V-N微合金鋼焊接熱影響區組織與力學性能研究

于全成，顧大慶，麻 衡

（萊蕪鋼鐵集團銀山型鋼有限公司，山東 濟南271104）

V-N 微合金鋼的應用要求其具有良好的焊接性能。目前，V-N 微合金鋼板的生產主要是結合TMCP 工藝制成以確保力學性能，但是經控軋控冷所得的精細組織會因焊接熱循環過程而快速長大，晶粒異常粗化也就是焊接過程中提到的粗晶熱影響區（CGHAZ）［1-3］。不論是單道次焊接的 CGHAZ還是多道次焊接的臨界再加熱粗晶熱影響區（ICRCGHAZ）都會產生局部脆性區（LBZ），較大的奧氏體晶粒尺寸不利于焊接接頭的沖擊韌性，厚規格的鋼板往往需要較多的道次才能夠將焊接坡口填滿［4-8］。第一道次形成的粗晶熱影響區會被第二道次的焊接過程進行類似于回火熱處理過程，當第二次峰值溫度Tp2位于Ac1～Ac3之間時，便會形成臨界加熱粗晶熱影響區，Tp2小于Ac1為亞臨界粗晶區（SCGHAZ），Tp2在Ac3～1 200 ℃時形成臨界粗晶熱影響區（SRCGHAZ），Tp2大于1 200 ℃時會形成二次粗晶熱影響區（UACGHAZ），對焊接接頭的性能有較大影響，因此研究焊接熱影響區的組織和性能是極為重要［9-11］。

本研究主要是通過焊接熱模擬來研究單、雙道次不同線能量及峰值溫度對CGHAZ 性能的影響，將沖擊功和硬度作為評價CGHAZ力學性能的主要指標，應用OM、SEM 觀察顯微組織、斷口及形貌差異，觀察沖擊斷口處裂紋的擴展，研究其斷裂機制，利用TEM 觀察粗晶熱影響區中V（C，N）的析出行為，應用EBSD分析組織的晶體學特征，研究了V-N微合金鋼焊接粗晶熱影響區顯微組織、析出相析出行為和力學性能之間的關系。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼為30 mm厚度規格TMCP工藝生產的V-N微合金化鋼板，試驗鋼的成分如表1所示。在MMS300 熱模擬試驗機上進行線能量為15、20、40、60 kJ/cm 的單道次焊接熱循環模擬，研究了不同線能量下粗晶熱影響區組織變化及沖擊韌性情況。熱模擬試樣垂直于軋板軋制方向取樣，試樣尺寸為11 mm×11 mm×55 mm。焊接熱循環過程模擬板厚為10 mm，依據2D Rykalin 數學模型制定試驗工藝的熱循環模擬曲線。

表1 試驗鋼的化學成分(質量分數) %

單道次焊接熱循環曲線形狀如圖1 所示。實現具體工藝如下：試樣先以100 ℃/s 加熱至峰值溫度1 350 ℃，等溫1 s。根據公式反推出不同線能量下的t8/5。線能量由小到大對應的t8/5分別為12.38、22.01、88.04、198.08 s，每個工藝參數做4組，終冷溫度為350 ℃。

圖1 單道次焊接的熱循環曲線

用Thermo-calc-2017bc 計算出試驗鋼的Ac1和Ac3分別為674 ℃和840 ℃。結合計算的數值，設置Tp2為4組不同的溫度對應不同的區域，其中600 ℃對應SCGHAZ，800 ℃對應 ICRCGHAZ，1 000 ℃對應SRCGHAZ，1 300 ℃對應UACGHAZ。

雙道次焊接熱循環曲線如圖2所示，第一道次的預熱溫度為20 ℃，加熱速度為100 ℃/s，保溫時間為1 s，線能量設定為15 kJ/cm，層間溫度為150 ℃，對應的t8/5為12.38 s。第二道次焊接過程中，試樣分別以 100 ℃/s 加熱至 600、800、1 000 和1 300 ℃，之后等溫1 s，終冷溫度為250 ℃，線能量設定為15 kJ/cm，對應的t8/5為26.61 s。試驗中測定出的焊接熱循環曲線如圖2所示，每個工藝重復進行4次試驗。

圖2 雙道次焊接熱模擬熱循環曲線

組織性能檢測的區域均在熱電偶電焊處，焊接熱循環試驗后將試驗后試樣加工成標準的夏比v口沖擊試樣，尺寸為10 mm×10 mm×55 mm。沖擊試驗測試的是-20 ℃下試樣的沖擊性能，在擺錘試驗機上進行，所參照的標準為ASTM E23試驗標準。為應對試驗過程中轉移試樣過程中的溫度升高現象，將試樣冷卻溫度下調3 ℃。相同焊接參數下的沖擊試驗進行4組，沖擊功為計算的平均值。維氏硬度用FM700硬度計進行測定，施壓載荷為500 g，載荷時間為10 s，每個工藝下測定10 個點取平均值。金相試樣的取樣位置定在檢測熱電偶處，研磨拋光后用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕，之后，利用OLYMPUS BX53M 光學顯微鏡進行金相觀察。原奧氏體晶粒平均尺寸采截線法，利用Image pro軟件進行測定。關于晶界取向差的研究，試樣經過12.5%的高氯酸酒精溶液進行電解拋光后，采用OLYMPUS BX53M 場發射掃描電鏡EBSD 系統觀察。TEM 試驗利用FEI Tecnai G2 F20，加速電壓采用200 kV，試樣采用雙噴處理，析出物的化學成分利用EDX進行測定。

2 試驗結果

2.1 力學性能

表2 為單道次焊接熱模擬試驗CGHAZ 的維氏硬度和-20 ℃條件下沖擊功同線能量的關系。通過表2 數據可以發現，隨著線能量的增加，熱影響區的硬度減小。線能量15 kJ/cm 時，其硬度值261.5 HV 較基體220 HV 相差較大，容易造成局部應力集中。較大的硬度差和較低的低溫沖擊韌性會使實際的焊接接頭出現局部脆性區。線能量20 kJ/cm 時，其硬度值與基體差別相比15 kJ/cm 時減少了50%，其低溫沖擊韌性相對較好。線能量40 kJ/cm 和60 kJ/cm 在硬度匹配上較為合理，與基體相當，但因鐵素體的粗化，大大降低了沖擊韌性，惡化了焊接接頭性能。

表2 單道次CGHAZ的硬度和沖擊韌性

從性能的角度來說，一般要求熱影響區、焊縫和基體具有良好的匹配，這樣在各個區域的變形能夠更加均勻化，對焊接接頭的應力集中起到了較為有效的緩解作用［12-13］。強化機制是對鋼材的良好性能的直觀解釋，熱模擬所得的粗晶熱影響區的高硬度現象是由于以下幾種強化機制［14-15］：置換原子（Mn、Si）和間隙原子（C、N）的固溶強化作用；位錯強化作用；相變強化作用，主要為針狀鐵素體、馬氏體、貝氏體及珠光體；析出強化作用，析出相為V（C，N）；晶界強化作用。

表3為雙道次焊接熱模擬試驗在線能量15 kJ/cm、不同Tp2條件下的硬度和沖擊功。結合硬度與韌性的關系可發現，隨著第二道次峰值溫度的提高到1 000 ℃，沖擊韌性明顯提升，同UACGHAZ相比SRCGHAZ硬度有所下降。當峰值溫度達到1 300 ℃時，二次粗晶熱影響區主要為淬火馬氏體組織，因此沖擊韌性較差。

表3 雙道次CGHAZ在不同TP2溫度下的硬度和沖擊韌性

2.2 顯微組織

圖3 為單道次焊接熱模擬試驗CGHAZ 不同線能量下的OM顯微組織。當Q=15 kJ/cm時，CGHAZ顯微組織由少量多邊形鐵素體、針狀鐵素體、貝氏體和少量馬氏體組成。由于其相變強化作用，使其硬度最高，原奧氏體晶粒平均尺寸53 μm；Q=20 kJ/cm時，CGHAZ顯微組織由部分板條貝氏體、粒狀貝氏體及鐵素體組成，原奧氏體晶粒平均尺寸157 μm，鐵素體沿奧氏體晶界形成且原奧氏體晶界內部分針狀鐵素體開始形核，也能觀察到貝氏體束形核位置的趨勢；Q=40 kJ/cm時，CGHAZ顯微組織為針狀鐵素體+粒狀貝氏體+鐵素體，原奧氏體晶粒平均尺寸163 μm，其中晶界鐵素體的尺寸較20 kJ/cm線能量有明顯增加；Q=60 kJ/cm時，CGHAZ顯微組織為針狀鐵素體+少量粒狀貝氏體+鐵素體，原奧氏體晶粒平均尺寸325 μm，晶界鐵素體尺寸明顯增大。可看出隨著線能量的增加，組織中鐵素體的比重越來越大，原奧氏體尺寸和晶界鐵素體的尺寸逐漸增加。有研究表明［16-17］，影響原奧氏體晶粒尺寸的主要因素是再加熱溫度，當鋼中的微合金元素充分回溶后就會出現原奧氏體晶粒異常粗化現象。與此同時，在高溫冷卻的過程中也會出現奧氏體晶粒粗化的現象。

圖3 單道次CGHAZ在不同線能量下的金相組織

圖4為經EBSD分析所得單道次不同線能量下CGHAZ顯微組織的位相關系圖和晶界取向差質量圖。圖中紅線表示2～15°的低角度晶界，黑線表示＞15°的高角度晶界。由位相關系圖可看出，隨著焊接線能量的增大，晶體位向圖的顏色差越來越小，晶體的位相差越來越小。通過晶界取向圖可看出，高角度晶界主要分布在晶界處，小角度晶界分布在晶粒內部。有研究表明，大角度晶界能夠有效阻礙裂紋擴展，大角度晶界在裂紋擴展的過程中會導致裂紋發生轉向，使裂紋擴展路徑變復雜，提高沖擊吸收功。線能量15 kJ/cm組織中板條狀組織較多，大角度晶界主要分布在條狀組織的晶界和多邊形鐵素體晶界處，組織中大角度晶界的比例更高；40 kJ/cm線能量下其大角度晶界主要在多邊形鐵素體晶界處，小角度晶界分布在晶粒內部；60 kJ/cm時，結合金相圖可知其板條狀組織逐漸粗化，同一區域面積內大角度晶界較少，15 kJ/cm和60 kJ/cm組織中小角度晶界的比例分別為58%和62%。

圖5 為線能量15 kJ/cm 下雙道次CGHAZ 在不同TP2 溫度下的顯金相組織和EBSD 晶界取向圖。其中，EBSD晶界取向圖中紅線代表2～15°的低角度晶界，黑線代表＞15°的高角度晶界。第一道次焊接熱循環后，其組織可以參照圖3a中所示，主要為針狀鐵素體、貝氏體及少量沿著原奧氏體晶界分布的多邊形鐵素體；Tp2=800 ℃時，原奧氏體晶界處富集多邊形鐵素體、部分板條貝氏體及少許粒狀貝氏體，原奧氏體晶界內部的組織也以這三個為主，并且其中小角度晶界大都集中分布在鐵素體內部，高角度晶界密集分布在細小的鐵素體晶界處。大角度晶界有利于材料的沖擊韌性的改善，大角度晶界的比重越大，對鋼材的低溫韌性具有促進作用；在Tp2=1 000 ℃時，組織中多邊形鐵素體的比重增加，尺寸變大，大角度晶界分布在多邊形鐵素體外側，組織中存在細小的珠光體和M-A島。

圖5 雙道次CGHAZ在不同TP2溫度下的金相組織和EBSD晶界取向圖

圖6為線能量15 kJ/cm、峰值溫度1 000 ℃下雙道次CGHAZ的SEM形貌及C元素分布圖。通過圖中可以發現細小的M/A 島均勻的分布在鐵素體晶粒內部，并有部分M/A 島沿著原奧氏體晶粒分布。利用image-pro軟件測得M/A島的尺寸較小一般都不到1 μm。在C 元素分布圖中，根據色卡對比，其中藍色越深代表碳含量越低。通過分布圖，可以驗證許多M/A島沿著原奧氏體晶界分布的規律，整體碳含量不高，集中分布的區域也只是顯示黃色。

圖6 線能量15 kJ/cm、峰值溫度1 000 ℃下雙道次CGHAZ的SEM形貌及C元素分布圖

3 分析與討論

3.1 單道次焊接試驗結果分析

圖7 為單道次CGHAZ 的沖擊斷口形貌與裂紋擴展SEM圖片，通過圖中可以看出明顯的脆性斷裂特征，在試驗設定的線能量中每組的斷裂方式都是以脆性斷裂為主。從圖7中可以看出線能量15 kJ/cm條件下，斷口上存在著較大的解理面，表明裂紋擴展功較小，裂紋有的橫穿粒狀貝氏體組織，有的沿著板條狀貝氏體近似直線擴展，這也是導致產生較大解理面的原因；20 kJ/cm 條件下，斷口處呈現解理面同韌窩共存的現象，其解理面較15 kJ/cm的小，河流花樣相對復雜，該條件下屬于混合斷裂機制，其裂紋擴展至鐵素體區發生了塑性變形和轉向，表明大角度晶界對裂紋擴展的阻礙作用；線能量繼續上升至40 kJ/cm時，其斷口形貌以明顯的河流花樣和解理小刻面為主，明顯的低吸收功特點，解理面尺寸較大，表面平坦，降低了裂紋擴展所需能量，且裂紋均穿過粗大的鐵素體直線擴展，表明該條件下整體的裂紋形成和擴展功顯著降低，大大降低了沖擊韌性。

有研究表明［18-19］，納米級析出V（C，N）能夠有效促進晶內針狀鐵素體形核，該作用在圖3中有很好的體現，針狀鐵素體對沖擊韌性有一定的改善作用，但在高線能量條件下晶界鐵素體粗大化會惡化材料的韌性。

圖8 為線能量15 kJ/cm 下單道次CGHAZ TEM圖片。圖8a、b 為M-A 島分布在鐵素體基體上，根據貝氏體的定義，可以判斷出該部分為貝氏體相組織，且多為粒狀貝氏體。圖8c、d 為組織中典型的板條狀組織，包括板條狀貝氏體和針狀鐵素體，該組織對鋼中的強韌性具有較大的貢獻，因此15 kJ/cm線能量下組織的沖擊韌性相對較好。

圖7 單道次CGHAZ的沖擊斷口形貌與裂紋擴展SEM圖片

圖8 線能量15 kJ/cm下單道次CGHAZ TEM圖片

析出物形貌及化學成分如圖9所示，在組織中彌散地分布著10～20 nm橢圓形及條狀的VN析出相，從形態上分析，可能形成于原奧氏體內部的亞晶界或位錯線等缺陷區域。

圖9 線能量15 kJ/cm下單道次CGHAZ組織中析出物的TEM圖片及EDX能譜圖片

3.2 多道次焊接試驗結果分析

圖10 為雙道次CGHAZ 的沖擊斷口形貌與裂紋擴展SEM 圖片。在Tp2=150 ℃的條件下時，其組織為針狀鐵素體、粒狀貝氏體加少量多邊形鐵素體。有研究表明，針狀鐵素體會以V（C，N）為形核點在晶內析出，粒狀貝氏體從原奧氏體晶粒處形核長大。該處裂紋擴展主要以直線形式橫穿粒狀貝氏體晶粒，沖擊斷口形成較大的解理面，擴展路徑路過針狀鐵素體后會發生偏轉導致細小的解理面形成。

圖10 雙道次CGHAZ的沖擊斷口形貌與裂紋擴展SEM圖片

Tp2為800 ℃時，原奧氏體晶界處富集著些許多邊形鐵素體、部分板條貝氏體及少許粒狀貝氏體，原先的粒狀貝氏大都奧氏體化轉變為超細晶鐵素體。高角度晶界在細小的鐵素體晶界處分布的更加密集，對裂紋的擴展有很好的抑制作用，結合圖9c可以發現裂紋終止在細小的鐵素體晶界處，斷口處韌渦數量明顯上升；Tp2為1 000 ℃時，沖擊韌性最好，主要是因為小尺寸的多邊形鐵素體，增加了大角度晶界的比例，提供了較大的解理斷裂的阻力，其裂紋擴展路徑較為復雜，呈z 字型，整個斷口都是典型的韌渦和極小的解理面。

V（C，N）析出和M-A 島硬度較大，易成為裂紋源頭，M-A島的數量和形態都是影響韌性的重要因素。大的M-A 島能夠促進解理裂紋的形成，使熱影響區中裂紋萌生能下降，棒狀的M-A 島有利于韌性，塊狀不利于沖擊韌性。當M-A 島細小均勻分布時有利于組織的韌性，由于受C 擴散的影響，組織中M-A 島主要在邊界處形成［20-21］。在低碳的含有較多的V（C，N）的奧氏體中能夠為針狀鐵素體提供有效的形核點，鐵素體形核長大后會將過冷奧氏體分割成若干細塊，對M-A島也有細化作用，此外隨著V（C，N）的析出，消耗了部分C元素，使得偏聚在M-A島上的C含量有所下降，因C是硬度正相關的元素，M-A 島的硬度會有所下降，有利于改善沖擊韌性。

4 結 論

本文研究了不同線能量下的單道次CGHAZ和不同二次峰值溫度下的雙道CGHAZ，分別研究了其組織演變、力學性能及析出行為，并分析了V（C，N）析出對CGHAZ組織性能的影響。

4.1 單道次焊接熱模擬試驗中，隨著線能量的增加，組織中晶界鐵素體的比重逐漸增大，且尺寸增大明顯，原奧氏體晶粒尺寸也在逐步增加，硬度逐漸降低。V（C，N）能夠促進晶內針狀熱鐵素體形核，對沖擊韌性有改善作用，但是在高線能量下，粗大的多邊形鐵素體晶界的惡化作用大于針狀鐵素體的改善作用，因而韌性較差。

4.2 雙道次焊接熱模擬試驗中，Tp2為1 000 ℃時沖擊韌性最好，主要是因為小尺寸的多邊形鐵素體，增加了大角度晶界的比例，提供了較大的解理斷裂的阻力，對裂紋的擴展有很好的抑制作用，在對比試驗中得到了較高的沖擊韌性。

4.3 臨界加熱粗晶熱影響區中存在細小均勻分布的M-A 島，并有部分M-A 島沿著原奧氏體晶粒分布，由于V（C，N）細化了M-A 島，并吸收了C元素，降低了M-A島的硬度，提高了材料整體的韌性。