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    t8/5對高強度余熱處理棒材焊接熱影響區(qū)組織和力學(xué)性能的影響

    2014-12-09 09:07:00方建慧鐘慶東劉衛(wèi)東
    機械工程材料 2014年11期
    關(guān)鍵詞:棒材珠光體貝氏體

    肖 軼,方建慧,鐘慶東,劉衛(wèi)東,3

    (1.上海大學(xué),上海市現(xiàn)代冶金與材料制備重點實驗室,上海200072;2.南通職業(yè)大學(xué)機械工程學(xué)院,南通226007;3.南通市鋼鐵冶金過程控制工程技術(shù)研究中心,南通226002)

    0 引 言

    熱軋棒材是建筑、橋梁、鐵路等工程建設(shè)中應(yīng)用最廣泛的鋼鐵產(chǎn)品,工業(yè)經(jīng)濟的迅猛發(fā)展對建筑用鋼的性能、質(zhì)量提出了更高的要求,加速了建筑用鋼品種的優(yōu)化與更新?lián)Q代[1]。由于合金元素價格昂貴,因此在煉鋼過程中通過加入微量釩、鈦、鈮等元素以提高棒材綜合力學(xué)性能的微合金化方法不具備成本優(yōu)勢。在不添加或少量添加合金元素的前提下,通過采用節(jié)約型成分設(shè)計和減量化生產(chǎn)方法來細化晶粒,大幅提高棒材綜合性能的淬火加自回火余熱處理技術(shù)(QTB)[2-3]已在日本等國被廣泛采用[4]。新西蘭已將抗震鋼種500E中釩的質(zhì)量分數(shù)降低了60%;在歐洲,需要進行疲勞試驗以證明材料能夠用于抗震要求的場合,用QTB工藝生產(chǎn)的熱軋棒材產(chǎn)品已被其認可[5]。目前,我國正在加快高強度抗震棒材的推廣應(yīng)用,但QTB工藝生產(chǎn)的棒材在焊接過程中接頭可能會出現(xiàn)晶粒粗化以及抗拉強度、屈服強度降低的現(xiàn)象[6]。焊接接頭性能一般由焊縫和熱影響區(qū)(HAZ)的性能決定,焊縫的組織和性能可以通過選擇合適的焊接材料和參數(shù)來加以匹配,但在焊接熱循環(huán)作用下,HAZ會產(chǎn)生組織不均勻并出現(xiàn)脆化,這往往是導(dǎo)致焊接裂紋或接頭性能下降的重要原因[7-8]。為此,作者運用熱模擬技術(shù),探討了單道次焊接熱循環(huán)時,不同t8/5對高強度余熱處理棒材HAZ顯微組織和力學(xué)性能的影響,為實際生產(chǎn)應(yīng)用中制定合適的焊接工藝參數(shù)提供參考。

    1 試樣制備與試驗方法

    試驗用φ16mm的500MPa級高強度余熱處理棒材由寶鋼南通公司熱軋廠生產(chǎn),其采用QTB工藝控制熱軋后的相變。該棒材具有高的強度和良好的塑韌性,其化學(xué)成分如表1所示。

    將上述棒材加工成11mm×11mm×55mm的熱模擬沖擊試樣,其表面粗糙度Ra為1.6μm。焊接熱模擬試驗在Gleeble-3500型熱模擬試驗機上進行,采用單道次焊接熱循環(huán)進行模擬,峰值溫度為1 320℃,加熱速率為100℃·s-1,保溫0.5s,冷速分別為30,25,20,15,10,5,3,1℃·s-1,即t8/5分別為10,12,15,20,30,60,100,300s。

    表1 高強度余熱處理棒材的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))Tab.1 Chemical composition of high-strength residual heat treatment steel bar(mass) %

    采用JSM-7001F型場發(fā)射掃描電鏡觀察HAZ的微觀組織,腐蝕劑為4%(體積分數(shù))硝酸酒精溶液,腐蝕時間4s;沖擊試驗按照 GB/T 229-2007《金屬材料 夏比沖擊擺錘試驗》在JBC-300型材料沖擊試驗機上進行,沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm,夏比V型缺口位于熱影響區(qū),槽深2mm,試驗溫度為室溫;采用JSM-7001F型掃描電鏡觀察沖擊斷口形貌,并用PHILIP-XL30型電子掃描儀拍照;采用HV-1000型顯微硬度計測維氏硬度,載荷9.8N,保持時間20s,取5個點的平均值。

    2 試驗結(jié)果與討論

    2.1 對粗晶熱影響區(qū)顯微組織的影響

    由圖1可見,高強度余熱處理棒材的原始組織以鐵素體和珠光體為主,有少量夾雜物及明顯的軋制帶狀特征。

    由圖2可見,當t8/5為10,12s時,焊接熱輸入較小,粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)為羽毛狀上貝氏體、下貝氏體(呈細小、彌散、短條狀)和鐵素體的混合組織;當t8/5為15,20s時,貝氏體組織形態(tài)主要呈羽毛狀;當t8/5=60s時,貝氏體的主要形態(tài)為粒狀;隨著焊接熱輸入逐漸增大,粒狀貝氏體逐漸減少,珠光體組織不斷增加;當t8/5為100s時,CGHAZ組織為珠光體和鐵素體,且珠光體含量較高,晶內(nèi)的鐵素體形態(tài)為針狀;當t8/5增大到300s時,CGHAZ組織為珠光體和鐵素體,晶內(nèi)有粗大的魏氏組織,與t8/5=100s時的相比,晶粒明顯粗大。

    圖1 高強度余熱處理棒材的原始SEM形貌Fig.1 SEM morphology of parent metal of high-strength residual heat treatment steel bar:(a)at low magnification and(b)at high magnification

    圖2 不同t8/5下高強度余熱處理棒材粗晶熱影響區(qū)的SEM形貌Fig.2 SEM morphology of CGHAZ of high-strength residual heat treatment steel bar at different t8/5

    2.2 對HAZ硬度的影響

    圖3 高強度余熱處理棒材熱影響區(qū)顯微硬度隨t8/5的變化曲線Fig.3 Change curves of micro-hardness of HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar with different t8/5

    由圖3可見,在每一個t8/5下,從母材到粗晶熱影響區(qū)的硬度都呈增大的趨勢;且隨著t8/5的逐漸減小,熱影響區(qū)的最高硬度逐漸增大;在t8/5為300s時,HAZ的硬度與母材的基本相同,這是由于冷速過慢,HAZ生成的是珠光體和鐵素體組織;在t8/5小于30s時,HAZ的硬度大于母材的,而且隨著t8/5的減小,這種趨勢逐漸明顯,如在t8/5為10s時,HAZ的硬度最高,為370HV,是母材的1.74倍。可見,采用小的熱輸入焊接時容易形成硬脆組織,這對HAZ的綜合性能不利,在實際焊接中應(yīng)該避免過小的熱輸入。

    2.3 對HAZ室溫沖擊韌性及斷口形貌的影響

    2.3.1 對室溫沖擊韌性的影響

    高強度余熱處理棒材母材的室溫沖擊功為170J。由表2可以看出,在不同的t8/5下,高強度余熱處理棒材HAZ的室溫沖擊功與母材的相比均有較大降低。當t8/5為10,12s時,焊接熱輸入很小,HAZ組織中的貝氏體含量較多,存在粗大的組織,HAZ的沖擊功僅約為母材的1/4;隨著t8/5增大,焊接熱輸入增加,珠光體含量增多,貝氏體含量減少,同時HAZ中還存在可以改善沖擊性能的針狀鐵素體,這使得HAZ的沖擊功不斷增大;當t8/5為20,30,60s時,HAZ的沖擊功分別約為母材的48%,51%,54%;在t8/5為100s時,HAZ的沖擊功達到最大,為130J,為母材的76%;此后隨著t8/5進一步增大,焊接熱輸入很大,晶粒變粗,HAZ的沖擊功降為103J,為母材的60%,與t8/5=100s時的相比,HAZ的沖擊功有所下降,但沒有發(fā)生明顯的韌性惡化。因此,高強度余熱處理棒材在t8/5為20~300s時的沖擊韌性能滿足實際生產(chǎn)要求。

    表2 不同t8/5下高強度余熱處理棒材HAZ的室溫沖擊功及其與母材沖擊功的比值Tab.2 Room temperature impact energy of HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar and the ratio of impact energy of HAZ to that of base metal at different t8/5

    2.3.2 對沖擊斷口形貌的影響

    由圖4(a)可見,高強度余熱處理棒材母材的沖擊斷口形貌為等軸韌窩形貌,為韌性斷裂。由圖4(b)可見,t8/5=100s時,HAZ的沖擊斷口為撕裂韌窩形貌和解理斷裂共存的混合型斷口,其主要特征是在斷口心部出現(xiàn)了明顯的河流花樣,而四周又有大面積的韌窩包圍,韌窩數(shù)量較母材的明顯減少,并被河流狀或扇形的解理小平面所代替。由圖4(c)可見,t8/5=30s時,HAZ的沖擊斷口形貌與母材的相似,但其解理斷口上的河流花樣很明顯。由圖4(d)可見,t8/5=12s時,HAZ的斷口形貌主要為準解理斷裂形貌,呈舌狀花樣,孔洞和夾雜物數(shù)量很多,為典型的脆性斷裂形貌。隨著t8/5的減小,HAZ中生成了一定數(shù)量的塊狀鐵素體、針狀鐵素體和呈方向性分布的粒狀貝氏體,由于鐵素體為塊狀,與鄰近組織的形變不協(xié)調(diào),極易在相界面處產(chǎn)生裂紋,其沖擊韌性比較低,當裂紋穿過針狀鐵素體時,針狀鐵素體組織通過形變減弱裂紋前端的應(yīng)力集中,裂紋會呈波浪形路線擴展。因此,斷口形貌由典型的韌窩轉(zhuǎn)向舌狀花樣,且韌窩數(shù)量及韌窩區(qū)面積減小,表面平齊,呈結(jié)晶狀亮灰色的解理斷口區(qū)域增多,孔洞和夾雜物的數(shù)量也增多??梢姡瑳_擊斷口形貌隨t8/5降低而表現(xiàn)出來的特征與表2的結(jié)果相符。

    圖4 高強度余熱處理棒材母材及不同t8/5下HAZ的沖擊斷口形貌Fig.4 Impact fracture morphology of base metal and HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar:(a)base metal and(b-d)HAZ impact fracture morphology at t8/5of 100s,30sand 12s

    3 結(jié) 論

    (1)當t8/5<15s時,高強度余熱處理棒材CGHAZ為羽毛狀上貝氏體、短條狀下貝氏體和鐵素體組織;隨著t8/5增大,CGHAZ組織轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w、珠光體和鐵素體的混合組織;當t8/5>60s時,CGHAZ組織為珠光體和鐵素體。

    (2)在不同t8/5下,從高強度余熱處理棒材母材到CGHAZ的顯微硬度不斷增大;隨著t8/5減小,HAZ的硬度呈逐漸增大的趨勢。

    (3)隨著t8/5增大,HAZ的室溫沖擊功先逐漸增大,并在t8/5=100s時達到最大;沖擊斷口形貌也隨著t8/5增大由準解理斷裂形貌逐漸轉(zhuǎn)為撕裂韌窩和解理斷裂共存的混合斷口形貌;t8/5在20~300s時,高強度余熱處理棒材的沖擊韌性能滿足實際生產(chǎn)要求。

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