Q960E 焊接粗晶區(qū)組織的再熱脆化與軟化分析

董現(xiàn)春，張楠，張俠洲，田志凌

(1.首鋼集團有限公司技術(shù)研究院,北京,100041；2.中機新材料研究院(鄭州)有限公司,鄭州,450001；3.北京機科國創(chuàng)輕量化科學(xué)研究院有限公司,北京,100083；4.鋼鐵研究總院,北京,100081)

0 序言

近年來，商用車輕量化進程帶動了大梁鋼向著高強度、薄規(guī)格的方向發(fā)展[1].Q960E 作為重型商用車大梁應(yīng)用的最高強度級別材料，具有高強度、高硬度和高碳當(dāng)量(Ceq)的特點[2]，在焊接熱循環(huán)作用下不可避免的出現(xiàn)熱影響粗晶區(qū)(CGHAZ)脆化和熱影響區(qū)(HAZ)局部軟化問題，嚴重制約Q960E焊接梁架結(jié)構(gòu)的使役安全性.Zhou 等人[3]研究發(fā)現(xiàn)，隨著焊接熱輸入的增加，CGHAZ 組織由板條馬氏體向粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變，且基體上分布大量M/A組元，并在沖擊作用下易與基體剝離；Lambert 和Davis 等人[4-5]進一步研究證明了在高碳當(dāng)量材料中，CGHAZ 熱影響區(qū)組織中的M/A 組元會惡化材料韌性，其研究結(jié)果被Wang 等人[6]進一步利用透射電鏡所證實.張楠等人[7]在針對700 MPa 級大梁鋼也開展了單道次焊接接頭軟化行為分析，并在此基礎(chǔ)上進一步研究了1 500 MPa 高強鋼HAZ 析出相尺寸、數(shù)量、分布和形態(tài)對不同t8/5下的CGHAZ軟化的影響[8].以上研究僅對單次熱循環(huán)HAZ 的脆化研究相對比較系統(tǒng)，但考慮到采用Q960E 高強鋼制造輕量化商用車工字梁結(jié)構(gòu)，其腹板因焊接形成的HAZ 會受到二次熱循環(huán)的作用.根據(jù)二次峰值溫度(tp2)的不同，將再熱CGHAZ 進一步細分為未變粗晶熱影響區(qū)(位置A，UA CGHAZ，tp2≥1 200 ℃)，過臨界粗晶熱影響區(qū)(位置B，SCR CGHAZ，Ac3≤tp2＜1 200 ℃)，臨界粗晶熱影響區(qū)(位置C，ICR CGHAZ，Ac1≤tp2＜Ac3)和亞臨界粗晶熱影響區(qū)(位置D，SR CGHAZ，tp2＜Ac1)，進而針對Q960E大梁鋼開展焊后CGHAZ 區(qū)再熱組織脆化[9-11]和軟化[12-14]，原因分析研究尚未見公開報道.通過前期研究[15]，開發(fā)了一種低碳當(dāng)量Q960E大梁鋼.在前期研究的基礎(chǔ)上，通過焊接熱模擬手段，對比分析了兩種碳當(dāng)量Q960E 再熱CGHAZ 組織的形貌、沖擊吸收能量和硬度分布特征，進一步揭示了脆化薄弱區(qū)和軟化區(qū)的原因，為低碳當(dāng)量Q960E 大梁鋼在輕量化商用車制造領(lǐng)域的應(yīng)用提供前期研究基礎(chǔ).

1 試驗方法

試驗用6.5 mm 厚低碳當(dāng)量設(shè)計的Q960E 鋼板及其對比鋼的化學(xué)成分見表1，兩種材料經(jīng)900 ℃ +15 min 高溫感應(yīng)淬火后，連續(xù)完成550 ℃+15 min 高頻感應(yīng)回火，得到表2 所示力學(xué)性能.

表1 Q960E 和對比鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical composition of Q960E and its comparative steel

表2 Q960E 和對比鋼的典型力學(xué)性能Table 2 Typical mechanical properties of Q960E and its comparative steel

1.1 試驗方法

對Q960E 及對比鋼加工6 mm (板厚) × 11 mm(板縱向) × 90 mm (板橫向)的焊接熱模擬試樣.通過測定兩種材料在焊接熱循環(huán)t8/5=7 s 條件下的相變溫度Ac1分別為705 和691 ℃，Ac3分別為825和810 ℃，由此制定表3 焊接熱模擬工藝.

表3 CGHAZ 熱模擬工藝Table 3 Thermal simulation process of CGHAZ

將試樣沿著熱模擬熱電偶點位置為中心加工55 mm × 10 mm × 5 mm 的沖擊試樣，加工深度2 mm 的V 形缺口，并根據(jù)國家標準GB/T 2650，采用ZBC2452-3 型沖擊試驗機測試缺口位置-40 ℃下的沖擊吸收能量.

根據(jù)國家標準GB/T 2654 制樣，并采用HVS-10Z 型維氏硬度計測試熱電偶點位置的硬度，加載載荷為19.6 N，加載時間15 s，測試3 個值后取均值.

對熱電偶區(qū)域截取金相試樣，經(jīng)研磨、拋光后，用3%硝酸酒精進行侵蝕，利用BX35 型光學(xué)顯微鏡和Libra120 型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察其顯微組織形態(tài)；利用電解雙噴技術(shù)，獲得熱電偶區(qū)金屬薄片，并在JEM-2100F 透射電鏡(TEM)上觀察微區(qū)組織及第二相粒子形態(tài)，EDS 分析其成分.

2 試驗結(jié)果

2.1 顯微組織

當(dāng)采用熱模擬1 工藝進行第一次模擬熱循環(huán)(t8/5=7 s)后，兩種成分鋼在不同tp2條件下進行二次熱循環(huán)，其室溫下再熱粗晶熱影響區(qū)的SEM 像如圖1 所示.UA CGHAZ 的組織形態(tài)為板條馬氏體，經(jīng)過兩次熱循環(huán)后的Q960E 和對比鋼的UA CGHAZ 位置的馬氏體packet 和block 尺寸相差不大.經(jīng)二次正火處理的SCR CGHAZ 可見等軸態(tài)晶界，組織以馬氏體+貝氏體為主.經(jīng)模擬兩相區(qū)短暫熱處理獲得的ICR CGHAZ 得到馬氏體+殘余奧氏體的混合組織，組織均勻性惡化.SR CGHAZ的組織基本保持了CGHAZ 粗大的晶粒特征，但經(jīng)模擬短暫高溫回火后的組織邊界相對模糊，而觀察到對比鋼SR CGHAZ 板條束間存在大量“白亮帶”組織.

圖1 不同tp2 溫度下再熱CGHAZ 的SEM 像Fig.1 SEM images of reheated CGHAZ under different tp2 temperatures.(a) UA CGHAZ of Q960E;(b) UA CGHAZ of comparative steel;(c) SCR CGHAZ of Q960E;(d) SCR CGHAZ of comparative steel;(e) ICR CGHAZ of Q960E;(f) ICR CGHAZ of comparative steel;(g) SR CGHAZ of Q960E;(h) SR CGHAZ of comparative steel

2.2 力學(xué)性能

Q960E 和對比鋼經(jīng)不同熱模擬工藝下-40 ℃沖擊吸收能量和顯微硬度值如圖2 所示.由圖2a 可知，Q960E 熱模擬CGHAZ，UA CGHAZ，SCR CGHAZ，ICR CGHAZ 和SR CGHAZ 的-40 ℃沖擊吸收能量優(yōu)于對比鋼，分別為46，32，44，27和16 J，二次熱循環(huán)和一次熱循環(huán)的沖擊吸收能量相差較為明顯，SR CGHAZ 的沖擊吸收能量最低，對比鋼的SR CGHAZ 脆化最為嚴重，沖擊吸收能量僅9 J.圖2b 所示SR CGHAZ 為硬度低谷值，發(fā)生軟化.

圖2 不同tp2 溫度兩種試驗鋼沖擊吸收能量和硬度分布Fig.2 Impact absorption energy and hardness distribution of two test steels at different tp2 temperatures.(a) impact absorption energy;(b) hardness distribution

3 試驗結(jié)果分析

Q960E 大梁鋼在商用車使役條件下可能承受著瞬態(tài)高應(yīng)力負載.Q960E 焊接接頭熱影響區(qū)的韌性改善有助于抑制疲勞裂紋擴展速率，提高焊接梁架的疲勞耐久性.C 作為有效提高淬透性，提升熱影響區(qū)強度和硬度的基本元素，可顯著提高Ceq值，對焊接性不利.V 作為一種微合金化元素，在550～ 600 ℃下馳豫可顯著提升鋼材的屈服強度[16]，但對Ceq的增加并不顯著.由此，文中給出了表1所示低Ceq設(shè)計的Q960E 成分，通過降C、去Cu-Ni、加V 處理，得到與傳統(tǒng)成分體系不同的低碳當(dāng)量、高強度Q960E 大梁鋼[15]，旨在焊后通過損失一定的HAZ 硬度(圖2b)來換取低碳當(dāng)量Q960E 大梁鋼HAZ 韌性的改善，從而提升商用車梁架的疲勞壽命[2].由于HAZ 較窄，通過熱模擬過程獲得可供分析的熱影響區(qū)域，重點討論兩種成分鋼焊后脆化最嚴重的ICR CGHAZ 和SR CGHAZ 脆化原因，以及低碳當(dāng)量Q960E 焊接熱模擬SR CGHAZ 硬度低于對比鋼的主要原因.

3.1 ICR CGHAZ 和SR CGHAZ 的脆化

根據(jù)試驗結(jié)果可見，Q960E 和對比鋼經(jīng)二次熱循環(huán)后，顯著發(fā)生脆化的區(qū)域是ICR CGHAZ 和SR CGHAZ.圖3 為Q960E 大梁鋼的ICR CGHAZ 的TEM 像，該區(qū)組織可進一步細分為回火馬氏體 +短片狀的孿晶馬氏體+殘余奧氏體組成.在二次熱循環(huán)作用下，部分一次熱循環(huán)的馬氏體板條邊界重新生成了奧氏體，由于奧氏體溶C 能力強，馬氏體中的C 原子經(jīng)短距擴散進入邊界位置的奧氏體，使得奧氏體穩(wěn)定性和體積增加.在隨后冷卻過程中，一部分不穩(wěn)定的奧氏體轉(zhuǎn)化為孿晶馬氏體，溶C 較多的奧氏體隨之冷卻至室溫，同時，末奧氏體化的一次熱循環(huán)馬氏體經(jīng)二次“回火”，板條組織略有長大，位錯密度降低.由于回火馬氏體C 元素含量相對孿晶馬氏體較低，屬于軟相；而孿晶馬氏體通過原奧氏體溶C 變得脆硬，韌性極差.殘余奧氏體中C 元素含量最高，穩(wěn)定到室溫后易夾在回火馬氏體與孿晶馬氏體中間，同樣屬于脆硬相[17-18].在沖擊載荷作用下極易發(fā)生脆斷，這也是該區(qū)發(fā)生再熱脆化的原因.

圖3 Q960E 大梁鋼ICR CGHAZ 的TEM 像Fig.3 TEM images of ICR CGHAZ of Q960E.(a) bright field image;(b) dark field image;(c) diffraction pattern of retained austenite

SR CGHAZ 是在一次CGHAZ 組織的基礎(chǔ)上再經(jīng)短暫的“高溫回火”后形成的，Q960E 和對比鋼在該區(qū)的沖擊韌性最低.通過圖4 的TEM 像可見，Q960E 由于Ceq較對比鋼低，在一次熱循環(huán)后的CGHAZ 的馬氏體組織中位錯密度較高，但未發(fā)現(xiàn)影響韌性的孿晶馬氏體存在，經(jīng)二次“高溫回火”后，馬氏體板條界呈現(xiàn)點狀析出碳化物；而對比鋼在一次熱循環(huán)CGHAZ 的組織中呈現(xiàn)大量孿晶馬氏體，經(jīng)二次“高溫回火”后在晶界發(fā)現(xiàn)點狀和條狀碳化物，這是該區(qū)韌性最低的主要原因.

圖4 兩種試驗鋼的CGHAZ 和SR CGHAZ 的TEM 像Fig.4 TEM images of CGHAZ and SR CGHAZ of two test steels.(a) CGHAZ of Q960E;(b) SR CGHAZ of Q960E;(c) CGHAZ of comparative steel;(d)SR CGHAZ of comparative steel

3.2 SR CGHAZ 的軟化

由于焊接特有的熱循環(huán)過程使得Q960E 的CGHAZ 組織發(fā)生了與母材不同的組織形貌.圖5為母材經(jīng)15 min 短暫的感應(yīng)淬火+感應(yīng)回火熱處理后，晶粒尺寸均勻細小，約8～ 10 μm.經(jīng)焊接熱循環(huán)后，該區(qū)瞬時峰值溫度接近1 300 ℃[7]，焊接空冷條件下得到板條狀馬氏體組織，并可見原高溫下等軸奧氏體晶粒，尺寸約為50～ 100 μm.可見，粗晶區(qū)晶粒長大顯著，成為CGHAZ 軟化的原因之一.

圖5 低碳當(dāng)量Q960E 母材及其模擬CGHAZ 金相組織Fig.5 Microstructure of low carbon equivalent Q960E and its simulated CGHAZ.(a) Q960E; (b)CGHAZ

變形強化喪失是SR CGHAZ 軟化的內(nèi)在原因.利用TEM 對低碳當(dāng)量Q960E 母材、CGHAZ 和SR CGHAZ 進行了微區(qū)分析.圖6 為母材中相對均勻析出的50 nm 及以下尺度析出相周圍密集纏繞著高密度位錯；而CGHAZ 與母材形成顯著差異的是其組織形貌可見馬氏體板條結(jié)構(gòu)，結(jié)構(gòu)內(nèi)部位錯密度顯著降低；經(jīng)過二次“高溫回火”后的SR CGHAZ內(nèi)部位錯密度進一步降低，這說明SR CGHAZ 位錯強化效果經(jīng)二次熱循環(huán)后發(fā)生弱化.

另注意到，圖6c 中析出相尺寸較母材50 nm以下尺度含V 析出相發(fā)生明顯粗化行為.為此，圖7 通過碳膜復(fù)形的方法清晰地表征了析出相形貌.相關(guān)研究表明[19]，母材基體中50 nm 以下均勻細小的析出相對材料的強度提升貢獻較大.在經(jīng)一次熱循環(huán)后，圖7b 所示CGHAZ 中大部分細小彌散的析出相消失，這是因為細小的析出相比表面能較低，屬于亞穩(wěn)態(tài)相，易受升溫環(huán)境影響而發(fā)生回溶基體的現(xiàn)象，使原母材中析出強化的貢獻效果喪失，但參考圖2b 的硬度數(shù)據(jù)可見，CGHAZ 并未因析出強化效果喪失而發(fā)生軟化，這主要是該區(qū)有一定的淬硬性，組織強化效果彌補了析出強化的不足.CGHAZ 在經(jīng)過短暫的二次“高溫回火”熱循環(huán)后，基體中的析出相反而粗化，這主要是因為CGHAZ 基體中殘留的第二相粒子本身也會隨二次熱循環(huán)過程發(fā)生Ostwald 機制長大[20]，其微觀表現(xiàn)為：二次“高溫回火”熱循環(huán)峰值溫度越高，停留時間越長，回溶的第二相粒子經(jīng)元素短距擴散，可依附原未溶第二相粒子表面，并隨之長大，最終形成粒徑較大的近圓形富V 第二相粒子(圖8)，且粒子尺度顯著大于50 nm，數(shù)量顯著降低.因此，SR CGHAZ 的軟化最為嚴重，除圖6 中位錯強化效果的喪失外，還有伴隨該區(qū)析出強化效果的弱化.

圖6 透射電鏡下的位錯密度變化Fig.6 Dislocation density change under TEM.(a) Q960E;(b) CGHAZ;(c) SR CGHAZ

圖7 透射電鏡下的第二相粒子形貌變化Fig.7 Morphology change of second phase particles under TEM.(a) Q960E;(b) CGHAZ;(c) SR CGHAZ

圖8 SR CGHAZ 析出相的EDS 分析Fig.8 EDS of SR CGHAZ precipitated phase

4 結(jié)論

(1) 低碳當(dāng)量Q960E 和對比鋼的ICR CGHAZ和SR CGHAZ 均有再熱脆化敏感性.對比鋼的再熱脆化傾向更大，在-40 ℃下SR CGHAZ 的沖擊韌性低至9 J.

(2) 低碳當(dāng)量Q960E 的ICR CGHAZ 組織由回火馬氏體+短片狀孿晶馬氏體+殘余奧氏體組成，組織均勻性差是該區(qū)脆化的因素.

(3) 低碳當(dāng)量Q960E 和對比鋼的CGHAZ 經(jīng)二次“高溫回火”后得到SR CGHAZ，其晶界點狀和條狀碳化物分布是韌性最低的主要原因.

(4) 低碳當(dāng)量Q960E 的SR CGHAZ 軟化原因是細晶強化、位錯強化和析出強化聯(lián)合喪失造成的.