(jìn)行了系統(tǒng)的分析，得到焊接熱影響區(qū)SH-CCT曲線，以及焊接熱影響區(qū)組織轉(zhuǎn)變的特點(diǎn)，同時(shí)對(duì)模擬不同焊接熱輸入下的CGHAZ的力學(xué)性能進(jìn)行了分析.

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用熱軋鋼板為工業(yè)生產(chǎn)的析出強(qiáng)化型超細(xì)晶粒高強(qiáng)鋼，供貨狀態(tài)為熱軋，厚度為10 mm，其組織平均晶粒尺寸約4 μm的鐵素體，圖1為其微觀組織.試驗(yàn)用鋼料化學(xué)成分見(jiàn)表1.實(shí)驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度為749 MPa，抗拉強(qiáng)度為819 MPa，-20℃沖擊吸收功為72.1 J（截面7.5 mm× 10 mm），顯微維氏硬度為270.6 HV.

圖1　試驗(yàn)鋼顯微組織Fig.1 Microstructure of test steel

采用Gleeble 3500熱模擬試驗(yàn)機(jī)，進(jìn)行熱模擬試驗(yàn).測(cè)定SH-CCT曲線，試樣尺寸為Φ3 mm× 80 mm，實(shí)驗(yàn)?zāi)M參數(shù)為：峰值溫度Tp=1 320℃、加熱速度WH=120℃/s，峰值溫度停留時(shí)間tH= 1 s、冷卻速度v分別選擇0.3℃/s、0.5℃/s、 1℃/s、2℃/s、5℃/s、10℃/s、15℃/s、20℃/s、30℃/s、40℃/s、50℃/s.得到在不同熱模擬工藝下的熱膨脹曲線，根據(jù)熱膨脹曲線測(cè)得相變點(diǎn)溫度.

表1　試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/％）Table 1 Chemical composition of the tested steel（mass fraction，％）

利用熱模擬試驗(yàn)機(jī)模擬CGHAZ的組織并測(cè)定其力學(xué)性能.熱模擬試樣尺寸為70 mm×11 mm ×8 mm.單道次熱模擬試驗(yàn)，焊接熱循環(huán)曲線所采用Rykalin-3D模型，升溫速率為100℃/s，峰值溫度為1 320℃，峰值溫度停留時(shí)間為1 s，冷卻時(shí)間t8/5分別為10 s、20s、30s、60 s、120 s.

以熱模擬試樣表面焊點(diǎn)處為截面，截取長(zhǎng)為10 mm的金相試樣，將金相試樣通過(guò)粗磨、精磨、拋光后采用4％硝酸酒精進(jìn)行腐蝕，采用ZEISS光學(xué)顯微鏡和Nano SEM430型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡進(jìn)行觀察分析CGHAZ的組織，采用HV-1000維氏硬度計(jì)，對(duì)熱模擬試樣進(jìn)行顯微硬度的測(cè)定，加載力4.903 N，加載10 s，每個(gè)試樣測(cè)試3次，取其平均值.將重新磨平、拋光的熱模擬試樣在60～70℃水浴下，采用海鷗牌洗潔精（少量）+過(guò)飽和苦味酸水溶液進(jìn)行腐蝕，顯示出CGHAZ的奧氏體晶界，在Leica Q550IW圖像分析儀上對(duì)奧氏體晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)測(cè)量.以熱模擬試樣焊點(diǎn)處為中心，加工成7.5 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)V型沖擊試樣，試驗(yàn)溫度為-20℃，每個(gè)熱循環(huán)工藝取3個(gè)試樣，取平均值，然后采用掃描電鏡對(duì)沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察分析.

2 結(jié)果與分析

2.1SH-CCT圖

圖2是根據(jù)實(shí)驗(yàn)結(jié)果所繪制熱影響區(qū)粗晶區(qū)SH-CCT曲線，連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線均由3個(gè)典型區(qū)域組成，即鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)域、貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域、馬氏體轉(zhuǎn)變區(qū)域.當(dāng)冷卻速度小于等于2℃/s（冷卻時(shí)間t8/5大于150 s）時(shí)，CGHAZ的組織為鐵素體+粒狀貝氏體的混合組織.當(dāng)冷卻速度處于5～15℃/s范圍內(nèi)（冷卻時(shí)間t8/5為20～60 s）時(shí)，CGHAZ的組織為貝氏體.從圖2可以看到一大片的貝氏體相變區(qū)域，這主要是由于Mo、Mn在鐵素體和滲碳體之間的擴(kuò)散速度慢，并且使得碳的擴(kuò)散速度也減慢，從而推遲奧氏體向先共析鐵素體轉(zhuǎn)變，促進(jìn)了貝氏體的形成，同時(shí)，Mo也是強(qiáng)碳化物形成元素，它使得在向貝氏體轉(zhuǎn)變的過(guò)程當(dāng)中，奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變溫度升高，增加了奧氏體與鐵素體的自由能差，增大了轉(zhuǎn)變的驅(qū)動(dòng)力［8］.當(dāng)冷卻速度大于15℃/s（冷卻時(shí)間t8/5小于20 s）時(shí)，CGHAZ的組織中出現(xiàn)硬脆的馬氏體.

圖2　試驗(yàn)鋼的SH-CCT圖Fig.2 SH-CCT diagram of test steel

2.2焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)顯微組織

不同冷卻速度下焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的的光學(xué)顯微組織圖和掃描電鏡顯微組織見(jiàn)圖3.當(dāng)t8/5為10 s時(shí)，粗晶區(qū)組織主要為板條貝氏體，可以看到原奧氏體晶粒內(nèi)部的細(xì)板條束，如圖3（a）所示.

當(dāng)t8/5為20 s時(shí)，CGHAZ的顯微組織為板條貝氏體和少量粒狀貝氏體.從圖3（b）可以明顯的看到原奧氏體晶界，奧氏體晶粒內(nèi)部分散分布著大量細(xì)小的粒狀貝氏體.粒狀貝氏體的存在具有阻礙板條貝氏體長(zhǎng)大的作用，使取向相同的板條束變得短而細(xì)，板條束邊界可以起到和晶界一樣的作用，即當(dāng)裂紋擴(kuò)展到板條束邊界時(shí)也會(huì)發(fā)生彎折，從而在低溫?cái)嗔堰^(guò)程中有效地阻礙裂紋擴(kuò)展，所以少量粒狀貝氏體的存在可以有效的細(xì)化貝氏體板條束，增加板條束邊界，提高其低溫韌性.

隨著冷卻速度進(jìn)一步降低，當(dāng)t8/5為30 s時(shí)，粗晶區(qū)組織中粒狀貝氏體特征已較為突出，奧氏體晶粒尺寸明顯增大.從圖3（c）可以看出，CGHAZ中島狀組織形態(tài)相對(duì)于t8/5為20 s時(shí)，由條狀逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)槎贪魻?，且其貝氏體板條束變粗. 當(dāng)t8/5為60 s、120 s時(shí)，CGHAZ的組織為少量板條貝氏體的+粒狀貝氏體，CGHAZ由大量小島修飾出的板條束仍保持了與原始組織中類似的不同的位向關(guān)系，粗晶區(qū)組織中奧氏體晶粒嚴(yán)重長(zhǎng)大，如圖3（d）、（e）所示.

圖3　熱模擬CGHAZ顯微組織Fig.3 Microstructure of CGHAZ

2.3焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)原奧氏體晶粒尺寸

圖4為焊接粗晶區(qū)原奧氏體晶粒尺寸隨t8/5的變化規(guī)律曲線.冷卻時(shí)間t8/5為10 s、20 s時(shí)，CGHAZ的原奧氏體晶粒尺寸分別為40.51 μm、49.21 μm，而當(dāng)冷卻時(shí)間t8/5增加到120 s，此時(shí)CGHAZ的原奧氏體晶粒尺寸已經(jīng)達(dá)到112.89 μm，相對(duì)于母材4～10 μm的晶粒尺寸，CGHAZ晶粒發(fā)生嚴(yán)重粗化.試驗(yàn)鋼實(shí)際焊接時(shí)，應(yīng)采用小的焊接熱輸入，以降低焊接冷卻時(shí)間，防止CGHAZ晶粒嚴(yán)重粗化.

圖4　奧氏體晶粒尺寸隨t8/5變化規(guī)律Fig.4 Changes of austenite grain size with t8/5

CGHAZ奧氏晶粒粗化的原因：經(jīng)歷焊接熱循環(huán)時(shí)，CGHAZ一般都會(huì)被加熱到很高的溫度（＞1 100℃），在加熱過(guò)程中的高溫區(qū)（Ti、Nb）（C、N）等化合物會(huì)發(fā)生熔解，失去了對(duì)奧氏體晶界的釘扎作用，無(wú)法阻礙奧氏體晶界遷移，奧氏體晶粒就會(huì)長(zhǎng)大粗化；同時(shí)由于奧氏體晶粒長(zhǎng)大具有熱慣性的特點(diǎn)，其不僅在加熱過(guò)程中長(zhǎng)大，在冷卻過(guò)程中的高溫區(qū)也會(huì)繼續(xù)長(zhǎng)大.

2.4焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的硬度和沖擊韌性

圖5熱模擬焊接熱影響區(qū)硬度變化曲線.由圖5知：隨著冷卻時(shí)間的增加，CGHAZ的顯微硬度值，逐漸降低.當(dāng)t8/5為20 s時(shí)，CGHAZ的硬度為250.4 HV，小于母材，當(dāng)t8/5大于20 s時(shí)，CGHAZ的硬度均小于250.4 HV，小于母材的顯微硬度，熱CGHAZ會(huì)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，而且軟化程度隨著冷卻時(shí)間t8/5的增加而增加.

圖5　CGHAZ硬度測(cè)試結(jié)果Fig.5 CGHAZ hardness test results

CGHAZ軟化的原因：CGHAZ組織的晶粒尺寸逐漸增大，細(xì)晶強(qiáng)化效果喪失，硬度降低；在焊接粗晶區(qū)經(jīng)歷熱循環(huán)加熱過(guò)程中小尺寸的析出相會(huì)大量的熔解，導(dǎo)致析出相的整體尺寸增大，且在焊接冷卻過(guò)程的高溫區(qū)析出相粒子仍繼續(xù)溶解，焊接冷卻速度較快，固溶狀態(tài)的Ti、Nb、Mo與C元素重新結(jié)合并沉淀到殘留較大（＞20 nm）粒子上，不能在析出敏感溫度區(qū)間充分保溫析出，沒(méi)有形成大量細(xì)小的第二相粒子，造成第二相強(qiáng)化效果的損失；第二相強(qiáng)化效果的消失不能通過(guò)組織強(qiáng)化有效彌補(bǔ)，從而造成粗晶區(qū)軟化［5，7］.

在-20℃的溫度條件下對(duì)單道焊熱模擬試樣進(jìn)行低溫沖擊試驗(yàn)，圖6為不同冷卻時(shí)間下CGHAZ沖擊功與母材沖擊功的比值.CGHAZ的沖擊功均小于母材，熱影響區(qū)粗晶區(qū)出現(xiàn)了脆化現(xiàn)象.母材的-20℃的沖擊功為72.1 J，冷卻時(shí)間t8/5處于10～120 s內(nèi)時(shí)粗晶區(qū)的沖擊功分別為母材的了11.4％、25.3％、15.7％、8.5％和8.2％，冷卻時(shí)間t8/5為20 s時(shí)，其沖擊功相對(duì)較高，為18.2 J.

圖6 粗晶區(qū)沖擊吸收功與母材的比值（-20℃）Fig.6 Ratio of impact absorption energyand base material of coarse grain zone（-20℃）

圖7為單道次熱循環(huán)下，冷卻時(shí)間t8/5為20 s時(shí)，熱模擬試樣的沖擊斷口形貌.

圖7　t8/5=20 s時(shí)焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的沖擊斷口形貌Fig.7 The impact fracture morphology of CGHAZ（t8/5=20 s）

從圖7可以看出，其斷口具有解理花樣的特點(diǎn)，可以明顯看到少量的撕裂棱，為脆性斷裂.解理河流的長(zhǎng)度較長(zhǎng)，這說(shuō)明試樣在低溫?cái)嗔褧r(shí)，裂紋極易擴(kuò)展，沒(méi)有遇到明顯的阻力，其低溫韌性較差.CGHAZ韌性較低有兩個(gè)方面的原因：一是，冷卻時(shí)間t8/5為20 s時(shí)，CGHAZ的奧氏體體尺寸為49.21 μm，而母材的晶粒尺寸為4～10 μm，晶粒越小，晶界面積越大，晶界越曲折，越不利于裂紋的擴(kuò)展；二是，此時(shí)CGHAZ的組織為貝氏體，韌性必然小于組織為鐵素體的母材，所以CGHAZ會(huì)產(chǎn)生脆化現(xiàn)象.

3 結(jié) 論

1）SH-CCT曲線看出，冷卻速度小于等于2℃/s，CGHAZ的組織為貝氏體和鐵素體的混合組織；冷卻速度5～15℃/s（t8/5為20～60 s），CGHAZ的組織為貝氏體；冷卻速度進(jìn)一步增大，CGHAZ的組織中將出現(xiàn)硬脆的馬氏體.

2）單道次熱循環(huán)下，隨著冷卻時(shí)間t8/5的增加，CGHAZ原奧氏體晶粒尺寸增加，顯微硬度逐漸降低，沖擊韌性先上升后下降.

3）冷卻時(shí)間t8/5為20 s時(shí)，CGHA的沖擊吸收功最高，為18.2 J，但是僅為母材的25.5％，CGHAZ脆化現(xiàn)象嚴(yán)重，這主要與CGHAZ晶粒粗化以及組織為韌性較低的貝氏體有關(guān).

4）冷卻時(shí)間t8/5大于20 s時(shí)，CGHAZ的顯微硬度均小于t8/5為20 s時(shí)CGHAZ的顯微硬度（250.4HV），更低于母材的顯微硬度（270.6 HV），CGHAZ晶粒粗化以及經(jīng)歷熱循環(huán)后第二相粒子的析出行為是造成硬度下降的主要原因.

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（編輯 張積賓）

Microstructure and properties of CGHAZ of precipitation strengthening ultra-fine grain steel

SHAN Xiaolong，F(xiàn)ANG Junfei，HE Yizhu
（School of Materials Science and Engineering，Anhui University of Technology，Maanshan 243002，China）

By using Gleeble 3500 thermal simulation testing machine，single pass welding thermal cycle tests were conducted on 800 MPa grade Ti-Nb micro-alloyed precipitation strengthening ultra-fine grain steel.The influence of cooling rate and cooling time t8/5on the microstructure and properties of coarse-grained heat affected zone（CGHAZ）was investigated.The results show that the microstructure of CGHAZ is Bainite with the cooling rates ranging from 5 to 15℃/s.When cooling rate increases further，the microstructure of CGHAZ is Martensite.With increasing t8/5，the grain size of the original austenite increases and the hardness decreases. With increasing t8/5，the impact toughness increases at first and then decreases.When t8/5ranges from 20 to120 s，the micro hardness of CGHAZ，ranging from 223 HV to 250.4 HV，is less than that of base material （270.6 HV），and softening phenomenon appears.When t8/5is 20 s，CGHAZ has highest impact toughness of 18.2 J，which is 25.3％of the parent material.The austenite grain coarsening and the bainite microstructure appearing in CGHAZ after welding thermal cycle are the maincause of the embrittlement.

precipitation strengthening；ultrafine grained steel；welding thermal simulation；coarse grain zone；microstructure and property

TG441.3

A

1005-0299（2016）04-0087-05

10.11951/j.issn.1005-0299.20160413

2016-03-30.

單小龍（1991—），男，碩士研究生.

何宜柱，E-mail：heyizhu@ahut.edu.cn.