440 MPa 级HSLA 钢焊缝低温韧性分析

2024-02-04曾道平郑韶先安同邦马成勇

焊接 2024年1期

曾道平，郑韶先，安同邦，马成勇

（1.兰州交通大学，兰州 730070；2.钢铁研究总院，北京 100081）

0 前言

低合金高强度（HSLA）钢因具有较高的强度、优异的塑韧性和良好的耐腐蚀性能等特点，在海洋工程船舶、油气资源运输管道、压力容器、跨海大桥等工程机械领域获得了广泛的应用，其中焊接结构件约占工程机械总重量的50%～70%[1−3]。低温韧性是评价HSLA 钢焊缝性能的重要指标之一，合适的焊接工艺和焊接材料的恰当匹配是确保焊缝低温韧性的关键因素。

Yin 等人[4]使用激光-MAG 焊研究了焊接速度对440 MPa 级HSLA 钢焊缝低温韧性的影响，发现当焊接速度从0.8 m/min 增大到2.0 m/min 时，−40 ℃冲击吸收能量从35 J 增大到105 J。张亚运等人[5]研究发现当热输入从8 kJ/cm 增大到20 kJ/cm 时，440 MPa级HSLA 钢焊缝中针状铁素体含量减少，残余奥氏体逐渐从薄片状转变为块状，−40 ℃冲击吸收能量从72 J 降低到34 J。肖晓明等人[6]研究发现当Ar 中的CO2含量从10%增大到100%时，440 MPa 级HSLA钢焊缝中针状铁素体含量减少，夹杂物尺寸增大，−40 ℃冲击吸收能量不断减小。凌纯[7]采用自制的CO2气保护药芯焊丝对440 MPa 级HSLA 钢进行了对接焊，并对焊缝低温韧性进行了测试，−40 ℃冲击吸收能量为106 J。目前，有关焊接工艺对440 MPa级HSLA 钢焊缝低温韧性的影响已进行了大量的研究，但对比分析不同焊丝的焊缝低温韧性的研究报道相对较少。

文中采用自制的2 种实心焊丝，进行了440 MPa级HSLA 钢的对接MAG 焊(80%Ar+20%CO2)，并对所得2 种焊缝的低温韧性进行了测试，发现二者的低温韧性出现显著差异。通过对比分析2 种焊缝的显微组织和夹杂物尺寸及成分，阐释了2 种焊缝低温韧性出现显著差异的原因，以期为440 MPa 级HSLA 钢焊接材料研制提供理论支持。

1 试验方法

焊接试板为440 MPa 级HSLA 钢，试板尺寸为400 mm×160 mm×20 mm，试板坡口尺寸如图1 所示。焊接材料为自制的2 种实心焊丝，直径均为1.2 mm，焊缝金属的化学成分见表1。采用Pluse MIG 500 型焊机进行对接MAG 焊(80%Ar+20%CO2)，气体流量为20 L/min，焊接电流为275 A，电弧电压为30 V，焊接速度为30 cm/min，保护气体为80%Ar+20%CO2，焊接热输入为16.5 kJ/cm，层间温度为100～120 ℃。

表1 焊缝金属的化学成分(质量分数，%)

图1 坡口尺寸示意图

金相试样经砂纸研磨和机械抛光后，使用体积分数2%的硝酸酒精溶液腐蚀，使用Olympus GX51 型光学显微镜（OM）观察焊缝显微组织。透射试样首先经过砂纸减薄到50～60 μm，紧接着使用体积分数4%的高氯酸酒精溶液在MTP-1A 磁力减薄器上进行电解双喷，最后在H-800 型透射电镜（TEM）上观察焊缝显微组织。金相试样用Lepera 腐蚀剂腐蚀后，使用OM 观察M-A 组元，并利用Image pro plus 6.0 软件对M-A 组元的含量和不同形状占比进行统计。金相试样在抛光机上抛光后，在OM 上随机照取10 张夹杂物照片，利用软件对其粒径分布、平均粒径和数量密度等进行统计分析，并利用Quanta 650 FEG 型扫描显微镜（SEM）配套的能谱仪（EDS）进行化学成分分析。

根据GB/T 2650—2008 进行焊缝的低温冲击试验，冲击试样的取样位置位于后焊面线下2 mm 处，试验温度为−40 ℃，冲击试样所开缺口为V 形，冲击试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，冲击试验完成后利用SEM 观察冲击断口形貌和冲击断口纵剖面形貌。

2 试验结果

2.1 焊缝显微组织

图2 为焊缝的显微组织形貌。图2(a)和图2(b)为焊缝的显微组织OM 照片，J1 焊丝的焊缝组织主要由沿原奥氏体晶界（PCGB）分布的先共析铁素体（PF）和侧板条铁素体（FSP），以及晶内的针状铁素体（AF）组成，且部分FSP 横跨整个原奥氏体晶粒，如图2(a)所示；J2 焊丝的焊缝组织比较单一，主要由AF 组成，如图2(b)所示。图2(c)和图2(d)为焊缝的显微组织TEM 照片，2 种焊缝的铁素体板条内均存在较高密度的位错，铁素体板条边界略有弯曲，板条之间大致呈平行状分布，但与J1 焊丝的焊缝相比，J2焊丝的焊缝中铁素体板条尺寸有所细化。

图2 焊缝的显微组织形貌

图3 为焊缝中M-A 组元。J1 焊丝的焊缝中存在着一定数量的亮白色M-A 组元，形状以颗粒状、条状和块状为主，且大量条状M-A 组元分布于PF/PF，PF/FSP 或FSP/FSP 界面处，如图3(a)所示；与J1 焊丝的焊缝相比，J2 焊丝的焊缝中M-A 组元数量减少且尺寸有所减小，形状以颗粒状为主，如图3(b)所示。Image pro plus 6.0 软件的统计结果表明，J1 焊丝的焊缝中M-A 组元含量为1.36%，颗粒状、条状和块状占比分别为45%，46%和9%；J2 焊丝的焊缝中M-A 组元含量为0.85%，颗粒状、条状和块状占比分别为65%，31%和4%。

2.2 焊缝中夹杂物特征

肖晓明等人[6]认为直径为0.4～2.0 μm 夹杂物能作为AF 的形核质点，促进AF 的形成，改善焊缝的低温韧性。图4 为夹杂物作为AF 形核质点的SEM 照片，夹杂物直径分别约为0.58 μm 和0.56 μm，这与文献[6]研究结论一致。

图4 焊缝中夹杂物作为AF 形核质点的SEM 形貌

肖晓明等人[8]认为直径小于2 μm 的夹杂物通过影响组织转变来影响焊缝的低温韧性，而直径大于2 μm 的夹杂物会显著增大焊缝的裂纹敏感性，降低焊缝的低温韧性。表2 为焊缝中夹杂物统计结果。可以看出，J1 和J2 焊丝的焊缝中直径小于2 μm 的夹杂物占比分别为75.4%和76.8%，2 种焊缝中夹杂物粒径分布差异小，同时夹杂物的平均粒径、数量密度和面积分数均差异小。

表2 焊缝中夹杂物统计结果

EDS 分析结果表明，2 种焊缝中夹杂物的主要化学成分均由C，O，S，Si，Mn，Ti 等元素组成，推测认为2 种焊缝中夹杂物主要为MnS，SiO2，MnO，TiO2等组成的复合物。综上可知，2 种焊缝中夹杂物的粒径分布、尺寸、数量和成分差异小，故夹杂物对焊缝组织和低温韧性的影响基本相当。

2.3 焊缝低温韧性

表3 为焊缝在−40 ℃下所测得的冲击吸收能量。J1 焊丝的焊缝冲击吸收能量分散度比J2 焊丝的大，J1 和J2 焊丝的焊缝平均冲击吸收能量分别为128.4 J和330.6 J，与J1 焊丝的焊缝相比，J2 焊丝的焊缝平均冲击吸收能量提升了约157.5%，故J2 焊丝的焊缝低温韧性显著优于J1 焊丝。

表3 焊缝的冲击吸收能量 J

图5 为焊缝的冲击断口形貌。J1 焊丝的焊缝冲击断口形貌由撕裂棱、河流花样、解理台阶和准解理面组成，为典型的准解理断裂形貌，且存在许多二次裂纹，如图5(a)所示；J2 焊丝的焊缝冲击断口形貌由大小不等的圆形、椭圆形或抛物状韧窝组成，为韧性断裂形貌，如图5(b)所示。

图5 焊缝的冲击断口形貌

3 分析与讨论

3.1 焊缝显微组织分析

根据焊缝金属的化学成分（表1），J2 焊丝的焊缝金属中Si，Mn，Ni 和Cr 含量高于J1 焊丝，其余元素含量相当，通过JmatPro 软件计算了焊缝的连续冷却组织转变图（WM-CCT），如图6 所示。计算结果表明，与J1 焊丝的焊缝相比，J2 焊丝的焊缝A3和A1降低，CCT 曲线右移，能抑制PF 和FSP 的形成，促进AF 的形成。Si 在扩散型相变温度区内，能通过促进C 原子扩散，使得C 原子在位错附近偏聚，形成稳定性良好的柯氏气团，而Si 在中温区内抑制C 原子扩散，柯氏气团依旧能稳定存在，钉扎位错，从而提高奥氏体强度，增大贝氏体铁素体形核时的切变阻力，最终促进CCT 曲线右移[9]。Mn 元素和Ni 元素作为奥氏体稳定化元素，能降低奥氏体向铁素体的转变温度，促进CCT 曲线右移，抑制高温相变组织PF 和FSP 的形成，促进AF 等中温相变组织的形成[10]，从而有利于提高焊缝低温韧性。Cr 元素能通过抑制C 原子的扩散，降低铁素体转变温度，从而抑制PF 的形成，促进AF的形成[11−12]。

图6 焊缝的CCT 曲线

根据PF 开始转变温度(Tsta)经验公式[13]，计算焊缝的Tsta，结果表明J1 和J2 焊丝的焊缝的Tsta分别为856 K 和846 K。Tsta低于853 K 时，PF 转变难以发生[13]，故J2 焊丝的焊缝中难以形成PF，FSP 在PF 的基础上向晶内生长，所以FSP 也难以形成。

焊缝在连续冷却过程中，C 原子会从铁素体扩散到未转变过冷奥氏体中，提高过冷奥氏体的C 含量，形成富C 过冷奥氏体，在随后的冷却过程中，富C 过冷奥氏体部分转变为M，在室温下以M-A 组元形式保留下来[14]。如图3 所示，J1 焊丝的焊缝中M-A 组元含量比J2 焊丝的高，这主要是由于J1 焊丝的焊缝奥氏体转变为铁素体的初始温度比J2 焊丝的高，使得C 原子扩散到未转变过冷奥氏体中的速率更快且距离更远，以致未转变过冷奥氏体的C 含量增大，富C 过冷奥氏体含量增多[15−16]。同时，C 含量增大会使Ms和Mf降低，但Mf比Ms降低得快，从而扩大了M 的转变温度范围[17]，使得M 的转变量增多，以致J1 焊丝的焊缝在随后冷却过程中形成的M-A 组元含量更高。此外，J1 焊丝的焊缝中颗粒状M-A 组元占比较J2 焊丝的低，这主要是由于奥氏体转变温度提高，使得相变驱动力减小，M-A 组元不易形成颗粒状[18]，从而导致颗粒状M-A 组元占比降低。

3.2 焊缝低温韧性分析

为了分析显微组织对冲击断口裂纹行为的影响，通过SEM 观察冲击断口纵剖面形貌，冲击断口未进行渡镍处理，如图7 所示。J1 焊丝的焊缝冲击断口主裂纹扩展路径趋于平直，表明裂纹扩展受到的阻力较小，裂纹扩展所需能量较小，而且基体中二次裂纹以近直线状穿过PF/FSP，表明PF/FSP 对裂纹扩展阻碍能力较弱，利于裂纹扩展，裂纹扩展所需能量较小，如图7(a)所示。J1 焊丝的焊缝中存在大量PF 和FSP，而PF 和FSP 通常沿原奥氏体晶界析出，呈粗大的块状或条状，微裂纹在冲击载荷作用下易在PF 和FSP 处形成，能沿着PF 和FSP 快速扩展，裂纹扩展所需能量较小，使得裂纹扩展路径比较平直，增大焊缝中PF 和FSP 含量，会降低焊缝的低温韧性[19]。

图7 冲击断口纵剖面形貌

与J1 焊丝的焊缝相比，J2 焊丝的焊缝冲击断口主裂纹扩展偏转次数增多，使得路径曲折程度显著增大，表明裂纹扩展受到的阻力较大，消耗裂纹扩展所需能量较大，而且基体中显微组织发生了塑性变形，还存在大量微孔，如图7(b)所示。J2 焊丝的焊缝主要由AF 组成，AF 与AF 之间通常为大角度晶界，阻碍裂纹扩展能力较强，裂纹扩展遇到AF 时易发生偏转，裂纹扩展所需能量较大，使得裂纹扩展路径变得更加曲折，增大焊缝中AF 含量，会提高焊缝的低温韧性[10,19]。此外，塑性变形能抑制裂纹扩展，改变裂纹扩展方向，降低裂纹扩展速率，增大裂纹扩展长度，增大低温冲击吸收的能量，还能减小局部应力集中，抑制微孔长大形成裂纹[20]。

M-A 组元作为高硬脆相，在冲击载荷作用下，MA 组元易与周围基体形成应力集中，诱发微裂纹并逐渐扩展到基体中，从而降低焊缝的低温韧性[9]，如图8 所示。然而，不同形状的M-A 组元对低温韧性的影响存在差异，小尺寸颗粒状M-A 组元能提高微裂纹形成的临界应力，难以诱发微裂纹，对低温韧性损害较小[15]。当裂纹扩展遇到条状M-A 组元时，裂纹呈直线状穿过或者在裂纹扩展的横向剪切应力作用下被切断，表明条状M-A 组元对裂纹扩展阻碍能力较弱，对低温韧性损害较大，如图9 所示，这与Yang 等人[21]研究结果一致。此外，块状M-A 组元易诱发微裂纹，且块状M-A 组元易从基体中脱离，会显著降低焊缝的低温韧性[22]。综上可知，与J1 焊丝的焊缝相比，J2 焊丝的焊缝中更高的AF 含量、较低的M-A 组元含量以及较低的条状和块状M-A 组元占比，是导致其低温韧性显著优于J1 焊丝的主要原因。