杜海明 杜亞偉 李靜宇 丁蘭峰

（安陽鋼鐵集團有限責(zé)任公司）

0 引言

隨著液壓支架工作阻力的提高，支架重量也不斷增加，給運輸、搬運和安裝等環(huán)節(jié)帶來了很大困難，減輕支架重量是支架設(shè)計中迫切需要解決的問題，采用高強度Q690 低合金鋼材是最有效的途徑。低合金高強鋼憑借其良好的強韌性和焊接性等優(yōu)勢在裝備制造業(yè)的應(yīng)用日漸廣泛，將此類高強鋼的應(yīng)用價值最大化，進一步研究其焊接技術(shù)具有重要意義[1-4]。由于Q690 低合金高強鋼對冷裂紋敏感性強，因此在焊接過程中焊材的選擇和工藝參數(shù)的設(shè)置要求非常關(guān)鍵，韓非[5]等人研究了焊接熱循環(huán)對高強鋼S690QL 焊接熱影響區(qū)組織和韌性的影響，對比了一次熱循環(huán)和二次熱循環(huán)時熱影響區(qū)組織及韌性的關(guān)系；李培和[6]、劉素鵬[7]等研究了不同的熱輸入?yún)?shù)對Q690 高強鋼焊接熱影響區(qū)組織與力學(xué)性能的影響，確定了焊接接頭綜合力學(xué)性能最佳時的熱輸入?yún)?shù)。

然而在焊接過程中，由于受焊接熱循環(huán)作用，在緊鄰焊縫的母材區(qū)域，組織性能會發(fā)生轉(zhuǎn)變，從而影響整個構(gòu)件的性能。筆者從峰值溫度、冷卻時間t8/5兩個參數(shù)對Q690 高強鋼焊接熱影響區(qū)進行了熱模擬試驗，分析研究了冷卻時間t8/5對焊接熱影響區(qū)不同亞區(qū)（過熱區(qū)、正火區(qū)和不完全相變區(qū)）組織與韌性的影響。

1 試驗材料和試驗方法

試驗材料選用安鋼生產(chǎn)的Q690 低合金高強鋼，狀態(tài)為調(diào)質(zhì)態(tài)，金相組織為回火索氏體（S），成分和性能分別見表1 和表2，顯微組織如圖1 所示。

圖1 AQ690 鋼金相組織（回火S）

表1 試驗鋼的化學(xué)成分 %

表2 AQ690 鋼的力學(xué)性能

利用Gleeble 3800 熱模擬試驗機進行焊接熱模擬試驗，試樣加工尺寸為11 mm×11 mm×55 mm。根據(jù)Rykalin 二維點熱源解析傳熱公式計算焊接熱循環(huán)曲線，設(shè)定不同的峰值溫度（1 320 ℃、930 ℃、790 ℃）來模擬焊接熱影響區(qū)不同亞區(qū)（過熱區(qū)、正火區(qū)和不完全相變區(qū)）的組織及韌性情況，每組試驗完成4 個試樣（其中3 個做沖擊試驗，1 個做金相組織檢驗），共需完成試驗數(shù)量18 組（72 個）。具體的焊接熱影響區(qū)模擬試驗方案見表3。

表3 Q690 焊接熱影響區(qū)熱模擬試驗方案

為了確定合適的t8/5焊接參數(shù)，需要對試樣進行沖擊韌性試驗和金相組織檢驗。沖擊試驗參照國標GB/T 2975 沖擊試驗方法進行，將焊接模擬試驗后的試樣加工成標準的10 mm×10 mm×55 mm沖擊試樣，在熱電偶焊接點處開V 型缺口，然后在JBDW-300D 沖擊試驗機進行-20 ℃沖擊試驗，測試3 個平行試樣，取平均值；沿試樣熱電偶焊接點處切開，制取金相試樣，將其磨制、拋光后，用4%硝酸酒精溶液進行侵蝕，在ZEISS AX10 金相顯微鏡下進行組織觀察。

2 試驗結(jié)果和分析

2.1 熱模擬試樣的沖擊性能

不同t8/5冷卻條件下Q690 鋼的過熱區(qū)、正火區(qū)及不完全相變區(qū)沖擊試驗后，取其平均值，對應(yīng)的各區(qū)域的沖擊變化情況如圖2 所示。

圖2 不同t8/5 冷卻條件下Q690 鋼過熱區(qū)、正火區(qū)及不完全相變區(qū)的韌性變化

從圖2 可以看出，在不同的t8/5冷卻條件下，對應(yīng)峰值溫度在930 ℃的正火區(qū)，Q690 鋼在該區(qū)域的低溫沖擊韌性整體保持在較高水平，-20 ℃沖擊功平均值都在197 J 以上；對應(yīng)峰值溫度在1 320 ℃的過熱區(qū)，在t8/5=15 s 的冷卻條件下，Q690 低溫沖擊韌性最佳，沖擊功均值達到184 J；在其他的冷卻條件下，低溫沖擊韌性均較差，沖擊功均值在70 J 以下；；對應(yīng)峰值溫度在790 ℃的不完全相變區(qū)，在t8/5=15 s、20 s 的冷卻條件下，Q690 低溫沖擊韌性較好，其中t8/5=15 s 時的沖擊韌性最佳，沖擊功均值達到163 J，在其他的冷卻條件下，低溫沖擊韌性均較差；綜合以上結(jié)果分析，在t8/5=15 s 左右時，各區(qū)的沖擊韌性值達到最佳。

2.2 金相組織情況

不同t8/5對應(yīng)過熱區(qū)的金相組織如圖3 所示，對應(yīng)區(qū)域各相比例見表4。

從圖3 和表4 可以明顯看出，隨著t8/5的延長，過熱區(qū)組織中的板條馬氏體（LM）和板條貝氏體（LB）含量逐漸降低，粒狀貝氏體（GB）含量逐漸增加；正火區(qū)組織中的M 含量逐漸降低，粒狀貝氏體（GB）含量逐漸增加；不完全相變區(qū)組織中的貝氏體（B）含量逐漸降低，多變鐵素體（PF）含量逐漸增加，且有珠光體類（P）組織開始出現(xiàn)。

表4 不同t8/5 條件下Q690 對應(yīng)各區(qū)域的金相組織及相比例

圖3 不同t8/5 對應(yīng)Q690 鋼過熱區(qū)（1 320 ℃）的金相組織

2.3 組織分析及討論

試驗鋼在不同t8/5條件下的顯微組織如圖3 所示。由圖3 可清晰看出，當峰值溫度為1 320 ℃時，組織為細小的板條馬氏體(LM)、板條貝氏體(LB)和粒狀貝氏體(GB)，且以LM、LB 為主，GB 含量相對較少。隨著t8/5的延長，組織中LM、LB 和GB的相比例發(fā)生變化，隨著t8/5的不斷增大，高溫停留時間延長，冷卻速度減小，LM 逐漸減少，LB和GB 逐漸增多，部分板條開始融合、變寬、變短，呈斷斷續(xù)續(xù)的短桿狀，且板條之間出現(xiàn)了少量白亮的鏈條狀的M-A 組元。其原因為不同冷速時相界面碳濃度分布不同，冷卻速度變慢，相界面處的碳濃度達到局部平衡，其相變溫度相對稍高，在相變溫區(qū)停留時間長，在板條長大過程中碳更容易向遠處擴散，且有足夠的時間擴散，當相變結(jié)束后分布在板條間的殘留奧氏體的碳富集程度高，部分區(qū)域碳濃度足夠高，在隨后的冷卻過程中達到馬氏體相變條件，轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，即M-A 組元[8-10]。當t8/5>25 s 時，組織中LM 已很少，以LB 和GB 為主，且組織中的LB 和GB 較為粗大，M-A 組元含量明顯增多、尺寸增大，這時M-A組元有兩種存在形態(tài)：在原奧氏體晶界處呈細長鏈條狀，在晶內(nèi)呈塊狀、島狀；另外，由于冷卻速度變小，碳化物有充足時間析出，組織中出現(xiàn)了顆粒狀碳化物。

從沖擊性能和金相檢驗結(jié)果綜合分析，當t8/5=15 s 左右時，過熱區(qū)組織主要為細密的LM、LB 以及少量GB，低碳板條馬氏體組織的形貌呈細長條狀、多個板條平行排列，同方向生長形成板條束，板條束之間呈大傾角相交，板條內(nèi)具有很高的位錯密度，斷裂過程中板條束可以使裂紋擴展，產(chǎn)生一定程度的偏移，消耗一定的能量，韌性較好，因此具有較高的沖擊吸收能量。隨著t8/5的增大，過熱區(qū)中原始奧氏體晶粒尺寸顯著增大，這是因為隨著t8/5的增大，冷卻速度減小，高溫停留時間延長，對奧氏體晶界有釘扎作用的碳化物發(fā)生部分溶解，并且隨著時間的延長，碳化物的溶解量逐漸增多，阻礙原奧氏體晶粒長大的作用減弱，原奧氏體晶界容易發(fā)生遷移，晶粒間相互吞并，導(dǎo)致原奧氏體晶粒長大[11-13]，過熱區(qū)組織粗大，導(dǎo)致板條束取向差減小，LB 含量減少而GB含量增多，粗大的奧氏體晶粒和GB 組織對材料的低溫沖擊性能不利。

3 結(jié)論

（1）Q690 焊接熱影響區(qū)沖擊性能的變化規(guī)律：隨著t8/5的增大，過熱區(qū)和不完全相變區(qū)-20 ℃沖擊功先增加后下降，正火區(qū)-20 ℃沖擊功均在較高水平。

（2）Q690 焊接熱影響區(qū)組織變化規(guī)律：隨著t8/5的延長，過熱區(qū)組織中的LM 和LB 含量逐漸降低， GB 含量逐漸增加；正火區(qū)組織中的M 含量逐漸降低，GB 含量逐漸增加；不完全相變區(qū)組織中的B 含量逐漸降低，PF 含量逐漸增加，且有P 組織開始出現(xiàn)。

（3）Q690 在實際焊接時，t8/5在15 s 左右時，組織和性能均達到最佳水平。