t8/5對高強度余熱處理棒材焊接熱影響區組織和力學性能的影響

肖 軼，方建慧，鐘慶東，劉衛東，3

（1.上海大學，上海市現代冶金與材料制備重點實驗室，上海200072；2.南通職業大學機械工程學院，南通226007；3.南通市鋼鐵冶金過程控制工程技術研究中心，南通226002）

0 引 言

熱軋棒材是建筑、橋梁、鐵路等工程建設中應用最廣泛的鋼鐵產品，工業經濟的迅猛發展對建筑用鋼的性能、質量提出了更高的要求，加速了建筑用鋼品種的優化與更新換代［1］。由于合金元素價格昂貴，因此在煉鋼過程中通過加入微量釩、鈦、鈮等元素以提高棒材綜合力學性能的微合金化方法不具備成本優勢。在不添加或少量添加合金元素的前提下，通過采用節約型成分設計和減量化生產方法來細化晶粒，大幅提高棒材綜合性能的淬火加自回火余熱處理技術（QTB）［2-3］已在日本等國被廣泛采用［4］。新西蘭已將抗震鋼種500E中釩的質量分數降低了60%；在歐洲，需要進行疲勞試驗以證明材料能夠用于抗震要求的場合，用QTB工藝生產的熱軋棒材產品已被其認可［5］。目前，我國正在加快高強度抗震棒材的推廣應用，但QTB工藝生產的棒材在焊接過程中接頭可能會出現晶粒粗化以及抗拉強度、屈服強度降低的現象［6］。焊接接頭性能一般由焊縫和熱影響區（HAZ）的性能決定，焊縫的組織和性能可以通過選擇合適的焊接材料和參數來加以匹配，但在焊接熱循環作用下，HAZ會產生組織不均勻并出現脆化，這往往是導致焊接裂紋或接頭性能下降的重要原因［7-8］。為此，作者運用熱模擬技術，探討了單道次焊接熱循環時，不同t8/5對高強度余熱處理棒材HAZ顯微組織和力學性能的影響，為實際生產應用中制定合適的焊接工藝參數提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用φ16mm的500MPa級高強度余熱處理棒材由寶鋼南通公司熱軋廠生產，其采用QTB工藝控制熱軋后的相變。該棒材具有高的強度和良好的塑韌性，其化學成分如表1所示。

將上述棒材加工成11mm×11mm×55mm的熱模擬沖擊試樣，其表面粗糙度Ra為1.6μm。焊接熱模擬試驗在Gleeble-3500型熱模擬試驗機上進行，采用單道次焊接熱循環進行模擬，峰值溫度為1 320℃，加熱速率為100℃·s-1，保溫0.5s，冷速分別為30，25，20，15，10，5，3，1℃·s-1，即t8/5分別為10，12，15，20，30，60，100，300s。

表1 高強度余熱處理棒材的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composition of high-strength residual heat treatment steel bar（mass） %

采用JSM-7001F型場發射掃描電鏡觀察HAZ的微觀組織，腐蝕劑為4%（體積分數）硝酸酒精溶液，腐蝕時間4s；沖擊試驗按照 GB/T 229-2007《金屬材料 夏比沖擊擺錘試驗》在JBC-300型材料沖擊試驗機上進行，沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm，夏比V型缺口位于熱影響區，槽深2mm，試驗溫度為室溫；采用JSM-7001F型掃描電鏡觀察沖擊斷口形貌，并用PHILIP-XL30型電子掃描儀拍照；采用HV-1000型顯微硬度計測維氏硬度，載荷9.8N，保持時間20s，取5個點的平均值。

2 試驗結果與討論

2.1 對粗晶熱影響區顯微組織的影響

由圖1可見，高強度余熱處理棒材的原始組織以鐵素體和珠光體為主，有少量夾雜物及明顯的軋制帶狀特征。

由圖2可見，當t8/5為10，12s時，焊接熱輸入較小，粗晶熱影響區（CGHAZ）為羽毛狀上貝氏體、下貝氏體（呈細小、彌散、短條狀）和鐵素體的混合組織；當t8/5為15，20s時，貝氏體組織形態主要呈羽毛狀；當t8/5＝60s時，貝氏體的主要形態為粒狀；隨著焊接熱輸入逐漸增大，粒狀貝氏體逐漸減少，珠光體組織不斷增加；當t8/5為100s時，CGHAZ組織為珠光體和鐵素體，且珠光體含量較高，晶內的鐵素體形態為針狀；當t8/5增大到300s時，CGHAZ組織為珠光體和鐵素體，晶內有粗大的魏氏組織，與t8/5＝100s時的相比，晶粒明顯粗大。

圖1 高強度余熱處理棒材的原始SEM形貌Fig.1 SEM morphology of parent metal of high-strength residual heat treatment steel bar：（a）at low magnification and（b）at high magnification

圖2 不同t8/5下高強度余熱處理棒材粗晶熱影響區的SEM形貌Fig.2 SEM morphology of CGHAZ of high-strength residual heat treatment steel bar at different t8/5

2.2 對HAZ硬度的影響

圖3 高強度余熱處理棒材熱影響區顯微硬度隨t8/5的變化曲線Fig.3 Change curves of micro-hardness of HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar with different t8/5

由圖3可見，在每一個t8/5下，從母材到粗晶熱影響區的硬度都呈增大的趨勢；且隨著t8/5的逐漸減小，熱影響區的最高硬度逐漸增大；在t8/5為300s時，HAZ的硬度與母材的基本相同，這是由于冷速過慢，HAZ生成的是珠光體和鐵素體組織；在t8/5小于30s時，HAZ的硬度大于母材的，而且隨著t8/5的減小，這種趨勢逐漸明顯，如在t8/5為10s時，HAZ的硬度最高，為370HV，是母材的1.74倍。可見，采用小的熱輸入焊接時容易形成硬脆組織，這對HAZ的綜合性能不利，在實際焊接中應該避免過小的熱輸入。

2.3 對HAZ室溫沖擊韌性及斷口形貌的影響

2.3.1 對室溫沖擊韌性的影響

高強度余熱處理棒材母材的室溫沖擊功為170J。由表2可以看出，在不同的t8/5下，高強度余熱處理棒材HAZ的室溫沖擊功與母材的相比均有較大降低。當t8/5為10，12s時，焊接熱輸入很小，HAZ組織中的貝氏體含量較多，存在粗大的組織，HAZ的沖擊功僅約為母材的1/4；隨著t8/5增大，焊接熱輸入增加，珠光體含量增多，貝氏體含量減少，同時HAZ中還存在可以改善沖擊性能的針狀鐵素體，這使得HAZ的沖擊功不斷增大；當t8/5為20，30，60s時，HAZ的沖擊功分別約為母材的48%，51%，54%；在t8/5為100s時，HAZ的沖擊功達到最大，為130J，為母材的76%；此后隨著t8/5進一步增大，焊接熱輸入很大，晶粒變粗，HAZ的沖擊功降為103J，為母材的60%，與t8/5＝100s時的相比，HAZ的沖擊功有所下降，但沒有發生明顯的韌性惡化。因此，高強度余熱處理棒材在t8/5為20～300s時的沖擊韌性能滿足實際生產要求。

表2 不同t8/5下高強度余熱處理棒材HAZ的室溫沖擊功及其與母材沖擊功的比值Tab.2 Room temperature impact energy of HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar and the ratio of impact energy of HAZ to that of base metal at different t8/5

2.3.2 對沖擊斷口形貌的影響

由圖4（a）可見，高強度余熱處理棒材母材的沖擊斷口形貌為等軸韌窩形貌，為韌性斷裂。由圖4（b）可見，t8/5＝100s時，HAZ的沖擊斷口為撕裂韌窩形貌和解理斷裂共存的混合型斷口，其主要特征是在斷口心部出現了明顯的河流花樣，而四周又有大面積的韌窩包圍，韌窩數量較母材的明顯減少，并被河流狀或扇形的解理小平面所代替。由圖4（c）可見，t8/5＝30s時，HAZ的沖擊斷口形貌與母材的相似，但其解理斷口上的河流花樣很明顯。由圖4（d）可見，t8/5＝12s時，HAZ的斷口形貌主要為準解理斷裂形貌，呈舌狀花樣，孔洞和夾雜物數量很多，為典型的脆性斷裂形貌。隨著t8/5的減小，HAZ中生成了一定數量的塊狀鐵素體、針狀鐵素體和呈方向性分布的粒狀貝氏體，由于鐵素體為塊狀，與鄰近組織的形變不協調，極易在相界面處產生裂紋，其沖擊韌性比較低，當裂紋穿過針狀鐵素體時，針狀鐵素體組織通過形變減弱裂紋前端的應力集中，裂紋會呈波浪形路線擴展。因此，斷口形貌由典型的韌窩轉向舌狀花樣，且韌窩數量及韌窩區面積減小，表面平齊，呈結晶狀亮灰色的解理斷口區域增多，孔洞和夾雜物的數量也增多。可見，沖擊斷口形貌隨t8/5降低而表現出來的特征與表2的結果相符。

圖4 高強度余熱處理棒材母材及不同t8/5下HAZ的沖擊斷口形貌Fig.4 Impact fracture morphology of base metal and HAZ of high-strength residual heat treatment steel bar：（a）base metal and（b-d）HAZ impact fracture morphology at t8/5of 100s，30sand 12s

3 結 論

（1）當t8/5＜15s時，高強度余熱處理棒材CGHAZ為羽毛狀上貝氏體、短條狀下貝氏體和鐵素體組織；隨著t8/5增大，CGHAZ組織轉變為粒狀貝氏體、珠光體和鐵素體的混合組織；當t8/5＞60s時，CGHAZ組織為珠光體和鐵素體。

（2）在不同t8/5下，從高強度余熱處理棒材母材到CGHAZ的顯微硬度不斷增大；隨著t8/5減小，HAZ的硬度呈逐漸增大的趨勢。

（3）隨著t8/5增大，HAZ的室溫沖擊功先逐漸增大，并在t8/5＝100s時達到最大；沖擊斷口形貌也隨著t8/5增大由準解理斷裂形貌逐漸轉為撕裂韌窩和解理斷裂共存的混合斷口形貌；t8/5在20～300s時，高強度余熱處理棒材的沖擊韌性能滿足實際生產要求。

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