Q690 焊接热影响区及韧性研究

2021-11-19杜海明杜亚伟李静宇丁兰峰

河南冶金 2021年4期

杜海明杜亚伟李静宇丁兰峰

（安阳钢铁集团有限责任公司）

0 引言

随着液压支架工作阻力的提高，支架重量也不断增加，给运输、搬运和安装等环节带来了很大困难，减轻支架重量是支架设计中迫切需要解决的问题，采用高强度Q690 低合金钢材是最有效的途径。低合金高强钢凭借其良好的强韧性和焊接性等优势在装备制造业的应用日渐广泛，将此类高强钢的应用价值最大化，进一步研究其焊接技术具有重要意义[1-4]。由于Q690 低合金高强钢对冷裂纹敏感性强，因此在焊接过程中焊材的选择和工艺参数的设置要求非常关键，韩非[5]等人研究了焊接热循环对高强钢S690QL 焊接热影响区组织和韧性的影响，对比了一次热循环和二次热循环时热影响区组织及韧性的关系；李培和[6]、刘素鹏[7]等研究了不同的热输入参数对Q690 高强钢焊接热影响区组织与力学性能的影响，确定了焊接接头综合力学性能最佳时的热输入参数。

然而在焊接过程中，由于受焊接热循环作用，在紧邻焊缝的母材区域，组织性能会发生转变，从而影响整个构件的性能。笔者从峰值温度、冷却时间t8/5两个参数对Q690 高强钢焊接热影响区进行了热模拟试验，分析研究了冷却时间t8/5对焊接热影响区不同亚区（过热区、正火区和不完全相变区）组织与韧性的影响。

1 试验材料和试验方法

试验材料选用安钢生产的Q690 低合金高强钢，状态为调质态，金相组织为回火索氏体（S），成分和性能分别见表1 和表2，显微组织如图1 所示。

图1 AQ690 钢金相组织（回火S）

表1 试验钢的化学成分 %

表2 AQ690 钢的力学性能

利用Gleeble 3800 热模拟试验机进行焊接热模拟试验，试样加工尺寸为11 mm×11 mm×55 mm。根据Rykalin 二维点热源解析传热公式计算焊接热循环曲线，设定不同的峰值温度（1 320 ℃、930 ℃、790 ℃）来模拟焊接热影响区不同亚区（过热区、正火区和不完全相变区）的组织及韧性情况，每组试验完成4 个试样（其中3 个做冲击试验，1 个做金相组织检验），共需完成试验数量18 组（72 个）。具体的焊接热影响区模拟试验方案见表3。

表3 Q690 焊接热影响区热模拟试验方案

为了确定合适的t8/5焊接参数，需要对试样进行冲击韧性试验和金相组织检验。冲击试验参照国标GB/T 2975 冲击试验方法进行，将焊接模拟试验后的试样加工成标准的10 mm×10 mm×55 mm冲击试样，在热电偶焊接点处开V 型缺口，然后在JBDW-300D 冲击试验机进行-20 ℃冲击试验，测试3 个平行试样，取平均值；沿试样热电偶焊接点处切开，制取金相试样，将其磨制、抛光后，用4%硝酸酒精溶液进行侵蚀，在ZEISS AX10 金相显微镜下进行组织观察。

2 试验结果和分析

2.1 热模拟试样的冲击性能

不同t8/5冷却条件下Q690 钢的过热区、正火区及不完全相变区冲击试验后，取其平均值，对应的各区域的冲击变化情况如图2 所示。

图2 不同t8/5 冷却条件下Q690 钢过热区、正火区及不完全相变区的韧性变化

从图2 可以看出，在不同的t8/5冷却条件下，对应峰值温度在930 ℃的正火区，Q690 钢在该区域的低温冲击韧性整体保持在较高水平，-20 ℃冲击功平均值都在197 J 以上；对应峰值温度在1 320 ℃的过热区，在t8/5=15 s 的冷却条件下，Q690 低温冲击韧性最佳，冲击功均值达到184 J；在其他的冷却条件下，低温冲击韧性均较差，冲击功均值在70 J 以下；；对应峰值温度在790 ℃的不完全相变区，在t8/5=15 s、20 s 的冷却条件下，Q690 低温冲击韧性较好，其中t8/5=15 s 时的冲击韧性最佳，冲击功均值达到163 J，在其他的冷却条件下，低温冲击韧性均较差；综合以上结果分析，在t8/5=15 s 左右时，各区的冲击韧性值达到最佳。

2.2 金相组织情况

不同t8/5对应过热区的金相组织如图3 所示，对应区域各相比例见表4。

从图3 和表4 可以明显看出，随着t8/5的延长，过热区组织中的板条马氏体（LM）和板条贝氏体（LB）含量逐渐降低，粒状贝氏体（GB）含量逐渐增加；正火区组织中的M 含量逐渐降低，粒状贝氏体（GB）含量逐渐增加；不完全相变区组织中的贝氏体（B）含量逐渐降低，多变铁素体（PF）含量逐渐增加，且有珠光体类（P）组织开始出现。

表4 不同t8/5 条件下Q690 对应各区域的金相组织及相比例

图3 不同t8/5 对应Q690 钢过热区（1 320 ℃）的金相组织

2.3 组织分析及讨论

试验钢在不同t8/5条件下的显微组织如图3 所示。由图3 可清晰看出，当峰值温度为1 320 ℃时，组织为细小的板条马氏体(LM)、板条贝氏体(LB)和粒状贝氏体(GB)，且以LM、LB 为主，GB 含量相对较少。随着t8/5的延长，组织中LM、LB 和GB的相比例发生变化，随着t8/5的不断增大，高温停留时间延长，冷却速度减小，LM 逐渐减少，LB和GB 逐渐增多，部分板条开始融合、变宽、变短，呈断断续续的短杆状，且板条之间出现了少量白亮的链条状的M-A 组元。其原因为不同冷速时相界面碳浓度分布不同，冷却速度变慢，相界面处的碳浓度达到局部平衡，其相变温度相对稍高，在相变温区停留时间长，在板条长大过程中碳更容易向远处扩散，且有足够的时间扩散，当相变结束后分布在板条间的残留奥氏体的碳富集程度高，部分区域碳浓度足够高，在随后的冷却过程中达到马氏体相变条件，转变为马氏体，即M-A 组元[8-10]。当t8/5>25 s 时，组织中LM 已很少，以LB 和GB 为主，且组织中的LB 和GB 较为粗大，M-A 组元含量明显增多、尺寸增大，这时M-A组元有两种存在形态：在原奥氏体晶界处呈细长链条状，在晶内呈块状、岛状；另外，由于冷却速度变小，碳化物有充足时间析出，组织中出现了颗粒状碳化物。

从冲击性能和金相检验结果综合分析，当t8/5=15 s 左右时，过热区组织主要为细密的LM、LB 以及少量GB，低碳板条马氏体组织的形貌呈细长条状、多个板条平行排列，同方向生长形成板条束，板条束之间呈大倾角相交，板条内具有很高的位错密度，断裂过程中板条束可以使裂纹扩展，产生一定程度的偏移，消耗一定的能量，韧性较好，因此具有较高的冲击吸收能量。随着t8/5的增大，过热区中原始奥氏体晶粒尺寸显著增大，这是因为随着t8/5的增大，冷却速度减小，高温停留时间延长，对奥氏体晶界有钉扎作用的碳化物发生部分溶解，并且随着时间的延长，碳化物的溶解量逐渐增多，阻碍原奥氏体晶粒长大的作用减弱，原奥氏体晶界容易发生迁移，晶粒间相互吞并，导致原奥氏体晶粒长大[11-13]，过热区组织粗大，导致板条束取向差减小，LB 含量减少而GB含量增多，粗大的奥氏体晶粒和GB 组织对材料的低温冲击性能不利。