1 000 MPa 級高強(qiáng)鋼熔敷金屬強(qiáng)韌化機(jī)理分析

曹志龍，朱浩，安同邦，王晨霽，馬成勇，彭云

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

0 序言

建設(shè)海洋強(qiáng)國是實(shí)現(xiàn)中華民族偉大復(fù)興的重大戰(zhàn)略任務(wù).隨著海洋戰(zhàn)略實(shí)施，海洋用鋼需求持續(xù)增加,未來海洋用鋼具有廣闊的發(fā)展前景[1].在鋼結(jié)構(gòu)逐漸輕量化和大型化的時代背景下，海洋用鋼也逐漸向高強(qiáng)度、輕量化方向發(fā)展.大多數(shù)海洋用鋼應(yīng)用過程中需要進(jìn)行焊接加工，焊接接頭質(zhì)量直接決定焊接結(jié)構(gòu)質(zhì)量.國內(nèi)1 000 MPa 級以上高強(qiáng)度海洋用鋼焊接應(yīng)用存在的主要問題是焊縫金屬強(qiáng)韌性匹配不合理，即難以在取得高強(qiáng)度的同時保持韌性[2].高強(qiáng)度海洋用鋼焊接熔敷金屬的強(qiáng)韌性匹配是當(dāng)前研究的熱點(diǎn)問題[3-4].

Ni 元素可降低韌脆轉(zhuǎn)變溫度有助于改善高強(qiáng)鋼焊縫金屬低溫性能，提高焊接接頭強(qiáng)韌性匹配[5].文獻(xiàn)[6]研究表明，Ni 元素可以有效提高600 MPa級高強(qiáng)鋼焊縫強(qiáng)韌性匹配，隨著鎳含量增加，強(qiáng)度升高，韌性先降低后升高，焊縫組織以針狀鐵素體和粒狀貝氏體為主.文獻(xiàn)[7]研究表明，隨著鎳含量增加(ωNi為0～ 6%)，850 MPa 級高強(qiáng)鋼焊縫金屬組織由先共析鐵素體+粒狀貝氏體→板條貝氏體+針狀鐵素體→板條貝氏體+板條馬氏體+針狀鐵素體轉(zhuǎn)變，ωNi=4%時沖擊韌性和抗拉強(qiáng)度最優(yōu).文獻(xiàn)[8]研究表明，隨著鎳含量增加(ωNi為0～6%)，900 MPa 級低碳貝氏體高強(qiáng)鋼熔敷金屬淬透性增加，組織由粒狀貝氏體、針狀鐵素體、板條貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體組織.文獻(xiàn)[9]研究表明，隨著鎳含量增加(ωNi為2.5%～ 5.8%)，900 MPa 級高強(qiáng)鋼焊縫金屬組織由馬氏體+貝氏體轉(zhuǎn)變?yōu)橐择R氏體為主，并出現(xiàn)聯(lián)合貝氏體，抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度增加，韌性變化不大.上述研究表明，鎳含量可影響高強(qiáng)鋼焊縫金屬組織及強(qiáng)韌性匹配，且對不同強(qiáng)度級別影響規(guī)律有一定差異.目前報(bào)道焊縫金屬強(qiáng)度級別為600～ 900 MPa，而鎳含量對1 000 MPa 級高強(qiáng)鋼熔敷金屬的組織及強(qiáng)韌化機(jī)理研究報(bào)道較少.

文中采用4 種不同鎳含量自研制氣體保護(hù)實(shí)心焊絲，利用TIG 焊制備熔敷金屬，研究鎳含量對1 000 MPa 級高強(qiáng)高韌熔敷金屬組織轉(zhuǎn)變特征及強(qiáng)韌化機(jī)理的影響.以期為1 000 MPa 級高強(qiáng)高韌氣體保護(hù)焊絲的開發(fā)和應(yīng)用提供理論依據(jù)和技術(shù)支撐.

1 試驗(yàn)方法

采用Q960 低合金高強(qiáng)鋼板(調(diào)質(zhì)態(tài))進(jìn)行焊接試驗(yàn).試板尺寸為350 mm × 200 mm × 20 mm，坡口形式和力學(xué)性能取樣示意圖如圖1 所示.焊接材料為4 種自制的Ni-Cr-Mo 系氣體保護(hù)實(shí)心焊絲，直徑為1.6 mm.采用TransPuls 5000 型焊機(jī)，焊接熱輸入為13 kJ/cm，道間溫度為100～ 120 ℃，焊后緩冷，保護(hù)氣體為高純氬氣，氣體流量為20 L/min.

圖1 坡口形式和力學(xué)性能取樣示意圖(mm)Fig.1 Schematic diagram of groove form and mechanical properties sample

依據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2652—2008《焊縫及熔敷金屬拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行拉伸試驗(yàn).依據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行焊縫-50 ℃夏比沖擊試驗(yàn).采用VH-5 型維氏硬度儀測量熔敷金屬末道焊硬度，加載載荷為49 N，加載時間為10 s.采用火花光譜儀對熔敷金屬的成分進(jìn)行分析.焊接試驗(yàn)采用多層多道焊，考慮下一道焊縫對上一道焊縫的熱作用對組織產(chǎn)生一定的影響，故選擇末道焊組織進(jìn)行觀察.金相試樣經(jīng)砂紙研磨、拋光后，采用4% (體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液腐蝕，然后使用Leica MEF4M 型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察其金相組織，分別使用FEI Quanta 650型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)和H-800 型透射電子顯微鏡(TEM)對熔敷金屬精細(xì)組織進(jìn)行觀察.TEM 試樣先用砂紙磨至40～ 50 μm，再用MTP-1A 型雙噴電解減薄儀進(jìn)行雙噴減薄，電解液為8%(體積分?jǐn)?shù))的高氯酸乙醇溶液，電壓為25 V，電流為60 mA，電解溫度為-25 ℃.使用D8 ADVA-NCE X 射線衍射儀(XRD)對熔敷金屬進(jìn)行物相分析，并根據(jù)標(biāo)準(zhǔn)YB/T 5338—2019《鋼中奧氏體定量測定X 射線衍射儀法》測量殘余奧氏體(retained austenite，RA)的體積分?jǐn)?shù).

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 熔敷金屬化學(xué)成分

表1 為熔敷金屬化學(xué)成分，由表1 可知，熔敷金屬化學(xué)成分中ωNi分別為2.48%，3.32%，4.59%，5.44%，其它元素由于焊接燒損等原因微量變化，整體變化小，且S，P 等雜質(zhì)元素含量較低.

表1 熔敷金屬化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositons of deposited metals

2.2 宏觀組織特征

熔敷金屬的晶粒尺寸取決于化學(xué)成分、冷卻速度、凝固模式等因素[10-11].不同鎳含量熔敷金屬末道焊金相組織如圖2 所示，由圖2 可知，熔敷金屬主要由柱狀晶構(gòu)成，且隨著鎳含量的增加，柱狀晶粒寬度明顯增加.為定量研究不同鎳含量對熔敷金屬柱狀晶寬度的影響規(guī)律，利用線性截距法測得柱狀晶粒平均尺寸如圖3 所示.從圖3 可以看出，當(dāng)鎳含量由2.48%增加至3.32%時，柱狀晶寬度由90 μm 左右增大到 110 μm 左右.當(dāng)鎳含量增加至4.59%時，柱狀晶寬度達(dá)到最大值，約為420 μm.隨著鎳含量進(jìn)一步增加，柱狀晶寬度下降至270 μm 左右.

圖2 熔敷金屬柱狀晶OM 圖Fig.2 OM images of deposited metal columnar grains.(a) ωNi=2.48%;(b) ωNi=3.32%;(c) ωNi=4.59%;(d) ωNi=5.44%

圖3 熔敷金屬柱狀晶粒尺寸Fig.3 Columnar grain size of deposited metal

在焊接工藝參數(shù)一定的條件下，熔敷金屬柱狀晶尺寸主要與其凝固模式有關(guān).采用Thermal-Cala 熱力學(xué)分析軟件，利用TCFE 7 數(shù)據(jù)庫模擬熔敷金屬的凝固相變過程，分析鎳含量對凝固模式的影響.圖4 為模擬的Ni 元素與溫度的多元體系垂直變溫截面相圖和依據(jù)相圖繪制的熔池液態(tài)金屬凝固模式示意圖.從圖4 可知，隨著鎳含量增加，凝固模式從以δ 鐵素體為初生相的L-δ-γ 模式向L-γ 模式轉(zhuǎn)變；奧氏體晶粒由在δ-F 的邊界形核轉(zhuǎn)變?yōu)橹苯釉谝合嘀行魏?，長大趨勢增加.所以，隨著鎳含量增加，柱狀晶尺寸增大，這對韌性產(chǎn)生不利影響，與文獻(xiàn)研究結(jié)果一致[12-13].隨著鎳含量進(jìn)一步增加，柱狀晶開始細(xì)化；鎳含量進(jìn)一步增加，L-γ 轉(zhuǎn)變溫度降低，化學(xué)元素?cái)U(kuò)散速率減慢，柱狀晶尺寸減小.

圖4 相圖及凝固模式示意圖Fig.4 Phase diagram and schematic diagram of solidification mode.(a) vertical cross-section phase diagrams of deposited metal;(b) schematic of solidification model of weld pool metal

2.3 微觀組織特征

圖2 中可觀察到柱狀晶內(nèi)存在板條狀組織，采用SEM 進(jìn)一步觀察，如圖5 所示.4 種熔敷金屬組織均由板條馬氏體(lath martensite，LM)、板條貝氏體(lath bainite，LB)和聯(lián)合貝氏體組織(coalesced bainite，CB)組成[14].從圖5 可知，隨著鎳含量增加，CB 的數(shù)量明顯增多，板條間析出碳化物的LB 組織相對減少，LM 組織增多.利用Image Pro Plus 軟件對CB 的面積占比進(jìn)行統(tǒng)計(jì)分析，結(jié)果如圖6 所示.由圖6 可知，隨著鎳含量的增加，CB 的面積占比逐漸增加，在Ni 含量為5.44%時，CB 面積占比增加趨勢減緩達(dá)到最大值14%左右.

圖5 熔敷金屬的SEM 圖Fig.5 SEM images of deposited metal.(a) ωNi=2.48%;(b) ωNi=3.32%;(c) ωNi=4.59%;(d) ωNi=5.44%

圖6 CB 面積占比Fig.6 CB area ratio

LM 和LB 數(shù)量主要與馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms和貝氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Bs有關(guān).根據(jù)Andrews經(jīng)驗(yàn)公式[15]計(jì)算Ms和Bs，即

圖7 為相變點(diǎn)溫度變化趨勢.由圖7 可知，隨著鎳含量的增加，Bs與Ms均下降，但二者差值減小.當(dāng)鎳含量較低時，Bs點(diǎn)溫度較高，貝氏體相變可以充分進(jìn)行；鎳含量增加時，Bs與Ms降低并接近，使得貝氏體相變發(fā)生時間較短，隨后進(jìn)行馬氏體相變.最終隨著鎳含量增加，熔敷金屬中馬氏體相對增加，貝氏體相對減少.CB 的增加基于兩個原因，一方面隨著鎳含量的增加，柱狀晶晶粒生長粗大，為隨后的貝氏體鐵素體板條生長提供了足夠的空間，且隨著鎳含量增加，晶內(nèi)組織由交錯分布逐漸變?yōu)槠叫蟹植?，平行分布的貝氏體板條為合并提供便利[16]；另一方面，隨著鎳含量的增加，相變溫度下降，相變驅(qū)動力增加，為貝氏體板條合并提供所需的動力[17-18].

圖7 相變點(diǎn)溫度變化趨勢Fig.7 Temperature change trend diagram of phase transition point

采用TEM 進(jìn)一步確定鎳含量為3.32%時熔敷金屬組織精細(xì)結(jié)構(gòu)，如圖8 所示.圖8a 中粗大的CB 基體上分布著方向不一致的顆粒狀或短條狀碳化物，CB 與周圍的貝氏體、馬氏體板條差異明顯，板條寬度相差1 μm 以上.在圖8b 中可觀察到平行分布的馬氏體、貝氏體板條中間存在薄膜狀組織，以及板條聚合形成的CB 組織.板條聚合使得界面消失，形成粗大的CB 組織，抗裂紋擴(kuò)展能力下降，且粗大的CB 導(dǎo)致組織不均勻也會對韌性產(chǎn)生不利影響[5].

圖8 熔敷金屬TEM 圖Fig.8 TEM images of deposited metal.(a) combined bainite;(b) lath polymerization

為確定板條間存在薄膜狀組織類型，采用TEM 對鎳含量為3.32%時明暗場像進(jìn)行觀察，并進(jìn)行衍射花樣標(biāo)定(圖9)，確認(rèn)薄膜狀組織為殘余奧氏體.薄膜狀殘余奧氏體對熔敷金屬韌性存在一定影響.為探究鎳含量對殘余奧氏體含量的影響，采用X 射線衍射儀(XRD)進(jìn)行定量分析，XRD 衍射圖譜及定量分析結(jié)果如圖10 所示.由圖10b 的XRD 結(jié)果可知，熔敷金屬中鎳含量與殘余奧氏體含量存在正比例關(guān)系，且當(dāng)鎳含量為5.44%時，殘余奧氏體質(zhì)量分?jǐn)?shù)達(dá)到最大值4.2%.

圖9 殘余奧氏體明、暗場像及衍射花樣Fig.9 Bright and dark field images and diffraction patterns of RA.(a) bright field;(b) dark field diffraction petterns

圖10 殘余奧氏體XRD 測量結(jié)果Fig.10 XRD measurement results of retained austenite.(a) XRD pattern;(b) quantitative results

熔敷金屬中鎳含量增加，擴(kuò)大奧氏體相區(qū)，相變點(diǎn)降低，使得奧氏體的穩(wěn)定性增加.而且馬氏體板條內(nèi)存在高密度位錯，高位錯密度管道會加速溶質(zhì)C 原子的擴(kuò)散，從而使得穩(wěn)定性高的奧氏體不發(fā)生轉(zhuǎn)變而殘留下來[19].對于板條間存在的薄膜狀殘余奧氏體組織，普遍認(rèn)為對改善焊縫組織韌性有積極作用，當(dāng)裂紋發(fā)生擴(kuò)展時，薄膜狀殘余奧氏體可有效釋放裂紋尖端應(yīng)力集中，消耗裂紋擴(kuò)展能量使裂紋尖端發(fā)生鈍化，有效阻止裂紋擴(kuò)展，從而提高熔敷金屬韌性[20-22].

2.4 強(qiáng)韌性及斷口形貌

不同鎳含量熔敷金屬試樣力學(xué)性能變化關(guān)系曲線如圖11 和圖12 所示.由圖11 可見，隨著鎳含量的增加，熔敷金屬的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度均增大，并在鎳含量為5.44%時達(dá)到最大值，屈服強(qiáng)度為1 005 MPa，抗拉強(qiáng)度為1 087 MPa.通過測量熔敷金屬末道焊維氏硬度平均值可知，隨著鎳含量增加，熔敷金屬硬度依次為329，336，369，374 HV5.根據(jù)硬度測試結(jié)果并結(jié)合圖5 分析，板條馬氏體增加是熔敷金屬強(qiáng)度增加的主要原因.熔敷金屬的斷后伸長率和沖擊吸收能量均隨鎳含量增加而降低，當(dāng)鎳含量為4.59%時達(dá)到最低值，分別為15%和49 J，這與柱狀晶晶粒大小和組織中CB 的數(shù)量有關(guān).當(dāng)鎳含量由2.48%增加至4.59%時，一方面柱狀晶晶粒尺寸增加(圖2)，晶粒尺寸變大脆性斷裂的趨勢增加[23]；另一方面，板條貝氏體組織聚合形成粗大不均勻的CB 組織，也使得熔敷金屬的韌性下降.研究認(rèn)為CB 中的碳化物會作為起裂源，進(jìn)一步降低韌性[24].當(dāng)鎳含量增至5.44%時，斷后伸長率和沖擊吸收能量分別增大至17%和95 J.這是因?yàn)殒嚭繛?.44%時，柱狀晶晶粒尺寸相對減小，脆化傾向降低，熔敷金屬中CB 占比增加趨勢減緩，而殘余奧氏體數(shù)量增加到最大值4.2%.即薄膜狀殘余奧氏體數(shù)量和晶粒尺寸減小對韌性的優(yōu)化作用大于CB 的劣化影響，韌性上升.

圖11 熔敷金屬的拉伸性能Fig.11 Tensile properties of deposited metal

圖12 熔敷金屬的沖擊性能Fig.12 Impact properties of deposited metal

通過圖11 還可以發(fā)現(xiàn)屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度的差值逐漸增加.通過計(jì)算屈強(qiáng)比發(fā)現(xiàn)，隨著鎳含量增加，屈強(qiáng)比降低，依次為0.96，0.95，0.94 和0.92.屈強(qiáng)比是衡量金屬材料均勻塑性變形能力的重要指標(biāo)，當(dāng)鎳含量為5.44%時，屈強(qiáng)比最低，材料發(fā)生屈服后有較大的塑性變形空間，塑性儲備大，不容易突然開裂，安全性高[25].屈強(qiáng)比降低原因與馬氏體等硬相和殘余奧氏體等軟相增加有關(guān)，軟硬相強(qiáng)度相差較大時，屈服強(qiáng)度降低.綜合考慮，當(dāng)鎳含量為5.44%時，熔敷金屬強(qiáng)度高、韌性良好、屈強(qiáng)比低，熔敷金屬具有最佳的強(qiáng)韌性匹配.韌性變化可以從圖13 不同鎳含量熔敷金屬沖擊試樣的斷口形貌得到驗(yàn)證.

圖13 熔敷金屬的沖擊斷口形貌Fig.13 Impact fracture morphologies of deposited metal.(a) ωNi=2.48%;(b) ωNi=3.32%;(c) ωNi=4.59%;(d) ωNi=5.44%

圖13 為采用SEM 觀察4 種熔敷金屬沖擊斷口形貌.從宏觀斷口可以看出，不同鎳含量熔敷金屬斷口形貌均由韌窩區(qū)、放射區(qū)及剪切唇組成，隨著鎳含量增加，斷口形貌變得越來越平整.從放射區(qū)局部放大圖可以發(fā)現(xiàn)，隨著鎳含量增加，熔敷金屬放射區(qū)韌窩變小、數(shù)量變少，說明熔敷金屬的韌性降低.當(dāng)鎳含量為4.59%時，此時斷口形貌平整，且斷口上出現(xiàn)了二次裂紋，所以熔敷金屬韌性最差.當(dāng)鎳含量增至5.44%時，與鎳含量為4.59%時相比，斷口上韌窩有所增加，且出現(xiàn)不同的解理臺階，說明熔敷金屬韌性有所上升，這與圖12 沖擊試驗(yàn)結(jié)果相一致.

由以上研究可知，隨著鎳含量的增加，1 000 MPa 高強(qiáng)鋼熔敷金屬中的板條馬氏體組織增加是強(qiáng)度增加的主要原因.熔敷金屬柱狀晶尺寸先增大后減小，微觀組織中板條貝氏體聚合減少，聯(lián)合貝氏體及殘余奧氏體增多，綜合影響熔敷金屬韌性.且CB 組織和粗大柱狀晶是熔敷金屬韌性下降的主要原因，薄膜狀殘余奧氏體的增加可改善韌性.

3 結(jié)論

(1) 不同鎳含量熔敷金屬組織均由板條馬氏體、板條貝氏體、聯(lián)合貝氏體和殘余奧氏體組成；隨著Ni 含量增加，板條馬氏體、聯(lián)合貝氏體和殘余數(shù)量增多，板條貝氏體數(shù)量相對減少.

(2) 隨著鎳含量增加，熔敷金屬中板條馬氏體數(shù)量增多，熔敷金屬強(qiáng)度提高；熔敷金屬的柱狀晶寬度、聯(lián)合貝氏體占比增加，脆化傾向增大，塑韌性降低，薄膜狀殘余奧氏體增加可改善熔敷金屬塑韌性.

(3) 隨著鎳含量增加，1 000 MPa 級高強(qiáng)鋼熔敷金屬強(qiáng)度增加，而沖擊吸收能量先降后升；當(dāng)鎳含量為5.44%時，熔敷金屬獲得最佳的強(qiáng)韌性配合：屈服強(qiáng)度為1 005 MPa，-50 ℃下沖擊吸收能量為95 J，屈強(qiáng)比為0.92.