分享：硼、镍对低裂纹敏感性钢焊接性能的影响
对屈服强度为600 MPa的低裂纹敏感性钢采用埋弧焊法进行焊接实验，对焊接接头试样进行取样并分析其显微组织，检测其维氏硬度和低温冲击。实验结果表明：粗晶热影响区有较高的维氏显微硬度值，显微组织以粗大粒状贝氏体为主，并且位错密度较高；焊缝区和细晶区的显微组织主要为针状铁素体+先共析铁素体；B元素偏析使原始奥氏体晶粒在冷却过程中形成BN，导致晶界脆化；Ni在一定程度上有利于提高韧性；粗大贝氏体显微组织一定程度上恶化粗晶热影响区的冲击韧性，使焊接接头低温冲击端口呈局部脆性断裂。
焊接过程会产生焊接热循环，热影响区会出现显微组织和力学性能不均匀的现象，焊接接头的不同微区可根据焊接热循环过程中所经历的最高温度划分为[1]：焊缝区(＞1500℃)、粗晶热影响区(大约在1100~1490℃)、细晶热影响区(900~1100℃)，以及部分相变重结晶热影响区(750~900℃)。热影响区不同部位的显微组织变化引起焊接接头力学性能变化，尤其是冲击韧性。实验采用同一种工艺制度的两种微合金设计实验方案，观察不同试样低温冲击韧性的表现。
实验材料和工艺
焊接母材采用20 mm厚的热轧钢板，其主要化学成分见表1。焊接母材的主要力学性能如下：屈服强度为630 MPa，抗拉强度为760 MPa，延伸率为19%，–20℃的冲击吸收功为155 J，母材组织为贝氏体铁素体+粒状铁素体双相组织。在焊接接头中心部位垂直于焊缝方向采用线切割切取金相试样，通过粗磨、机械抛光后采用3%的硝酸酒精侵蚀，在LEICA DMIRM金相电镜下观察焊接接头的显微组织，采用FM 700显微硬度计检测不同热影响区维氏显微硬度值的变化情况。利用林肯双丝埋弧焊机对实验室热轧钢板进行了多道次自动焊接实验，重点研究实验钢板焊接接头热影响区的显微组织和冲击韧性的变化。根据国标GB/T 12470，采用低强匹配进行焊丝和焊剂的选择。焊接母材以及配合的焊丝和焊剂的相关化学成分如表1~3所示。成分编号为A(含Ni)的实验钢编号1#~3#，编号B(含B)的实验钢试样编号为4#~6#。根据国标GB/T 985要求将焊接试板开V形坡口，缺口位置如图1所示，分别将V形缺口开在CGHAZ区和FGHA区。
焊接工艺如表4 所示。采用5 道次焊接， 为降低HAZ区显微组织粗化，道次间隔温度控制在180~200℃。焊接热输入计算公式见式(1)。
式中，E为焊接线能量，kJ/cm；U为焊接电压，V；I为焊接电流，A；v为焊接速度，mm/min。
实验结果与分析
焊接接头显微组织和显微硬度
焊接接头热影响区的显微组织见图2。图2(a)为母材熔合线区的显微组织，图上增加示意线代表融合线。图2(b)为焊缝区的显微组织。从图中可以看出焊缝区显微组织为针状铁素体+先共析铁素体，针状铁素体显微组织非常细�。胱刺靥逯饕魏宋�于焊缝中的夹杂物，先共析铁素体整体趋垂直于熔合线方向生长。图2(c)为粗晶热影响区的显微组织，显微组织为粒状贝氏体组织，粒状贝氏体具有粗大的原始奥氏体晶界，内部分布着大量长条状或颗粒状M/A岛，每一个粗大的粒状贝氏体具有相近的晶体取向，原始奥氏体晶界为粒状贝氏体的有效晶界(>15°)，晶体内部含有大量的亚晶界[2]，这样的组织可能会降低焊接接头的冲击韧性。图2(d)为细晶区的显微组织，主要为细小的粒状铁素体，并在晶界上分布着少量碳化物。
图3为5#试样的焊接接头显微硬度离焊缝中心线的变化趋势，采用低强匹配的焊接金属，所表现出来的焊缝区的显微硬度值小于母材及热影响区。从焊缝中心开始，沿垂直于焊缝方向依次进行硬度测试。由于受焊接热循环影响，焊缝接头显微组织的变化非常显著，将相临硬度点的测试距离设置为200 μm，其余各区域为500 μm。从图中可以看出，焊接接头的显微硬度值表现出较大的差异，焊接热影响区(HAZ)的硬度高于母材和焊缝区的硬度。在焊接热影响区中，不同热影响区同样存在很大变化，细晶热影响区的硬度值最�。嘉狧V 215，粗晶热影响区硬度值最大，平均值约为HV 244，母材的平均显微硬度值约为HV 215。
焊接接头的力学性能结果
由于焊接熔敷金属的强度远低于母材强度，焊接拉伸断裂位置均在焊缝区。表5为焊接熔合线附近粗晶热影响区的冲击吸收功。编号为1#~3#试样的CGHAZ区冲击吸收功在40~76 J，而编号为4#~6#试样的冲击吸收功较低，在8~45 J。对比不同成分CGHAZ冲击韧性，可知B元素在高温热循环作用下，偏析在原始奥氏体晶粒，在冷却过程中形成BN
导致晶界脆化[3]，而Ni元素有利于提高韧性。
表6为焊接热影响区中细晶热影响区的冲击吸收功。从表6中可以看出，细晶热影响区的冲击韧性与母材相当。这表明焊接热影响区显微组织的骤变使得不同部位的力学性能差异很大。该区高的冲击韧性主要归因于细小有效晶界尺寸，根据Picking等人的实验结果，晶粒尺寸的细化不仅仅可以提高材料的强度，而且可以降低材料的韧脆转变温度(DBTT)，提高韧脆转变曲线上平台的冲击吸收功[3]。
焊接热影响区冲击断口形貌
图4为2#和5#试样粗晶热影响区的冲击断口形貌。从整体形貌可以看出，大部分断口均属于解理断裂面，断口形状并未发生明显塑性变形。2#试样的微观断口形貌可以看出，解理断面的单元解理面的尺寸很大，最大单元解理面尺寸超过100 μm，表明解理裂纹在这个解理面上沿近直线扩展的距离非常远，裂纹的扩展功很小。5#试样在缺口位置附近出现了小面积的韧窝，大大提高了裂纹的起裂功，相对韧性有所提高。
图5为2#和5#试样细晶热影响区的冲击断口形貌，对比粗晶热影响区的全貌断口可知，细晶热影响区断口的V形根部中出现了约50%的纤维断面，高倍形貌图中可以看到纤维断面上有大量细小韧窝，这是提高细晶热影响区冲击韧性的重要原因。由于细晶热影响区的冲击吸收功高，导致裂纹扩展的阻力较大，裂纹扩展往往会出现向粗晶热影响区甚至焊缝方向偏转，从全貌图也可以看出，断口的下端出现较大角度的倾斜面[4]，这种偏转显然在一定程度上也降低了粗晶热影响区的裂纹扩展吸收功。
结束语
(1) 焊接母材组织主要为贝氏体铁素体和多边形铁素体，焊缝区的显微组织以针状铁素体为主，而焊接热影响区以粒状贝氏体为主，焊接热影响区显微组织的变化非常显著。
(2) 粗晶热影响区由于紧靠熔合线，显微组织为粒状贝氏体组织。粒状贝氏体具有粗大的原始奥氏体晶界，会恶化冲击韧性，粗晶热影响区的断口呈解理断面。
(3) 细晶热影响区的冲击吸收功和母材接近，宏观断口有塑性变形，呈延性断裂，断口上分布大量细小韧窝。
(4) B元素在高温热循环作用下，偏析在原始奥氏体晶粒，在冷却过程中形成BN导致晶界脆化。Ni在一定程度上有利于提高韧性。
参考文献
[1] 史耀武. 中国材料工程大典：材料焊接工程. 北京：化学工业出版社，2006
[2] 齐俊杰，黄运华，张跃. 微合金化钢. 北京：冶金工业出版社，2006
[3] 贺信莱，褚幼义，张秀林，等. 硼在钢中的分布. 金属学报，1977，13(4)：235
[4] 倪志军，张向葵. 采用TMCP工艺对高强度船体结构钢EH50的研究与开发. 钢铁，2009，44(5)：48
[5] 李鹤林. 油气输送钢管的发展动向与展望. 焊管，2004，27(6)：2
文章来源——金属世界
浙公网安备 33042402000106号
