V-N微合金鋼焊接熱影響區(qū)組織與力學(xué)性能研究

于全成，顧大慶，麻 衡

（萊蕪鋼鐵集團(tuán)銀山型鋼有限公司，山東 濟(jì)南271104）

V-N 微合金鋼的應(yīng)用要求其具有良好的焊接性能。目前，V-N 微合金鋼板的生產(chǎn)主要是結(jié)合TMCP 工藝制成以確保力學(xué)性能，但是經(jīng)控軋控冷所得的精細(xì)組織會因焊接熱循環(huán)過程而快速長大，晶粒異常粗化也就是焊接過程中提到的粗晶熱影響區(qū)（CGHAZ）［1-3］。不論是單道次焊接的 CGHAZ還是多道次焊接的臨界再加熱粗晶熱影響區(qū)（ICRCGHAZ）都會產(chǎn)生局部脆性區(qū)（LBZ），較大的奧氏體晶粒尺寸不利于焊接接頭的沖擊韌性，厚規(guī)格的鋼板往往需要較多的道次才能夠?qū)⒑附悠驴谔顫M［4-8］。第一道次形成的粗晶熱影響區(qū)會被第二道次的焊接過程進(jìn)行類似于回火熱處理過程，當(dāng)?shù)诙畏逯禍囟萒p2位于Ac1～Ac3之間時，便會形成臨界加熱粗晶熱影響區(qū)，Tp2小于Ac1為亞臨界粗晶區(qū)（SCGHAZ），Tp2在Ac3～1 200 ℃時形成臨界粗晶熱影響區(qū)（SRCGHAZ），Tp2大于1 200 ℃時會形成二次粗晶熱影響區(qū)（UACGHAZ），對焊接接頭的性能有較大影響，因此研究焊接熱影響區(qū)的組織和性能是極為重要［9-11］。

本研究主要是通過焊接熱模擬來研究單、雙道次不同線能量及峰值溫度對CGHAZ 性能的影響，將沖擊功和硬度作為評價CGHAZ力學(xué)性能的主要指標(biāo)，應(yīng)用OM、SEM 觀察顯微組織、斷口及形貌差異，觀察沖擊斷口處裂紋的擴(kuò)展，研究其斷裂機(jī)制，利用TEM 觀察粗晶熱影響區(qū)中V（C，N）的析出行為，應(yīng)用EBSD分析組織的晶體學(xué)特征，研究了V-N微合金鋼焊接粗晶熱影響區(qū)顯微組織、析出相析出行為和力學(xué)性能之間的關(guān)系。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼為30 mm厚度規(guī)格TMCP工藝生產(chǎn)的V-N微合金化鋼板，試驗鋼的成分如表1所示。在MMS300 熱模擬試驗機(jī)上進(jìn)行線能量為15、20、40、60 kJ/cm 的單道次焊接熱循環(huán)模擬，研究了不同線能量下粗晶熱影響區(qū)組織變化及沖擊韌性情況。熱模擬試樣垂直于軋板軋制方向取樣，試樣尺寸為11 mm×11 mm×55 mm。焊接熱循環(huán)過程模擬板厚為10 mm，依據(jù)2D Rykalin 數(shù)學(xué)模型制定試驗工藝的熱循環(huán)模擬曲線。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

單道次焊接熱循環(huán)曲線形狀如圖1 所示。實現(xiàn)具體工藝如下：試樣先以100 ℃/s 加熱至峰值溫度1 350 ℃，等溫1 s。根據(jù)公式反推出不同線能量下的t8/5。線能量由小到大對應(yīng)的t8/5分別為12.38、22.01、88.04、198.08 s，每個工藝參數(shù)做4組，終冷溫度為350 ℃。

圖1 單道次焊接的熱循環(huán)曲線

用Thermo-calc-2017bc 計算出試驗鋼的Ac1和Ac3分別為674 ℃和840 ℃。結(jié)合計算的數(shù)值，設(shè)置Tp2為4組不同的溫度對應(yīng)不同的區(qū)域，其中600 ℃對應(yīng)SCGHAZ，800 ℃對應(yīng) ICRCGHAZ，1 000 ℃對應(yīng)SRCGHAZ，1 300 ℃對應(yīng)UACGHAZ。

雙道次焊接熱循環(huán)曲線如圖2所示，第一道次的預(yù)熱溫度為20 ℃，加熱速度為100 ℃/s，保溫時間為1 s，線能量設(shè)定為15 kJ/cm，層間溫度為150 ℃，對應(yīng)的t8/5為12.38 s。第二道次焊接過程中，試樣分別以 100 ℃/s 加熱至 600、800、1 000 和1 300 ℃，之后等溫1 s，終冷溫度為250 ℃，線能量設(shè)定為15 kJ/cm，對應(yīng)的t8/5為26.61 s。試驗中測定出的焊接熱循環(huán)曲線如圖2所示，每個工藝重復(fù)進(jìn)行4次試驗。

圖2 雙道次焊接熱模擬熱循環(huán)曲線

組織性能檢測的區(qū)域均在熱電偶電焊處，焊接熱循環(huán)試驗后將試驗后試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)的夏比v口沖擊試樣，尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。沖擊試驗測試的是-20 ℃下試樣的沖擊性能，在擺錘試驗機(jī)上進(jìn)行，所參照的標(biāo)準(zhǔn)為ASTM E23試驗標(biāo)準(zhǔn)。為應(yīng)對試驗過程中轉(zhuǎn)移試樣過程中的溫度升高現(xiàn)象，將試樣冷卻溫度下調(diào)3 ℃。相同焊接參數(shù)下的沖擊試驗進(jìn)行4組，沖擊功為計算的平均值。維氏硬度用FM700硬度計進(jìn)行測定，施壓載荷為500 g，載荷時間為10 s，每個工藝下測定10 個點取平均值。金相試樣的取樣位置定在檢測熱電偶處，研磨拋光后用4%硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，之后，利用OLYMPUS BX53M 光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相觀察。原奧氏體晶粒平均尺寸采截線法，利用Image pro軟件進(jìn)行測定。關(guān)于晶界取向差的研究，試樣經(jīng)過12.5%的高氯酸酒精溶液進(jìn)行電解拋光后，采用OLYMPUS BX53M 場發(fā)射掃描電鏡EBSD 系統(tǒng)觀察。TEM 試驗利用FEI Tecnai G2 F20，加速電壓采用200 kV，試樣采用雙噴處理，析出物的化學(xué)成分利用EDX進(jìn)行測定。

2 試驗結(jié)果

2.1 力學(xué)性能

表2 為單道次焊接熱模擬試驗CGHAZ 的維氏硬度和-20 ℃條件下沖擊功同線能量的關(guān)系。通過表2 數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)，隨著線能量的增加，熱影響區(qū)的硬度減小。線能量15 kJ/cm 時，其硬度值261.5 HV 較基體220 HV 相差較大，容易造成局部應(yīng)力集中。較大的硬度差和較低的低溫沖擊韌性會使實際的焊接接頭出現(xiàn)局部脆性區(qū)。線能量20 kJ/cm 時，其硬度值與基體差別相比15 kJ/cm 時減少了50%，其低溫沖擊韌性相對較好。線能量40 kJ/cm 和60 kJ/cm 在硬度匹配上較為合理，與基體相當(dāng)，但因鐵素體的粗化，大大降低了沖擊韌性，惡化了焊接接頭性能。

表2 單道次CGHAZ的硬度和沖擊韌性

從性能的角度來說，一般要求熱影響區(qū)、焊縫和基體具有良好的匹配，這樣在各個區(qū)域的變形能夠更加均勻化，對焊接接頭的應(yīng)力集中起到了較為有效的緩解作用［12-13］。強(qiáng)化機(jī)制是對鋼材的良好性能的直觀解釋，熱模擬所得的粗晶熱影響區(qū)的高硬度現(xiàn)象是由于以下幾種強(qiáng)化機(jī)制［14-15］：置換原子（Mn、Si）和間隙原子（C、N）的固溶強(qiáng)化作用；位錯強(qiáng)化作用；相變強(qiáng)化作用，主要為針狀鐵素體、馬氏體、貝氏體及珠光體；析出強(qiáng)化作用，析出相為V（C，N）；晶界強(qiáng)化作用。

表3為雙道次焊接熱模擬試驗在線能量15 kJ/cm、不同Tp2條件下的硬度和沖擊功。結(jié)合硬度與韌性的關(guān)系可發(fā)現(xiàn)，隨著第二道次峰值溫度的提高到1 000 ℃，沖擊韌性明顯提升，同UACGHAZ相比SRCGHAZ硬度有所下降。當(dāng)峰值溫度達(dá)到1 300 ℃時，二次粗晶熱影響區(qū)主要為淬火馬氏體組織，因此沖擊韌性較差。

表3 雙道次CGHAZ在不同TP2溫度下的硬度和沖擊韌性

2.2 顯微組織

圖3 為單道次焊接熱模擬試驗CGHAZ 不同線能量下的OM顯微組織。當(dāng)Q=15 kJ/cm時，CGHAZ顯微組織由少量多邊形鐵素體、針狀鐵素體、貝氏體和少量馬氏體組成。由于其相變強(qiáng)化作用，使其硬度最高，原奧氏體晶粒平均尺寸53 μm；Q=20 kJ/cm時，CGHAZ顯微組織由部分板條貝氏體、粒狀貝氏體及鐵素體組成，原奧氏體晶粒平均尺寸157 μm，鐵素體沿奧氏體晶界形成且原奧氏體晶界內(nèi)部分針狀鐵素體開始形核，也能觀察到貝氏體束形核位置的趨勢；Q=40 kJ/cm時，CGHAZ顯微組織為針狀鐵素體+粒狀貝氏體+鐵素體，原奧氏體晶粒平均尺寸163 μm，其中晶界鐵素體的尺寸較20 kJ/cm線能量有明顯增加；Q=60 kJ/cm時，CGHAZ顯微組織為針狀鐵素體+少量粒狀貝氏體+鐵素體，原奧氏體晶粒平均尺寸325 μm，晶界鐵素體尺寸明顯增大。可看出隨著線能量的增加，組織中鐵素體的比重越來越大，原奧氏體尺寸和晶界鐵素體的尺寸逐漸增加。有研究表明［16-17］，影響原奧氏體晶粒尺寸的主要因素是再加熱溫度，當(dāng)鋼中的微合金元素充分回溶后就會出現(xiàn)原奧氏體晶粒異常粗化現(xiàn)象。與此同時，在高溫冷卻的過程中也會出現(xiàn)奧氏體晶粒粗化的現(xiàn)象。

圖3 單道次CGHAZ在不同線能量下的金相組織

圖4為經(jīng)EBSD分析所得單道次不同線能量下CGHAZ顯微組織的位相關(guān)系圖和晶界取向差質(zhì)量圖。圖中紅線表示2～15°的低角度晶界，黑線表示＞15°的高角度晶界。由位相關(guān)系圖可看出，隨著焊接線能量的增大，晶體位向圖的顏色差越來越小，晶體的位相差越來越小。通過晶界取向圖可看出，高角度晶界主要分布在晶界處，小角度晶界分布在晶粒內(nèi)部。有研究表明，大角度晶界能夠有效阻礙裂紋擴(kuò)展，大角度晶界在裂紋擴(kuò)展的過程中會導(dǎo)致裂紋發(fā)生轉(zhuǎn)向，使裂紋擴(kuò)展路徑變復(fù)雜，提高沖擊吸收功。線能量15 kJ/cm組織中板條狀組織較多，大角度晶界主要分布在條狀組織的晶界和多邊形鐵素體晶界處，組織中大角度晶界的比例更高；40 kJ/cm線能量下其大角度晶界主要在多邊形鐵素體晶界處，小角度晶界分布在晶粒內(nèi)部；60 kJ/cm時，結(jié)合金相圖可知其板條狀組織逐漸粗化，同一區(qū)域面積內(nèi)大角度晶界較少，15 kJ/cm和60 kJ/cm組織中小角度晶界的比例分別為58%和62%。

圖5 為線能量15 kJ/cm 下雙道次CGHAZ 在不同TP2 溫度下的顯金相組織和EBSD 晶界取向圖。其中，EBSD晶界取向圖中紅線代表2～15°的低角度晶界，黑線代表＞15°的高角度晶界。第一道次焊接熱循環(huán)后，其組織可以參照圖3a中所示，主要為針狀鐵素體、貝氏體及少量沿著原奧氏體晶界分布的多邊形鐵素體；Tp2=800 ℃時，原奧氏體晶界處富集多邊形鐵素體、部分板條貝氏體及少許粒狀貝氏體，原奧氏體晶界內(nèi)部的組織也以這三個為主，并且其中小角度晶界大都集中分布在鐵素體內(nèi)部，高角度晶界密集分布在細(xì)小的鐵素體晶界處。大角度晶界有利于材料的沖擊韌性的改善，大角度晶界的比重越大，對鋼材的低溫韌性具有促進(jìn)作用；在Tp2=1 000 ℃時，組織中多邊形鐵素體的比重增加，尺寸變大，大角度晶界分布在多邊形鐵素體外側(cè)，組織中存在細(xì)小的珠光體和M-A島。

圖5 雙道次CGHAZ在不同TP2溫度下的金相組織和EBSD晶界取向圖

圖6為線能量15 kJ/cm、峰值溫度1 000 ℃下雙道次CGHAZ的SEM形貌及C元素分布圖。通過圖中可以發(fā)現(xiàn)細(xì)小的M/A 島均勻的分布在鐵素體晶粒內(nèi)部，并有部分M/A 島沿著原奧氏體晶粒分布。利用image-pro軟件測得M/A島的尺寸較小一般都不到1 μm。在C 元素分布圖中，根據(jù)色卡對比，其中藍(lán)色越深代表碳含量越低。通過分布圖，可以驗證許多M/A島沿著原奧氏體晶界分布的規(guī)律，整體碳含量不高，集中分布的區(qū)域也只是顯示黃色。

圖6 線能量15 kJ/cm、峰值溫度1 000 ℃下雙道次CGHAZ的SEM形貌及C元素分布圖

3 分析與討論

3.1 單道次焊接試驗結(jié)果分析

圖7 為單道次CGHAZ 的沖擊斷口形貌與裂紋擴(kuò)展SEM圖片，通過圖中可以看出明顯的脆性斷裂特征，在試驗設(shè)定的線能量中每組的斷裂方式都是以脆性斷裂為主。從圖7中可以看出線能量15 kJ/cm條件下，斷口上存在著較大的解理面，表明裂紋擴(kuò)展功較小，裂紋有的橫穿粒狀貝氏體組織，有的沿著板條狀貝氏體近似直線擴(kuò)展，這也是導(dǎo)致產(chǎn)生較大解理面的原因；20 kJ/cm 條件下，斷口處呈現(xiàn)解理面同韌窩共存的現(xiàn)象，其解理面較15 kJ/cm的小，河流花樣相對復(fù)雜，該條件下屬于混合斷裂機(jī)制，其裂紋擴(kuò)展至鐵素體區(qū)發(fā)生了塑性變形和轉(zhuǎn)向，表明大角度晶界對裂紋擴(kuò)展的阻礙作用；線能量繼續(xù)上升至40 kJ/cm時，其斷口形貌以明顯的河流花樣和解理小刻面為主，明顯的低吸收功特點，解理面尺寸較大，表面平坦，降低了裂紋擴(kuò)展所需能量，且裂紋均穿過粗大的鐵素體直線擴(kuò)展，表明該條件下整體的裂紋形成和擴(kuò)展功顯著降低，大大降低了沖擊韌性。

有研究表明［18-19］，納米級析出V（C，N）能夠有效促進(jìn)晶內(nèi)針狀鐵素體形核，該作用在圖3中有很好的體現(xiàn)，針狀鐵素體對沖擊韌性有一定的改善作用，但在高線能量條件下晶界鐵素體粗大化會惡化材料的韌性。

圖8 為線能量15 kJ/cm 下單道次CGHAZ TEM圖片。圖8a、b 為M-A 島分布在鐵素體基體上，根據(jù)貝氏體的定義，可以判斷出該部分為貝氏體相組織，且多為粒狀貝氏體。圖8c、d 為組織中典型的板條狀組織，包括板條狀貝氏體和針狀鐵素體，該組織對鋼中的強(qiáng)韌性具有較大的貢獻(xiàn)，因此15 kJ/cm線能量下組織的沖擊韌性相對較好。

圖7 單道次CGHAZ的沖擊斷口形貌與裂紋擴(kuò)展SEM圖片

圖8 線能量15 kJ/cm下單道次CGHAZ TEM圖片

析出物形貌及化學(xué)成分如圖9所示，在組織中彌散地分布著10～20 nm橢圓形及條狀的VN析出相，從形態(tài)上分析，可能形成于原奧氏體內(nèi)部的亞晶界或位錯線等缺陷區(qū)域。

圖9 線能量15 kJ/cm下單道次CGHAZ組織中析出物的TEM圖片及EDX能譜圖片

3.2 多道次焊接試驗結(jié)果分析

圖10 為雙道次CGHAZ 的沖擊斷口形貌與裂紋擴(kuò)展SEM 圖片。在Tp2=150 ℃的條件下時，其組織為針狀鐵素體、粒狀貝氏體加少量多邊形鐵素體。有研究表明，針狀鐵素體會以V（C，N）為形核點在晶內(nèi)析出，粒狀貝氏體從原奧氏體晶粒處形核長大。該處裂紋擴(kuò)展主要以直線形式橫穿粒狀貝氏體晶粒，沖擊斷口形成較大的解理面，擴(kuò)展路徑路過針狀鐵素體后會發(fā)生偏轉(zhuǎn)導(dǎo)致細(xì)小的解理面形成。

圖10 雙道次CGHAZ的沖擊斷口形貌與裂紋擴(kuò)展SEM圖片

Tp2為800 ℃時，原奧氏體晶界處富集著些許多邊形鐵素體、部分板條貝氏體及少許粒狀貝氏體，原先的粒狀貝氏大都奧氏體化轉(zhuǎn)變?yōu)槌?xì)晶鐵素體。高角度晶界在細(xì)小的鐵素體晶界處分布的更加密集，對裂紋的擴(kuò)展有很好的抑制作用，結(jié)合圖9c可以發(fā)現(xiàn)裂紋終止在細(xì)小的鐵素體晶界處，斷口處韌渦數(shù)量明顯上升；Tp2為1 000 ℃時，沖擊韌性最好，主要是因為小尺寸的多邊形鐵素體，增加了大角度晶界的比例，提供了較大的解理斷裂的阻力，其裂紋擴(kuò)展路徑較為復(fù)雜，呈z 字型，整個斷口都是典型的韌渦和極小的解理面。

V（C，N）析出和M-A 島硬度較大，易成為裂紋源頭，M-A島的數(shù)量和形態(tài)都是影響韌性的重要因素。大的M-A 島能夠促進(jìn)解理裂紋的形成，使熱影響區(qū)中裂紋萌生能下降，棒狀的M-A 島有利于韌性，塊狀不利于沖擊韌性。當(dāng)M-A 島細(xì)小均勻分布時有利于組織的韌性，由于受C 擴(kuò)散的影響，組織中M-A 島主要在邊界處形成［20-21］。在低碳的含有較多的V（C，N）的奧氏體中能夠為針狀鐵素體提供有效的形核點，鐵素體形核長大后會將過冷奧氏體分割成若干細(xì)塊，對M-A島也有細(xì)化作用，此外隨著V（C，N）的析出，消耗了部分C元素，使得偏聚在M-A島上的C含量有所下降，因C是硬度正相關(guān)的元素，M-A 島的硬度會有所下降，有利于改善沖擊韌性。

4 結(jié) 論

本文研究了不同線能量下的單道次CGHAZ和不同二次峰值溫度下的雙道CGHAZ，分別研究了其組織演變、力學(xué)性能及析出行為，并分析了V（C，N）析出對CGHAZ組織性能的影響。

4.1 單道次焊接熱模擬試驗中，隨著線能量的增加，組織中晶界鐵素體的比重逐漸增大，且尺寸增大明顯，原奧氏體晶粒尺寸也在逐步增加，硬度逐漸降低。V（C，N）能夠促進(jìn)晶內(nèi)針狀熱鐵素體形核，對沖擊韌性有改善作用，但是在高線能量下，粗大的多邊形鐵素體晶界的惡化作用大于針狀鐵素體的改善作用，因而韌性較差。

4.2 雙道次焊接熱模擬試驗中，Tp2為1 000 ℃時沖擊韌性最好，主要是因為小尺寸的多邊形鐵素體，增加了大角度晶界的比例，提供了較大的解理斷裂的阻力，對裂紋的擴(kuò)展有很好的抑制作用，在對比試驗中得到了較高的沖擊韌性。

4.3 臨界加熱粗晶熱影響區(qū)中存在細(xì)小均勻分布的M-A 島，并有部分M-A 島沿著原奧氏體晶粒分布，由于V（C，N）細(xì)化了M-A 島，并吸收了C元素，降低了M-A島的硬度，提高了材料整體的韌性。