Si 元素對(duì)800 MPa 級(jí)HSLA 鋼焊材熔敷金屬組織及韌性的影響

孟滿丁，魏金山，安同邦，馬成勇，彭云

(鋼鐵研究總院有限公司,焊接研究所,北京,100081)

0 序言

近年來，在由近海走向遠(yuǎn)海、由淺海走向深海，加快開發(fā)利用海洋資源的戰(zhàn)略背景下，海洋資源的開采正逐漸向深海和極地地區(qū)擴(kuò)展.更加復(fù)雜多變的惡劣環(huán)境使油氣儲(chǔ)運(yùn)船舶、海底油氣管線等海洋工程結(jié)構(gòu)對(duì)800 MPa 級(jí)高強(qiáng)度、高韌性低合金高強(qiáng)(HSLA)鋼焊接材料的需求不斷擴(kuò)大[1].如何通過合理的成分設(shè)計(jì)調(diào)控焊縫金屬的微觀組織，并保證其在具有較高強(qiáng)度的條件下，仍具有優(yōu)異的低溫韌性，是海洋工程焊接結(jié)構(gòu)避免極限強(qiáng)度破壞和低溫脆性破壞的關(guān)鍵因素之一，也是目前的研究重點(diǎn)和熱點(diǎn)[2-3].

800 MPa 級(jí)高強(qiáng)高韌HSLA 鋼焊縫組織設(shè)計(jì)以貝氏體/馬氏體組織為依據(jù)[2,4]，貝氏體和馬氏體均屬于協(xié)變相變產(chǎn)物，協(xié)變相變是指相變產(chǎn)物與母相具有特定位向關(guān)系的相變過程[5].當(dāng)高強(qiáng)鋼組織以貝氏體/馬氏體混合組織為主時(shí)，在原奧氏體晶粒內(nèi)其不同尺度亞單元結(jié)構(gòu)從小到大依次可分為板條(lath)、板條塊(block)和板條束(pactet)[6-7].block由具有相同晶體學(xué)取向的lath 組成，而packet 由共用母相 奧氏體{111}γ面的block 組 成[8-9].lath，block 和packet 亞單元受成分、冷卻速度及奧氏體尺寸等因素影響，進(jìn)而影響HSLA 鋼的強(qiáng)度及韌性等力學(xué)性能[10].

Si 是縮小奧氏體區(qū)元素，也是固溶強(qiáng)化元素，能有效抑制碳化物的生成，對(duì)焊縫金屬組織構(gòu)成、組織亞結(jié)構(gòu)及焊縫金屬的強(qiáng)韌性能有著至關(guān)重要的影響[11–13].Cao 等人[11]研究發(fā)現(xiàn)隨著X120 鋼焊縫金屬中Si 元素含量的增大，焊縫金屬的韌性降低，原奧氏體晶粒尺寸增大，焊縫金屬微觀組織由塊狀鐵素體和粒狀鐵素體的混合組織向粒狀鐵素體與板條貝氏體和馬氏體的混合組織轉(zhuǎn)變，組織變得不均勻，且會(huì)促進(jìn)氫致裂紋的生成.

目前國內(nèi)外關(guān)于Si 元素對(duì)800 MPa 級(jí)HSLA鋼焊材熔敷金屬的組織構(gòu)成、不同尺度亞結(jié)構(gòu)特征及韌性影響的研究相對(duì)較少.

文中采用含有不同Si 元素含量的氣體保護(hù)焊絲，通過熔敷金屬焊接試驗(yàn)，獲得2 種不同Si 元素含量的熔敷金屬.通過SEM，TEM 和EBSD 等試驗(yàn)方法分析Si 元素含量對(duì)800 MPa 級(jí)HSLA 鋼焊材熔敷金屬微觀組織特征及韌性影響，分析熔敷金屬組織轉(zhuǎn)變及韌性變化原因，為800 MPa 級(jí)HSLA 鋼焊材合金成分優(yōu)化設(shè)計(jì)、焊縫金屬組織調(diào)控提供理論和試驗(yàn)依據(jù).

1 試驗(yàn)方法

按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 8110—2008《氣體保護(hù)電弧焊用碳鋼、低合金鋼焊絲》進(jìn)行熔敷金屬焊接試驗(yàn)，試板及墊板材料均采用800 MPa 級(jí)HSLA鋼，試板規(guī)格為500 mm × 200 mm × 18 mm，試板沿軋制方向加工10°坡口.焊接材料選用與母材強(qiáng)度相匹配的含有不同Si 元素含量的實(shí)心焊絲，兩種焊絲Si 元素含量分別為0.49%和0.72%，焊絲直徑為1.2 mm.

熔敷金屬試驗(yàn)坡口尺寸及焊道布置如圖1 所示，坡口根部間隙為16 mm.采用Pluse MIG 500 型焊接設(shè)備，保護(hù)氣體流量為20 L/min，體積分?jǐn)?shù)為95%Ar+5%CO2的混合氣體保護(hù)下進(jìn)行焊接，道間溫度控制在100～ 120 ℃，焊接電流為280 A，電弧電壓為28 V，熱輸入16 kJ/cm 左右.

圖1 熔敷金屬取樣位置示意圖Fig.1 Schematic illustration of the deposited metal and location of the specimens

熔敷金屬金相、拉伸和沖擊試樣取樣位置如圖1 所示，按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2652—2008《焊縫及熔敷金屬拉伸試驗(yàn)方法》和GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》分別進(jìn)行室溫拉伸和-50 ℃沖擊試驗(yàn)，拉伸試驗(yàn)采用原始標(biāo)距為50 mm，直徑為10 mm的標(biāo)準(zhǔn)試樣，沖擊試驗(yàn)采用55 mm ×10 mm × 10 mm的V 形缺口標(biāo)準(zhǔn)試樣.采用VH-5 型Vickers 硬度計(jì)，從熔敷金屬末道焊縫中心自上而下間隔0.5 mm 測(cè)得10 個(gè)硬度值，并計(jì)算其平均值，載荷為49 N，加載時(shí)間為10 s.

金相試樣經(jīng)砂紙研磨、機(jī)械拋光后，采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液浸蝕處理；采用FEI Quanta 650 FEG 型掃描電子顯微鏡觀察顯微組織及沖擊斷口宏觀微觀形貌.EBSD 試樣經(jīng)砂紙研磨、機(jī)械拋光后，采用ElectroMet4 型電解拋光儀對(duì)其進(jìn)行電解拋光；使用配有EBSD 探頭的上述掃描電鏡進(jìn)行EBSD 試驗(yàn)，掃描步長為0.43 μm，試驗(yàn)數(shù)據(jù)通過Channel 5 和MTEX 軟件分析處理.透射試樣經(jīng)砂紙減薄后，采用MTP-1A 磁力減薄器在-20 ℃左右，80 mA 恒流條件下電解雙噴減薄制成透射試樣，電解液為體積分?jǐn)?shù)4%的高氯酸酒精溶液，采用H-800 型透射電鏡觀察顯微組織精細(xì)結(jié)構(gòu).

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 熔敷金屬的化學(xué)成分及強(qiáng)韌性能

表1 為熔敷金屬的化學(xué)成分，兩種熔敷金屬中的Si 元素含量分別為0.45%和0.66%，其他合金元素含量相當(dāng).

表1 熔敷金屬的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of the deposited metals

不同Si 元素含量熔敷金屬試樣基本力學(xué)性能如表2 所示，2 種熔敷金屬的屈服強(qiáng)度均大于800 MPa，隨著Si 元素含量從0.45%增大到0.66%，熔敷金屬的屈服強(qiáng)度從850 MPa 增大到895 MPa，增大45 MPa，提升約5%；抗拉強(qiáng)度從917 MPa 增大到954 MPa，增大37 MPa，提升約4%；斷面收縮率和斷后伸長率基本不變；熔敷金屬焊縫中心硬度的平均值從311.7 HV5 增大到345.6 HV5；而-50 ℃沖擊吸收能量從115 J 下降到73 J，降低約37%.

表2 熔敷金屬的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the deposited metals

2.2 熔敷金屬的微觀組織

圖2 為不同Si 元素含量熔敷金屬末道焊縫的顯微組織SEM 形貌.由圖可知，Si 元素含量對(duì)800 MPa 級(jí)HSLA 鋼焊材熔敷金屬的組織占比及組織形貌有著顯著影響.當(dāng)Si 元素含量為0.45%時(shí)，熔敷金屬顯微組織主要由板條貝氏體及部分粒狀貝氏體和板條馬氏體組成，各組織間呈相互交織狀分布.而當(dāng)Si 元素含量增大到0.66%時(shí)，組織主要由細(xì)長條狀的板條馬氏體及部分板條貝氏體組成，板條馬氏體含量明顯增多，組織長寬比明顯增大，且組織之間趨于平行分布，部分板條馬氏體在原奧氏體晶界處形核，并橫穿整個(gè)原奧氏體晶粒.

圖2 熔敷金屬微觀組織SEM 形貌Fig.2 SEM images of the deposited metal .(a) 0.45 Si；(b) 0.66 Si

2.3 熔敷金屬的亞單元結(jié)構(gòu)

lath 亞單元可在TEM 下觀察，圖3 為1 號(hào)和2 號(hào)熔敷金屬顯微組織TEM 形貌，兩種熔敷金屬顯微組織精細(xì)結(jié)構(gòu)均主要由貝氏體/馬氏體板條構(gòu)成，板條內(nèi)均存在較高密度的位錯(cuò).當(dāng)Si 元素含量為0.45%時(shí)，板條邊界稍顯彎曲，板條生長方向錯(cuò)亂，在一些板條間又分布著許多更為細(xì)小的板條，形成相互交錯(cuò)的分布形態(tài)；當(dāng)Si 元素含量為0.66%時(shí)，板條寬度減小且長度增加，板條邊界平直，多數(shù)板條呈平行狀分布.采用Image Pro Plus 軟件對(duì)板條亞結(jié)構(gòu)的寬度進(jìn)行測(cè)量并統(tǒng)計(jì)，得到1 號(hào)熔敷金屬的板條寬度主要分布在0.2～ 1.54 μm，平均寬度約為0.64 μm；2 號(hào)熔敷金屬的板條寬度主要分布在0.14～ 1.47 μm，平均寬度約為0.52 μm.

圖3 熔敷金屬的板條亞結(jié)構(gòu)Fig.3 images of the lath substructure of the weld metals .(a) 0.45 Si；(b) 0.66 Si

圖4 為熔敷金屬EBSD 表征.圖4(a)和圖4(b)為熔敷金屬顯微組織取向圖(inverse pole figure,IPF)，圖中取向差δ≥15°的晶界用黑色線條表示.block 和packet 亞單元可通過EBSD 原始數(shù)據(jù)(歐拉角,euler angle)對(duì)母相奧氏體取向進(jìn)行重構(gòu),并根據(jù)貝氏體/馬氏體組織相變過程的位向關(guān)系計(jì)算得 到[10,14].對(duì) 于γfcc→αbcc相變，Kurdjumov-Sachs(K-S)關(guān)系：{111}γ//{110}α，<110>γ//<111>α是一種描述馬氏體、貝氏體等協(xié)變相變組織與母相奧氏體之間最常見的取向關(guān)系[15].一個(gè)單一完整的奧氏體一般由24 種K-S 變體構(gòu)成，即block 亞單元[9-10]，又由于fcc 結(jié)構(gòu)的母相具有4 個(gè)獨(dú)立的{111}γ面，因此這24 種變體又可分為4 個(gè)CPP(close-packed plane packets)，即packet 亞單元[9].

圖4 熔敷金屬EBSD 表征Fig.4 EBSD analyses of deposited metals.(a) IPF map of No.1;(b) IPF map of No.2;(c) variants map of No.1;(d)variants map of No.2;(e) packet map of No.1;(f) packet map of No.2

通過MTEX 軟件計(jì)算得到熔敷金屬微觀組織的block 亞單元分布如圖4(c)和圖4(d)所示，packet 分布圖如圖4(e)和圖4(f)所示，圖中深黑色線條為原奧氏體晶界(PAGB).由圖可知，1 號(hào)熔敷金屬的變體相互咬合交錯(cuò)分布，不易聚合成束，而2 號(hào)熔敷金屬相近變體間平行分布易聚合成束.1 號(hào)和2 號(hào)熔敷金屬的block 亞結(jié)構(gòu)尺寸相差不大，而相較于1 號(hào)熔敷金屬，2 號(hào)熔敷金屬的packet數(shù)量明顯減少，尺寸明顯增大.

圖5 為2 個(gè)原奧氏體晶粒γ1和γ2(圖4(c)和圖4(d))的{001}試驗(yàn)極圖和計(jì)算得到的符合KS 關(guān)系的理論變體極圖，兩種熔敷金屬的理論極圖與試驗(yàn)極圖匹配都較為精確，即兩種熔敷金屬的組織與母相奧氏體均符合近似的K-S 位向關(guān)系.

圖5 {001}試驗(yàn)極圖及理論變體極圖Fig.5 Actual measured {001} pole figures and {001}pole figures of K-S theoretic relationship.(a)actual measured {001} pole figure of γ1;(b) {001}pole figure of K-S theoretic relationship of γ1;(c)actual measured {001} pole figure of γ2;(d) {001}pole figure of K-S theoretic relationship of γ2

圖6 為熔敷金屬晶界取向差分布，通過channel 5 軟件統(tǒng)計(jì)得到1 號(hào)熔敷金屬大于15°的晶界占比約為65.7%，2 號(hào)熔敷金屬大于15°的占比約為55.5%，隨著Si 元素含量的增大，熔敷金屬的大角度晶界占比減小.

圖6 熔敷金屬取向差角度分布圖Fig.6 Misorientation angle distribution maps

2.4 熔敷金屬中的夾雜物

隨著Si 元素含量的增大，液態(tài)焊縫金屬中更易生成熔點(diǎn)較高的SiO2，由于SiO2不易聚合為更易于上浮的尺寸較大的質(zhì)點(diǎn)，且與液態(tài)焊縫金屬的界面張力小，潤濕性好，不易從液態(tài)焊縫金屬中分離，從而促使夾雜物數(shù)量增多[16].夾雜物尺寸及數(shù)量是影響高強(qiáng)鋼焊縫金屬韌性一個(gè)重要因素，圖7 為夾雜物粒徑及數(shù)密度分布統(tǒng)計(jì)，兩種熔敷金屬中的夾雜物粒徑都主要分布在0.2～ 0.8 μm，測(cè)得1 號(hào)和2 號(hào)熔敷金屬夾雜物平均粒徑分別為0.43 μm 和0.46 μm.隨著Si 元素含量的增大，2 號(hào)熔敷金屬中夾雜物粒徑d≥0.5 μm的數(shù)量略有增加，但相差不大.

圖7 熔敷金屬夾雜物尺寸及數(shù)密度統(tǒng)計(jì)結(jié)果Fig.7 Inclusion size distributions and numerical density statistical result of deposited metals

3 分析討論

3.1 熔敷金屬組織演變機(jī)理

由前面試驗(yàn)結(jié)果可知，當(dāng)Si 元素含量從0.45%增加到0.66%時(shí)，熔敷金屬板條和板條塊亞結(jié)構(gòu)由交織的短條狀向平行的細(xì)長條狀轉(zhuǎn)變，而板條束亞結(jié)構(gòu)尺寸明顯變大.板條和板條塊亞結(jié)構(gòu)的寬度取決于奧氏體的穩(wěn)定性和化學(xué)自由能的變化，奧氏體穩(wěn)定性增強(qiáng)或化學(xué)自由能的增加均能使板條及板條塊亞結(jié)構(gòu)細(xì)化[6].

焊接過程是快速加熱與快速冷卻的過程，焊接完成后，隨著連續(xù)冷卻的進(jìn)行，焊縫金屬將主要經(jīng)歷L(液相)→γ(奧氏體)→α(鐵素體)的相變過程.而相變溫度的高低則取決于焊縫金屬的化學(xué)成分和冷卻速率，當(dāng)冷卻速率一定時(shí)，相變溫度主要取決于化學(xué)成分[6].由于焊接時(shí)所選母材尺寸和焊接參數(shù)相同，排除了冷卻速率因素對(duì)相變溫度的影響.為測(cè)量Si 元素含量對(duì)相變溫度的影響，采用Formastor-FⅡ全自動(dòng)相變儀將熱模擬試樣加熱到1 150 ℃，保溫5 min后，以30 ℃/s的速度冷卻至室溫，測(cè)得熔敷金屬熱膨脹曲線如圖8 所示.由圖可知，隨著Si 元素含量增大，熔敷金屬的Bs溫度從450 ℃下降到437 ℃.

圖8 不同Si 元素含量熔敷金屬的熱膨脹曲線Fig.8 Thermal expansion curves of the weld metals with different Si content

Si 元素能促進(jìn)貝氏體組織內(nèi)亞單元的生成，并使亞單元變得細(xì)長[17].隨著Si 元素含量的增加，熔敷金屬的相變溫度降低，馬氏體組織占比增加；過冷度也增大，新相與母相自由能差增大，因此板條和板條塊亞結(jié)構(gòu)變得細(xì)長，取向相近的板條塊易呈平行狀分布，導(dǎo)致熔敷金屬的板條束亞結(jié)構(gòu)尺寸增大.

3.2 熔敷金屬的韌化機(jī)理

熔敷金屬-50 ℃ 沖擊斷口表面形貌如圖9 所示.熔敷金屬?zèng)_擊韌性變化可從圖9(a)和圖9(c)得到驗(yàn)證，隨著Si 元素含量的增加，熔敷金屬的沖擊韌性降低.兩種熔敷金屬?zèng)_擊斷口宏觀形貌均由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)組成，兩者沖擊試樣斷裂模式都是先生成一條亞穩(wěn)擴(kuò)展的塑性裂紋，當(dāng)塑性裂紋擴(kuò)展到一定長度后，該裂紋轉(zhuǎn)變?yōu)闇?zhǔn)解理斷裂開始失穩(wěn)擴(kuò)展.圖9(b)和圖9(d)為熔敷金屬?zèng)_擊斷口放射區(qū)的微觀形貌，均可看到大量高密度的短而彎曲的撕裂棱線條及部分聚集分布的韌窩，均為典型的準(zhǔn)解理斷裂形貌.隨著Si 元素含量的增大，纖維區(qū)和剪切唇區(qū)所占比例減少，放射區(qū)所占比例增多；放射區(qū)撕裂棱密度減小，準(zhǔn)解理面尺寸增大，熔敷金屬的沖擊韌性降低.

圖9 熔敷金屬-50 ℃ 沖擊斷口表面形貌SEM 像Fig.9 SEM images of the fracture surface of deposited metals after Charpy impact at -50 ℃.(a) macrograph of the fracture surface of No.1;(b) quasi cleavage of No.1;(c) macrograph of the fracture surface of No.2 ;(d) quasi cleavage of No.2

影響低合金高強(qiáng)鋼焊縫金屬韌性的因素主要有夾雜物尺寸及密度、組織構(gòu)成及微觀組織亞結(jié)構(gòu)等[18-19].由前面的分析可知，不同Si 元素含量熔敷金屬中夾雜物特征相似，因此熔敷金屬韌性產(chǎn)生變化主要與熔敷金屬組織構(gòu)成和組織亞結(jié)構(gòu)不同導(dǎo)致大角度晶界占比不同有關(guān).原奧氏體晶界、板條束界、板條塊界通常為大角度晶界(晶界兩側(cè)組織晶體學(xué)取向差δ≥15°)，而板條邊界通常為小角度晶界.大角度晶界兩側(cè)組織晶體學(xué)取向不同易導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展方向發(fā)生轉(zhuǎn)折，能有效阻礙裂紋的擴(kuò)展.單位面積內(nèi)原奧氏體晶粒、板條束或板條塊尺寸越小，裂紋擴(kuò)展過程中所需穿過的大角度晶界增多，裂紋擴(kuò)展路徑越曲折，裂紋擴(kuò)展過程中消耗的能量越多，有利于沖擊韌性的提高.隨著熔敷金屬Si 元素含量的增大，熔敷金屬的相變溫度降低，馬氏體組織占比增加，lath 及block 亞單元及微觀組織由交織狀的短條狀向平行的細(xì)長條狀轉(zhuǎn)變，但packet尺寸隨Si 元素含量增加明顯增大，使熔敷金屬的大角度晶界占比降低，熔敷金屬的沖擊韌性降低.

4 結(jié)論

(1) 當(dāng)Si 元素含量從0.45%增加到0.66%時(shí)，熔敷金屬的屈服強(qiáng)度從850 MPa 增大到895 MPa，抗拉強(qiáng)度從917 MPa 增大到954 MPa，-50 ℃沖擊吸收能量從115 J 降低到73 J.

(2) 當(dāng)Si 元素含量為0.45%時(shí)，熔敷金屬顯微組織主要由板條貝氏體及部分粒狀貝氏體和板條馬氏體組成，各組織間呈相互交織狀分布，而當(dāng)Si 元素含量增大到0.66%時(shí)，組織主要由細(xì)長條狀的板條馬氏體及部分板條貝氏體組成.隨著Si 元素含量增大，組織長寬比明顯增大，且組織之間趨于平行分布.

(3) 隨著Si 元素含量的增加，熔敷金屬相變溫度降低，過冷度增大，新相與母相自由能差增大，板條和板條塊亞結(jié)構(gòu)由交織的短條狀向平行的細(xì)長條狀轉(zhuǎn)變，板條束亞結(jié)構(gòu)尺寸明顯變大.板條束亞結(jié)構(gòu)尺寸增加使熔敷金屬的大角度晶界占比降低，使熔敷金屬的沖擊韌性降低.