朱東明1, 何江里2,3, 史根豪2,3, 王青峰,2,3

我國經濟已進入高質量發展階段，國家基礎設施建設需求不斷提高，迫切要求深入研究具備高強、高韌、高效易焊的高性能橋梁鋼[1~4]。高性能Q500qE橋梁用鋼于2015年首次應用于滬通長江大橋，我國橋梁鋼已進入屈服強度500 MPa級別高強鋼建設時代[5,6]。研究結果[7~10]表明，通過合理改進加工方法、改良焊接工藝以及優化焊接材料可以形成最佳的微觀組織，在母材和焊接接頭中實現高強度和高韌性的良好匹配，獲得優異的力學性能。

高強鋼經歷焊接熱循環過程后，將在粗晶熱影響區(CGHAZ)產生脆性組織[11]，造成粗晶脆化現象，導致其沖擊韌性惡化[12]。為改善高強鋼CGHAZ的沖擊韌性，其微觀組織與沖擊韌性之間的關系得到了廣泛的關注與研究[13~19]。CGHAZ中的微觀組織通常包括板條貝氏體(LB)[20]和粒狀貝氏體(GB)[21]。對于LB而言，原奧氏體晶粒(PAG)可由一個或多個貝氏體塊(packet)組成[22,23]，而一個packet又可以重新劃分為多個貝氏體束(block)[24]。目前關于PAG、packet和block等微結構對沖擊韌性的影響尚無定論。有研究發現，微裂紋穿過PAG邊界，發生拐折后繼續擴展[25]，在packet邊界處停止擴展[26]，貝氏體packet可以作為有效控制微裂紋擴展的結構單元[27]；而Zhang等[28]認為貝氏體block是控制CGHAZ沖擊韌性的微結構單元。因此，貝氏體微結構與沖擊性能之間的調控關系及其內在機理仍存在爭議。

本工作采用Gleeble 3500熱模擬試驗機模擬了Q500qE鋼在不同焊接熱輸入下CGHAZ的焊接熱循環過程，借助光學顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)和電子背散射衍射(EBSD)等手段研究焊接熱輸入、微觀組織與沖擊韌性之間的關系及內在機理，分析Q500qE鋼中控制CGHAZ沖擊韌性的最有效貝氏體微結構單元。

1 實驗方法

實驗材料選用Q500qE鋼板，板厚20 mm，其化學成分(質量分數，%)為：C 0.06，Si 0.20，Mn 1.55，P 0.006，S 0.001，Cr 0.30，Ni 0.19，Cu 0.22，Mo 0.177，Ti 0.010，Nb 0.038，Fe余量。在鋼的粗軋階段，開軋溫度為1150℃，終軋溫度為1080℃；精軋階段，開軋溫度為900℃，終軋溫度為820℃；開冷溫度為740℃，返紅溫度為580℃。從軋態鋼板上取樣，采用Axion-200mat OM進行組織觀察，其原始組織為GB和鐵素體(F)，如圖1所示。

圖1

圖1   Q500qE鋼板的原始組織

Fig.1   Original microstructure of the Q500qE steel plate

參照GB/T 714-2015《橋梁用結構鋼》，從Q500qE鋼板上沿平行于軋制方向(縱向)取樣，加工成直徑6 mm、長80 mm的棒狀試樣和10.5 mm × 10.5 mm × 80 mm的立方體試樣若干，分別用于微觀組織和斷裂行為表征。采用Gleeble-3500熱模擬試驗機模擬Q500qE鋼氣體保護焊的CGHAZ焊接熱循環過程，其熱輸入(Ej)分別為15、20、25以及30 kJ/cm。焊接熱循環曲線采用HAZ軟件包Rykalin-3D傳熱模型生成，加熱速率為100℃/s，試樣加熱到1350℃保溫1 s，使其微觀組織完全奧氏體化，而后冷卻到200℃，相變完全結束，如圖2所示。

圖2

圖2   不同熱輸入下粗晶熱影響區(CGHAZ)的焊接熱循環曲線

Fig.2   Welding thermal cycles of CGHAZs with different heat inputs (CGHAZ—coarse grained heat affected zone)

將焊接熱模擬后的棒狀試樣沿熱電偶所在截面切開，經磨制、機械拋光和4% (體積分數)硝酸酒精溶液腐蝕后，在Axion-200mat OM和S-3400N SEM下觀察CGHAZ的微觀組織。借助Image Pro Plus軟件，隨機統計20個SEM視場下至少50個PAG的等效圓直徑，取其直徑的平均值作為PAG的平均尺寸(Dγ )；統計20個SEM視場下至少50個貝氏體packet的平均長度(L1)與寬度(L2)，packet的平均尺寸(DP)為L = (L1·L2)1/2的算術平均值。然后，使用10%HClO4 + 90%CH3OH (體積分數)溶液對試樣進行電解拋光，利用S-3400N SEM搭載的EBSD組件定量表征CGHAZ中板條貝氏體的block寬度，借助Image Pro Plus軟件，采用線截距法統計5個EBSD圖中至少50個貝氏體block的寬度，求其寬度的算術平均值作為block的平均寬度(WB)。

將經焊接熱模擬后的立方體試樣加工成標準Charpy V型缺口沖擊試樣，尺寸為10 mm × 10 mm × 55 mm，V型缺口加工在熱電偶所在截面上，在JB-300B型半自動沖擊試驗機上測試不同熱輸入下CGHAZ的沖擊功KV2 (-40℃)。并且，利用S-3400N SEM觀察不同熱輸入下CGHAZ的沖擊斷口形貌和二次裂紋形貌，分析微觀組織對Q500qE鋼沖擊韌性的影響規律及其作用機理。其中，解理面尺寸(Df)通過Image Pro Plus軟件隨機統計每個CGHAZ樣品在20個SEM視場下至少50個解理面的等效圓直徑，求其等效圓直徑的算術平均值獲得。

2 實驗結果

2.1 CGHAZ的微觀組織

Q500qE鋼不同熱輸入下CGHAZ顯微組織的OM像如圖3所示。各熱輸入下的微觀組織主要是LB和GB。當焊接熱輸入為30 kJ/cm時，CGHAZ組織主要由LB和少量GB構成；隨著焊接熱輸入的降低，LB增多，GB減少，組織逐漸細化。

圖3

圖3   不同熱輸入下CGHAZ顯微組織的OM像

Fig.3   OM images of CGHAZs with different heat inputs (LB—lath-like bainite, GB—granular-like bainite)

(a) 15 kJ/cm (b) 20 kJ/cm (c) 25 kJ/cm (d) 30 kJ/cm

不同熱輸入下CGHAZ微觀組織的典型SEM像如圖4所示，其微觀結構尺寸(包括PAG和貝氏體packet尺寸)測量結果見表1。由圖4可知，CGHAZ的原奧氏體晶粒可以被劃分成數個取向各異的貝氏體packet，用描白邊的黑線對SEM視野下具有典型特征的貝氏體packet加以界定；隨著焊接熱輸入的降低，PAG和貝氏體packet的尺寸均逐漸減小。由表1可知，隨著熱輸入的降低，Dγ 從99.3 μm降至41.2 μm，DP從78.8 μm降至18.9 μm。

圖4

圖4   不同熱輸入下CGHAZ的典型SEM像

Fig.4   Typical SEM images of CGHAZs with different heat inputs (PAGB—prior austenite grain boundary)

(a) 15 kJ/cm (b) 20 kJ/cm (c) 25 kJ/cm (d) 30 kJ/cm

表1   不同熱輸入下CGHAZ的微結構尺寸測量結果和解理面尺寸統計

Table 1  Size measurement results of microstructure and statistics of cleavage face size of CGHAZs with different heat inputs

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Q500qE鋼在不同熱輸入下CGHAZ中板條貝氏體的block寬度測量結果見表1，其CGHAZ不同熱輸入(15~30 kJ/cm)下的EBSD像如圖5所示。可知，不同熱輸入下CGHAZ均具有明顯的相同取向的貝氏體block微結構，隨著熱輸入的降低，block的平均寬度WB相應減小，當焊接熱輸入為30 kJ/cm時，貝氏體block的WB = 5.6 μm；當焊接熱輸入降低到15 kJ/cm，貝氏體block的WB減小到4.0 μm。

圖5

圖5   不同熱輸入下CGHAZ的EBSD像

Fig.5   EBSD images of CGHAZs with different heat inputs

(a) 15 kJ/cm (b) 20 kJ/cm (c) 25 kJ/cm (d) 30 kJ/cm

2.2 CGHAZ的沖擊性能

不同熱輸入下CGHAZ的-40℃沖擊功如圖6所示。當焊接熱輸入在15~30 kJ/cm范圍內，CGHAZ的KV2隨熱輸入的降低而升高。當熱輸入為30 kJ/cm時，KV2 = 52 J，低溫韌性較差；隨著焊接熱輸入的降低，沖擊功在20 kJ/cm時緩慢升至74 J；當熱輸入降低到15 kJ/cm，沖擊功顯著升高到153 J，低溫韌性明顯改善。

圖6

圖6   不同熱輸入下CGHAZ的Charpy沖擊功

Fig.6   Charpy impact energies at -40oC for CGHAZs with different heat inputs

不同熱輸入下CGHAZ的沖擊斷口形貌如圖7所示。當熱輸入為15~30 kJ/cm時，各試樣沖擊斷口均表現出明顯的解理斷裂特征，表面存在解理臺階，在一定條件下發展成為“河流花樣”。對不同熱輸入下沖擊斷口Df進行統計，如表1所示，Df與KV2 (-40℃)存在良好的匹配關系，隨著熱輸入的降低，解理面尺寸逐漸減小，沖擊功持續升高。

圖7

圖7   不同熱輸入下CGHAZ的沖擊斷口形貌

Fig.7   Impact fracture morphologies of CGHAZs with different heat inputs

(a) 15 kJ/cm (b) 20 kJ/cm (c) 25 kJ/cm (d) 30 kJ/cm

將典型熱輸入為15和25 kJ/cm沖擊斷裂的試樣沿垂直于斷裂表面的平面中心取樣，通過SEM觀察典型熱輸入下CGHAZ的二次裂紋形貌，如圖8所示。2種熱輸入下CGHAZ的二次裂紋都在一個貝氏體packet中沿直線傳播，筆直穿過貝氏體block，在貝氏體packet邊界處止裂。由此可見，貝氏體packet能夠阻礙裂紋擴展，而block不能阻礙裂紋的擴展。此外，隨著焊接熱輸入的降低，二次裂紋擴展的單位距離變短，表明微裂紋擴展的阻力明顯增大。

圖8

圖8   典型熱輸入下CGHAZ的二次裂紋形貌

Fig.8   Secondary crack morphologies of CGHAZs with typical heat inputs of 15 kJ/cm (a) and 25 kJ/cm (b)

3 分析討論

3.1 熱輸入對CGHAZ微觀組織的影響

圖9為不同熱輸入下焊接熱循環中冷卻過程的熱膨脹曲線，采用切線法標示出不同熱輸入下冷卻過程中奧氏體向鐵素體轉變開始溫度(Ar3)。可以看出，隨著熱輸入的降低，Ar3逐漸降低。

圖9

圖9   不同熱輸入下CGHAZ的熱膨脹曲線以及對應的奧氏體向鐵素體轉變開始溫度

Fig.9   Expansion curves and Ar3 of CGHAZs with different heat inputs (Ar3—the starting temperature for γ→α transformation)

研究認為，γ→GB相變過程主要在PAG晶界形核，而LB主要在晶粒內部形核[29]；由于γ→GB相變溫度一般高于γ→LB相變溫度，所以γ→GB相變過程的形核一般先于γ→LB相變過程[15]。由圖9可知，當焊接熱輸入為30 kJ/cm時，γ→α組織轉變具有最高的Ar3 (610℃)，表明該條件下在γ→GB + LB相變過程中具有最高的起始溫度；隨著熱輸入分別降低到25、20和15 kJ/cm，Ar3分別降低到596、583和574℃，溫度降低導致在晶粒內部LB的形核與生長的驅動力相應增加，而GB的形核與生長受到抑制，所以LB成為該組織中的主相[30]。

從表1中看出，貝氏體packet和block微結構平均尺寸DP和WB隨著熱輸入的降低而減小。當焊接熱輸入為15 kJ/cm時，由于其高溫停留時間最短，Ar3最低，所以在此熱輸入下的PAG尺寸細小，γ→α轉變的過冷度最大，形核速率達到最大，貝氏體packet、block微結構尺寸最小[31]。

3.2 晶粒尺寸對CGHAZ沖擊行為的影響

由于不同熱輸入下沖擊斷口表面都表現出明顯的解理斷裂特征，所以將CGHAZ試樣斷口的Df與Dγ 、DP、WB進行擬合比較，如圖10所示，其對應的擬合方程如式(1)~(3)所示，以此分析CGHAZ沖擊韌性與PAG、貝氏體微結構之間的內在關聯。

圖10

圖10   解理面尺寸與PAG尺寸、貝氏體packet尺寸和block寬度的擬合關系

Fig.10   Cleavage facet size as functions of PAG size, bainitic packet size, and bainitic block width

擬合方程(1)~(3)的線性相關系數分別為0.96、0.99和0.87，可見Dγ 和DP與Df之間的相關性明顯優于WB，表明PAG和packet是控制CGHAZ沖擊韌性的有效微結構單元。由圖8可知，當熱輸入為15和25 kJ/cm時，CGHAZ的二次裂紋都在一個貝氏體packet中直線傳播，并在該packet邊界處終止，再結合其與Df良好的線性關系，相較于PAG，貝氏體packet應該是最有效控制CGHAZ沖擊韌性的微結構單元。

4 結論

(1) Q500qE鋼粗晶熱影響區的微觀組織主要是板條貝氏體和粒狀貝氏體；隨著焊接熱輸入的降低，板條貝氏體增多，粒狀貝氏體減少，Ar3逐漸降低，原奧氏體晶粒、貝氏體packet和block微結構的平均尺寸減小。

(2) 隨著焊接熱輸入的降低，粗晶熱影響區的沖擊功KV2 (-40℃)顯著提高；不同熱輸入的沖擊斷口都呈現出明顯的解理斷裂特征，其解理面尺寸隨著熱輸入的降低而減小。

(3) 對于Q500qE鋼而言，貝氏體packet是控制粗晶熱影響區沖擊韌性的最有效微觀結構單元，packet邊界能夠有效阻止二次裂紋的擴展。