湯忖江，安同邦，彭云，馬成勇，魏金山

(鋼鐵研究總院，北京 100081)

0 前言

世界對石油天然氣需求量增長及陸上儲量衰減促使人們在海洋、大陸架和嚴寒、凍土地區(qū)尋找油氣資源，油氣資源的勘探與開發(fā)高度依賴先進的海洋平臺和海洋船舶[1]。海洋平臺和海洋船舶主體結構為焊接結構，為滿足海洋平臺和海洋船舶輕量化、安全性和經(jīng)濟性要求，世界各國廣泛開展了高性能鋼鐵材料、焊接材料及高效、高質量焊接工藝研究。焊接效率是制約海洋平臺及船體建造的關鍵，海洋平臺及海洋船舶焊接建造工時分別約占建造總工時的30%～40%和40%，建造焊接成本分別約占總成本的30%～50%和20%～50%，采用不預熱焊接能夠顯著提高焊接施工效率顯著降低建造成本[1-4]。目前，690 MPa級以上高強鋼被大量應用于海洋鉆井平臺、大型高性能船艦、大跨度重載橋梁等對安全性要求極高的領域[5]。國內(nèi)投入生產(chǎn)的海洋平臺用鋼最高強度級別為690 MPa，10～80 mm厚板E級550 MPa高強度海洋平臺用鋼焊前需要預熱，國際F級700 MPa鋼可實現(xiàn)不預熱焊接[6]。國內(nèi)690 MPa級鋼配套焊接材料、不預熱焊接技術研究與國際先進水平存在一定差距，限制了高性能海洋平臺和海洋船舶用鋼廣泛應用，發(fā)展690MPa級海洋平臺和海洋船舶高效焊接技術對于促進新一代鋼鐵材料應用意義顯著[7]。鋼種強度級別越高實現(xiàn)不預熱焊接難度越大，為實現(xiàn)船用高強鋼的不預熱焊接需對母材、焊接材料和焊接工藝進行綜合設計，主要包括提高鋼板HAZ抗裂性，提高焊接材料強韌性，低擴散氫含量調控，適宜焊接工藝及焊接材料匹配等。

目前，在690 MPa級低合金高強鋼配套焊接材料組織及焊接工藝方面有一些研究。在工藝和組織調控方面，王愛華等人[8]及婁宇航等人[9]發(fā)現(xiàn)焊條電弧焊熔敷金屬強韌性配合低于氣保焊，埋弧焊焊縫金屬強韌性低于焊條電弧焊，其強韌性差異主要受M-A、大角晶界密度及夾雜物影響。通常情況下，M-A含量較高、大角晶界密度低、夾雜物含量高不利于提高韌性。曹志民等人[10]研究發(fā)現(xiàn)氣保焊焊縫中M-A數(shù)量高但細小,對沖擊韌度影響不大，針狀鐵素體組織利于提高其沖擊韌性。在合金元素調控方面，高強度低合金鋼焊縫金屬中合金元素Ni，Mn，Mo，Cr等元素之間存在一定交互作用，Zhang等人[11]及王學林等人[12]在合金元素適宜組配及組織調控下能夠獲得優(yōu)異性能。Bhole等人[13]研究發(fā)現(xiàn)，Mo調控對于低合金高強鋼焊縫金屬強韌性具有顯著影響，復合添加Ni-Mo時焊縫金屬低溫韌性低于單獨添加Mo而高于單獨添加Ni，其原因主要是合金成分配合對焊縫金屬中針狀鐵素體(Acicular ferrite,AF)等組織產(chǎn)生影響進而影響其強韌性。目前，690 MPa級低合金高強鋼熔敷金屬或焊縫金屬塑性調控研究仍然欠缺，強韌性研究主要集中在表觀組織及晶體學等方面，塑性調控及對韌性影響研究較少，仍有待進一步進行研究。通常在不預熱條件下焊縫金屬冷卻速率提高，導致淬硬性增大出現(xiàn)裂紋，焊縫金屬具有高強韌及良好塑性能夠一定程度上抑制裂紋形成。Mo及合金元素組配對690 MPa級低合金高強鋼熔敷金屬相變過程及強韌性和塑性有顯著影響，文中主要在不預熱焊接條件下研究Mo含量對690 MPa級低合金高強鋼熔敷金屬強韌性和塑性影響及其失效機制，為690 MPa級高強度低合金鋼配套不預熱焊材研制提供一些參考和依據(jù)。

1 試驗方法

采用690 MPa低合金高強鋼及自研制配套2種φ4.0 mm焊條，在不預熱、無后熱(焊后緩冷)條件下進行手工電弧焊焊接，熔敷金屬試樣編號為1和2。按GB/T 25774.1—2010《焊接材料的檢驗 第1部分：鋼、鎳及鎳合金熔敷金屬力學性能試樣的制備及檢驗》進行熔敷金屬焊接及力學性能取樣，采用350 mm×150 mm×(16～21)mm尺寸690 MPa級高強度低合金鋼板進行焊接，鋼板邊部沿軋向開10°坡口，熔敷金屬根部間隙不低于16 mm。焊條經(jīng)400 ℃×1 h烘烤去除水分，焊前不預熱焊接電流為154～161 A，電弧電壓為21～34 V，道間溫度為97～121 ℃，平均焊接速度為16 cm/min，試板焊后緩慢冷卻至室溫進行機加工，焊接工藝參數(shù)見表1。試板垂直焊縫邊部切除20～25 mm，按GB/T 2652—2008《焊縫及熔敷金屬拉伸試驗方法》和GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》在焊縫中依次取φ10M16拉伸、V形缺口沖擊和金相試樣。沖擊試樣和金相試樣垂直焊縫截取，沖擊試樣V缺口開口方向如圖1(左下)所示。金相試樣截面經(jīng)機械研磨拋光后，采用2%～4%硝酸酒精浸蝕5～15 s，通過Leica DVM6型金相顯微鏡、Olympus GX51型金相顯微鏡、FEI Quanta 650型掃描電鏡(SEM&EDS)觀察熔敷金屬宏觀形貌和微觀組織結構。沖擊試樣斷口丙酮超聲清洗30～60 min后干燥，采用同型號SEM觀察斷口形貌。沖擊試樣斷口剖面經(jīng)鑲嵌、機械研磨、拋光后，采用2%～4%硝酸酒精浸蝕5～15 s并去除鑲嵌樹脂，采用同型號SEM觀察斷口組織和裂紋形貌，如圖1(右)所示。

表1 熔敷金屬焊接工藝參數(shù)

圖1 熔敷金屬拉伸及沖擊試樣

2 試驗結果與分析

2.1 力學性能及分析

表2為1號和2號熔敷金屬的化學成分，表3為1號和2號熔敷金屬的力學性能。1號熔敷金屬Mo含量高于2號熔敷金屬，其C含量稍低，而Mn+Ni+Cr含量則較接近，二者主要差異在于Mo元素含量。1號熔敷金屬強度較2號熔敷金屬高而塑性較低，1號和2號熔敷金屬強度接近，二者強度、斷后伸長率差異不超過40 MPa、5%，然而，1號熔敷金屬-50 ℃沖擊吸收能量顯著低于2號熔敷金屬，二者差異超過一倍。圖2為1號和2號熔敷金屬拉伸工程應力-應變曲線?？梢钥闯觯?號熔敷金屬延伸性能顯著高于1號，二者在拉伸過程中均出現(xiàn)一定屈服平臺。由此可知，Mo元素對熔敷金屬強韌性、塑性形變能力有顯著影響。1號熔敷金屬強度較低主要是受C元素含量影響，二者韌性顯著差異以下結合微觀組織及沖擊斷裂形貌進行進一步闡釋。

圖2 熔敷金屬拉伸工程應力-應變曲線

表2 熔敷金屬的化學成分(質量分數(shù)，%)

表3 熔敷金屬的力學性能

2.2 微觀組織及分析

熔敷金屬焊道、柱狀晶及粗晶組織對其強韌性具有顯著影響。圖3a和圖3b分別為1號和2號熔敷金屬宏觀形貌，二者焊道均勻分布，分別觀察1號和2號熔敷金屬末道焊柱狀晶區(qū)(①、③)和粗晶區(qū)(②、④)組織形貌。

圖3 熔敷金屬宏觀形貌

圖4為1號熔敷金屬微觀形貌，圖5為2號熔敷金屬微觀形貌。其中，PCGB為前柱狀晶邊界，AF為針狀鐵素體，F(xiàn)SP為側板條鐵素體，LB為板條貝氏體，GB為粒狀貝氏體，RGB為再結晶晶粒邊界。1號熔敷金屬柱狀晶和粗晶區(qū)組織主要為板條貝氏體和粒狀貝氏體組織，2號熔敷金屬柱狀晶和粗晶區(qū)組織主要為細小的針狀鐵素體組織。二者組織差異主要與2號熔敷金屬中較低Mo含量相關，較低Mo含量下通常具有較寬的針狀鐵素體形成區(qū)間。從圖4b、圖4d、圖5b及圖5d中可以看出，1號和2號熔敷金屬粗晶區(qū)組織中消除了柱狀晶組織，組織發(fā)生了顯著再結晶現(xiàn)象。粗晶區(qū)具有較高的再熱溫度和較高的冷速，熔敷金屬粗晶區(qū)中板條貝氏體組織比柱狀晶區(qū)稍高，主要與粗晶區(qū)較高再熱溫度及冷速相關。粗晶區(qū)再結晶發(fā)生后在一定程度上能夠消除側板條鐵素體，主要與粗晶區(qū)再結晶過程降低或消除組織遺傳性相關。

圖4 1號熔敷金屬組織微觀形貌

圖5 2號熔敷金屬組織微觀形貌

圖6為1號和2號熔敷金屬焊縫組織微觀形貌，EDS分析數(shù)據(jù)見表4。其中，BF為貝氏體鐵素體。1號和2號熔敷金屬中點1和點2為富碳相，其碳含量分別為1.59%和0.91%，高于基體C元素含量0.66%和0.51%，富碳相可能是碳化物或M-A。M-A為相變元素富集擴散后形成，通常其C，Mn等元素在的含量比基體高[14]。熔敷金屬中富碳相形態(tài)與原始奧氏體組織具有密切關系。1號熔敷金屬中貝氏體鐵素體及富碳相呈現(xiàn)一定方向性排列分布，2號熔敷金屬中形成細小交織狀針狀鐵素體，富碳相在其間形成呈等軸或薄膜狀彌散分布。由此可知，2號熔敷金屬同時獲得了以針狀鐵素體為主，含有細小呈等軸或薄膜狀彌散分布碳化物/M-A組織，十分有利于提高其沖擊韌性。

表4 圖6e和圖6f對應EDS結果

圖6 熔敷金屬焊縫柱狀晶區(qū)組織微觀形貌及能譜

表5為經(jīng)驗公式計算所得熔敷金屬Bs和Ms相變溫度，如式(1)和式(2)所示[8]。計算1號、2號熔敷金屬Bs，Ms溫度分別為522 ℃，438 ℃和567 ℃，445 ℃，Bs-Ms溫差分別為84 ℃，122 ℃。1號熔敷金屬Bs較2號降低了45 ℃，Ms較2號降低了7 ℃，Bs-Ms溫差由122 ℃縮小至84 ℃。1號熔敷金屬中0.60%Mo含量條件下Bs，Ms溫度較低并且Bs-Ms溫度區(qū)間較窄，導致其在再熱后粗晶區(qū)產(chǎn)生了大量的板條貝氏體和少量的粒狀貝氏體組織。2號熔敷金屬中較低Mo含量顯著提高了Bs溫度擴大了Bs-Ms形成溫度區(qū)間，為針狀鐵素體組織的形成創(chuàng)造了有利的條件：針狀鐵素體在早期形成可分割細化晶粒，隨后相變組織在已分割細化組織中進一步形核和生長，最終形成均勻細小的組織結構?？梢?，在成分0.03%C，4.4%(Mn+Cr+Ni)，0.23%Mo體系條件下能夠在柱狀晶區(qū)和粗晶區(qū)同時獲得細小的針狀鐵素體、貝氏體組織，這主要與Mo調控顯著影響針狀鐵素體形成溫度區(qū)間相關。在調控Mo元素時需要綜合考慮合金元素總量及焊接工藝匹配性以獲得最佳強韌性配合。Bhole等人[13]在對低合金高強鋼焊縫金屬調控中認為0.75%～0.90%的Mo添加十分有利于其-50 ℃沖擊韌性提高，在復合添加2.0%～3.0%Ni及0.75%～0.90%Mo時焊縫金屬低溫韌性低于單獨添加0.75%～0.90%Mo而高于單獨添加1.0%～3.5%Ni，合金元素總量在Mo含量調控中是需要考慮的重要因素。有研究表明[15-17]，較高的Mo含量將在一定程度上將縮小針狀鐵素體形成區(qū)域，高熱輸入條件下冷速降低利于針狀鐵素體形成能夠在一定程度上利于韌性提高，但是，高熱輸入將使得熱影響區(qū)晶粒粗大對韌性產(chǎn)生不利影響，焊接工藝熱輸入、道間溫度等因素需要同時考慮。

表5 經(jīng)驗公式計算熔敷金屬相變溫度 ℃

Bs=830-270wC-90wMn-37wNi-70wCr-83wMo

(1)

Ms=561-474wC-33wMn-17wNi-17wCr-21wMo

(2)

式中：wi為奧氏體中溶質元素i的質量分數(shù)。

圖7為1號熔敷金屬沖擊斷口形貌。圖8為2號斷口形貌。對熔敷金屬沖擊起裂區(qū)域(區(qū)域1)觀察可以發(fā)現(xiàn)，1號和2號熔敷金屬沖擊起裂區(qū)域具有密集韌窩狀斷口，呈現(xiàn)出顯著的韌性斷裂特征。1號熔敷金屬韌窩尺寸較大，韌窩邊緣出現(xiàn)橫向微裂紋，如圖7b所示。對熔敷金屬沖擊擴展區(qū)域(區(qū)域2)觀察可以發(fā)現(xiàn)，1號熔敷金屬擴展區(qū)內(nèi)解理面積較高，解理面呈放射狀河流花紋形貌韌窩較少，河流花紋中存在微裂紋和夾雜物，如圖7d所示。2號熔敷金屬擴展區(qū)內(nèi)解理面積較低，解理河流花紋邊界出現(xiàn)較多韌窩結構，并在其中出現(xiàn)細小撕裂棱，如圖8c和圖8d所示。由此表明，在沖擊裂紋起裂過程中，1號熔敷金屬呈現(xiàn)較大韌窩及局部脆性斷裂現(xiàn)象，2號熔敷金屬韌窩細小呈現(xiàn)韌性斷裂特征；在沖擊裂紋擴展過程中，1號和2號熔敷金屬均主要為準解理斷裂，2號熔敷金屬含有較高韌窩及撕裂結構，2號熔敷金屬則主要為河流花紋形貌，由上述可知，2號熔敷金屬沖擊韌性高于1號熔敷金屬。以上現(xiàn)象主要是由于晶粒尺寸(組織粗細)及組織塑性存在差異所致，即主要包括晶體學上晶體及組織細化作用，組織力學特性變化所產(chǎn)生作用兩個方面。一方面，細化晶粒通常伴隨著晶界密度提高，高密度晶粒邊界存在顯著的阻礙作用，通過耗散沖擊功提高沖擊韌性。主要表現(xiàn)在，1號熔敷金屬組織粗大導致起裂區(qū)域韌窩粗大，擴展區(qū)域解理面面積較高且其邊界韌窩較少，而2號熔敷金屬則相反。另一方面，組織力學特性變化尤其是塑性性能變化將顯著影響其強韌性，提高塑性是在本質上提高基體組織延伸性能是通過抑制裂紋形成，良好塑性將延長裂紋擴展路徑耗散沖擊能即提高了沖擊韌性。主要表現(xiàn)在知，1號熔敷金屬裂紋起裂和擴展中，在韌窩邊部和解理河流花紋中出現(xiàn)微裂紋，由此表明組織塑性低，低塑性組織對裂紋抑制作用顯著存在不足。然而，2號熔敷金屬解理河流花紋中存在微小撕裂棱表明組織塑性良好，良好塑性組織對于抑制裂紋萌生及拖曳裂紋擴展作用顯著，能夠耗散沖擊功提高沖擊韌性。綜上所述，成分0.03%C，4.4%(Mn+Cr+Ni)，0.23%Mo體系條件下獲得了強韌性及塑性良好的熔敷金屬，細小且塑性較高的2號熔敷金屬在沖擊裂紋萌生和擴展中起到了良好的阻礙作用，兩方面共同作用顯著提高了其沖擊韌性，然而，細化晶粒與提高塑性從而提高韌性機制存在顯著差異，即主要體現(xiàn)在晶粒尺度變化和組織塑性特征變化2方面。

圖7 1號熔敷金屬沖擊斷口形貌

圖8 2號熔敷金屬沖擊斷口形貌

為直觀分析組織塑性對熔敷金屬沖擊斷裂行為影響，對斷口側面組織、裂紋與斷面形貌進行了同時觀察，沖擊斷口未采用鍍Ni處理。圖9為1號和2號熔敷金屬沖擊斷口側面SEM觀察位置。

圖9 熔敷金屬沖擊斷口側面觀察位置

圖10為1號熔敷金屬沖擊斷口側面裂紋擴展區(qū)顯微組織。1號熔敷金屬主裂紋擴展路徑平直，粒狀貝氏體組織中和主裂紋邊部出現(xiàn)了較長二次裂紋。1號熔敷金屬平直擴展裂紋旁側出現(xiàn)顯著的解理斷裂河流花紋，可知長條形平直主裂紋與解理脆性解理斷裂相關，如圖10b所示。裂紋起裂位置并不局限在某一特定位置，在組織邊界、基體組織中及夾雜物起裂，較大孔洞出現(xiàn)在夾雜物及組織邊界，如圖10c所示。圖11為2號熔敷金屬沖擊斷口側面裂紋擴展區(qū)顯微組織。2號熔敷金屬主裂紋擴展路徑曲折，主裂紋附近二次裂紋較少、較短且同樣曲折擴展，裂紋曲折擴展路徑長耗散較高沖擊能提高了沖擊韌性。2號熔敷金屬主裂紋旁側出現(xiàn)韌窩結構，其局部出現(xiàn)密集細小的韌窩結構，可知主裂紋曲折擴展與韌性斷裂相關，如圖11b所示。主裂紋在形成及擴展過程中，密集小韌窩在裂紋邊界出現(xiàn)后擴展聚集成較大韌窩結構，由此將顯著鈍化裂紋抑制其擴展，如圖11b所示。另一方面，微孔洞主要在組織邊界和基體組織中形成如圖11c所示。2號熔敷金屬中細小的針狀鐵素體在裂紋擴展中發(fā)生斷裂，使得二次裂紋發(fā)生了偏折阻礙了其擴展，二次裂紋擴展后在細小的貝氏體組織邊界止裂，如圖11d所示。由此可知，組織塑性良好的2號熔敷金屬能夠顯著抑制裂紋萌生和擴展。綜上可知，細化晶粒主要通過提高晶界密度阻礙裂紋擴展，其主要通過晶粒邊界對裂紋擴展產(chǎn)生抑制作用；良好塑性組織主要可抑制裂紋萌生及拖曳裂紋擴展提高了其沖擊韌性，失效形式為密集微孔形成、長大后撕裂失效。

圖10 1號沖擊斷口側面裂紋擴展區(qū)顯微組織

圖11 2號沖擊斷口側面裂紋擴展區(qū)顯微組織

瞬時應變硬化指數(shù)可以表征不同應變條件下應變硬化能力，硬化指數(shù)與塑性正相關，可以通過瞬時應變硬化指數(shù)間接表征其塑性行為，其瞬時應變硬化指數(shù)計算式如式3所示[18]：

(3)

式中:σ為真應力；ε為真應變；n’是瞬時應變硬化指數(shù)。

圖12為1號、2號熔敷金屬拉伸應變硬化指數(shù)?？梢钥闯?，2號熔敷金屬應變應變硬化指數(shù)在拉伸形變超過3%進入塑性形變階段后高于1號，可見2號熔敷金屬塑性形變能力高于1號熔敷金屬。通常，組織塑性將成為組織強韌性調控的一個重要需要考慮的方面。塑性調控另一方面益處在于：通常，熔敷金屬屈強比與其應變硬化指數(shù)負相關，提高應變硬化指數(shù)(即提高塑性形變能力)利于降低屈強比。低屈強比調控是690 MPa級海洋平臺焊接結構需要解決的主要問題之一[6]。面對海洋平臺焊接結構強韌性及低屈強比要求，焊接結構塑性形變能力(包括應變硬化指數(shù)、屈強比等)調控將成為690 MPa級焊接材料性能調控重要內(nèi)容之一。

圖12 熔敷金屬拉伸應變硬化指數(shù)

3 結論

(1)在成分體系0.02%～0.03%C，4.4%～4.5% (Mn+Cr+Ni)，0.23%～0.60%Mo條件下，Mo元素對690 MPa級低合金高強鋼熔敷金屬組織、相變過程、強韌性能及塑性形變能力具有顯著影響。通過Mo等元素調控獲得了細小的針狀鐵素體、貝氏體及彌散分布碳化物/M-A熔敷金屬組織，細小、良好塑性針狀鐵素體組織在沖擊過程中阻礙裂紋萌生及擴展顯著提高了沖擊韌性。在成分0.03%C，4.4% (Mn+Cr+Ni)，0.23%Mo及不預熱焊接條件下，熔敷金屬抗拉強度為742 MPa，-50 ℃沖擊吸收能量為82～114 J(平均值103 J)；

(2)690 MPa級低合金高強鋼熔敷金屬沖擊韌性性能與組織塑性形變能力相關，塑性形變良好組織能夠顯著提高熔敷金屬沖擊韌性，Mo元素調控在晶粒尺度及塑性兩方面協(xié)同調控中作用顯著。組織細化與塑性提高對韌性改善機制存在顯著差異，即主要體現(xiàn)在晶粒尺度變化和組織塑性特征變化兩方面。其中，細化晶粒主要通過提高晶界密度阻礙裂紋擴展，其主要通過晶粒邊界對裂紋擴展產(chǎn)生抑制作用；良好塑性組織主要可抑制裂紋萌生及拖曳裂紋擴展提高了其沖擊韌性，失效形式為密集微孔形成、長大后撕裂失效。

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