大热输入焊接用钢制造技术是钢铁行业高性能中厚板生产的重要技术,是衡量一个国家钢铁制造能力与水平的重要标志之一。大规格、高强度钢结构件承受大热输入焊接过后,高温停留时间延长、相变冷却速率减慢,焊接粗晶热影响区(CGHAZ)奥氏体晶粒急剧长大,容易形成粗大的上贝氏体(UB)和侧板条铁素体(FSP)^[1],CGHAZ韧性严重恶化。

从现阶段CGHAZ研究现状来看,在原奥氏体晶内大量生成交织排列的针状铁素体(AF)组织是提升CGHAZ韧性的主要措施^[2],AF形核机制类似于贝氏体(B)^[3],但也有不同,关键在于AF形核必须以夹杂物为基础^[4~6]。目前关于AF形核理论主要有溶质元素贫乏区、低界面能、应力-应变能、惰性界面能等4种理论,尚无统一认识^[6~8]。Byun等^[9]、Shim等^[10]和胡志勇等^[11]通过高温探测夹杂物周围Mn浓度发现了贫Mn区(MDZ)存在,认为MDZ是诱导AF形核的关键。Tomita等^[12]研究了TiN+MnS粒子诱导AF形核机制,认为焊接CGHAZ中TiN与α-Fe具有良好的晶格匹配关系,能有效降低AF形核界面能;Miyamoto等^[13]研究了V(CN)+MnS粒子诱导AF形核机制,认为V(CN)粒子与α-Fe存在良好的B-N取向关系,降低形核界面能,促使AF形核;Shim等^[14]研究了Al₂O₃+V(CN)粒子诱导AF形核机制,其研究结果与Miyamoto等^[13]类似;Madariaga等^[15]研究了CuS+MnS粒子诱导AF形核机制,认为这种复合夹杂物以MnS为核心,外面包裹着CuS粒子,CuS与α-Fe晶格失配度较小,与γ-Fe晶格失配度较大,可以诱导AF形核;余圣甫等^[16]认为绝大多数夹杂物具有比奥氏体相小的热膨胀系数,在冷却过程中奥氏体基体收缩较大而产生应力,可以为铁素体形核提供驱动力;Ricks等^[4]根据经典非均匀形核理论,认为钢中夹杂物周围存在的惰性界面可以降低形核势垒,能够促进铁素体形核。虽然这些AF形核机制比较明确,但目前真正拥有大热输入焊接用钢生产技术的厂家却寥寥无几^[17],主要原因在于AF形核条件苛刻,夹杂物均匀性不一,同种焊接条件下不同位置处韧性差异较大^[18]。

随着焊接设备焊接能力的逐步提升,高效率大规模的大热输入焊接越来越受重视^[19]。如果仍以原奥氏体晶内大量生成AF组织来提升焊接热影响区(HAZ)韧性将面临更多困难,晶界铁素体(GBF)和AF组织粗大化严重^[20],FSP和M/A岛组织生成量增多^[21,22],韧性急剧下降,很难满足焊接力学性能要求。如果仍然以AF组织提升焊接CGHAZ韧性,韧性提升将严重受限。根据图1^[23]可知,焊接过后CGHAZ韧性急剧下降,但经去应力退火后,CGHAZ韧性可以得到较大改善,这种利用退火改善CGHAZ韧性的方法仅适用于小焊件,却很难用于现场焊接或超大焊接件,设想如果能够将图1的HAZ中细晶热影响区(FGHAZ)组织前移代替CGHAZ组织,就可以大幅提升CGHAZ韧性,并同时改善CGHAZ组织均匀性。本工作通过对比Ti-V-N和Al-Ti-V-N微合金焊接用钢焊接CGHAZ特点,分析GBF、AF、多边形铁素体(PF)组织随着热输入或t_8/5 (800~500 ℃的冷却时间)增大的变化规律,研究Al-Ti-V-N微合金焊接用钢利用PF组织大幅提升焊接CGHAZ韧性的机理。

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图1   低碳钢接头焊接热影响区冲击功的分布图^[23]

Fig.1   Distribution of impact energy of welding heat affected zone in low carbon steel^[23] (HAZ—heat affected zone, CGHAZ—coarse-grained heat affected zone, FGHAZ—fine-grained heat affected zone, ICHAZ—incomplete recrystallization heat affected zone, BZ—brittle zone, NAZ—not affected zone)

1 实验方法

实验用钢在10 kg真空感应熔炼炉冶炼,整个冶炼的基本工序为：装料-熔化-精炼-炉内充氩-合金化-浇注,钢具体成分见表1。A1组钢作为参考用钢,采用Ti脱氧工艺冶炼,钢中V元素的质量分数分别为0、0.05%和0.1% (分别标记为A1-0、A1-0.05和A1-0.1),目的是使钢中焊接CGHAZ处组织以GBF和AF为主^{[9,10,12~14,24]},分析V对强度和韧性的影响。A2组钢采用Ti-Al复合脱氧工艺冶炼,重点研究超长t_8/5 (或大热输入)下焊接CGHAZ组织演变规律。

为保证实验用钢轧制板具有良好的力学性能,利用控轧控冷工艺(TMCP)^[25,26]对钢锭进行两阶段轧制,如图2所示。具体轧制工艺如下：首先将钢锭在高温箱式电阻炉内加热至1250 ℃保温0.5 h,第一阶段开轧1100 ℃,累计压下率为52.5%,第二阶段开轧900 ℃,累计压下率为65.8%。随后喷水冷却并以20 ℃/s的冷却速率冷至580~600 ℃,然后空冷至室温。

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图2   两阶段控轧控冷(TMCP)轧制工艺

Fig.2   Two stage rolling process by using thermo-mechanical controlled process (TMCP)

从轧制板中间1/2处沿宽度方向切取拉伸试样,拉伸段直径6 mm,长40 mm;沿轧制方向切取冲击试样和焊接热模拟试样,试样大小分别为10 mm×10 mm×55 mm和11 mm×11 mm×55 mm,焊接热摸拟试样在承受焊接热循环后去除表面氧化铁皮,和冲击试样一并加工成10 mm×10 mm×55 mm的标准V型缺口Charpy冲击试样(缺口深度2 mm)。模拟焊接实验在MMS 200热力模拟试验机上进行,工艺如图3所示,具体如下：首先利用MMS-200热力模拟试验机将试样以80 ℃/s加热至1350 ℃并保温3 s,然后再模拟100和300 kJ/cm热输入下对应的降温速率对试样进行冷却,终冷温度为350 ℃,最后空冷至室温。拉伸和冲击实验分别在Instron拉伸试验机和MTS ZBC2452-B摆锤式冲击试验机进行。因冲击功波动幅度较大,按照冲击功测量标准,每组测量3次并取平均值。

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图3   焊接热摸拟过程工艺示意图

Fig.3   Schematic of temperature vs time in the welding thermal simulation (t_8/5—cooling time from 800 ℃ to 500 ℃, A—peak temperature, B and C—final cooling temperatures, h—plate thickness)

焊接热模拟试样在高温热电偶部位切取并用80~150号砂纸逐级打磨抛光,用2%~4% (体积分数)的硝酸酒精溶液腐蚀,利用DMIRM显微镜(OM)观察焊接HAZ组织;利用Quanta 600扫描电子显微镜(SEM)观察焊接CGHAZ形貌;利用Tecnai G² F20场发射透射电子显微镜(TEM)和其自带的能谱仪(EDS)分析焊接CGHAZ中铁素体形貌和纳米级夹杂物成分;利用DIL 805A/D变形热膨胀相变仪和KB3000BVRZ-SA万能硬度计测定焊接热影响区连续冷却转变曲线(SH-CCT)和对应冷速下的Vickers硬度(HV5),金相拍摄方法与CGHAZ金相拍摄方法相同。

2 实验结果及讨论

2.1 力学性能分析

2组钢的力学性能实验结果如表2所示。由于A1、A2组TMCP工艺相同,对比表中力学性能可知,A1组钢随V含量的增加,强度升高,延伸率和冲击功降低;V含量由0增加至0.05%时,强度提高约70 MPa;V含量由0.05%增加至0.1%时,强度提高约50 MPa;而延伸率和冲击功分别下降约5%和20 J左右。经峰值温度为1350 ℃焊接热循坏后,添加0.05%V对CGHAZ冲击功影响不大,添加0.1%V后,在t_8/5=198 s时,A1-0.1钢CGHAZ冲击功下降幅度较大。

综上分析可知,A1-0.05和A2钢基体力学性能基本一致,说明A1-0.05微合金钢和A2微合金钢强韧化效果相同,只是CGHAZ冲击功变化幅度不同。

2.2 CGHAZ韧性和组织分析

焊接CGHAZ中Ti、Al氧化夹杂物上析出的第二相粒子对AF形核至关重要^[6~8],其固溶析出温度也是分析AF组织的重要因素。本工作利用Thermo-Calc热力学软件铁基TCFE6数据库对A1-0.05和A2钢中第二相粒子固溶析出规律进行了计算^[27],结果如图4所示。根据计算可知,平衡态下MnS粒子可在1300 ℃以下基本全部析出,1450 ℃以上基本全部固溶;Ti(CN)粒子在1250 ℃以下基本全部析出,1450 ℃以上基本全部固溶;AlN粒子在900 ℃以下基本全部析出,1100 ℃以上基本全部固溶,V(CN)粒子在700 ℃以下基本全部析出,850 ℃以上基本全部固溶。而Ti₂O₃、Al₂O₃在液态钢中即可析出聚集成微米级氧化夹杂物,可为MnS、Ti(CN)、AlN和V(CN)等粒子的析出提供附着点。

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图4   实验用钢中第二相颗粒固溶析出规律

Fig.4   Dissolution and precipitation of second phase particles in A1-0.05 (a) and A2 (b) steels

结合温度变化与第二相粒子之间的固溶析出规律,对焊接CGHAZ组织转变进行分析。图5是A1-0.05钢在承受50~500 kJ/cm的热输入过程中温度随时间变化曲线,对应t_8/5分别为69、138、170、198、245和281 s,图6对应A1-0.05钢CGHAZ承受不同热输入后-20 ℃冲击功变化。随着热输入的增大,冲击功呈下降趋势,当热输入达到500 kJ/cm后,冲击功急剧下降至50 J以下,说明A1-0.05钢在承受热输入400 kJ/cm以内可以满足实际焊接对CGHAZ韧性的要求。

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图5   A1-0.05钢在焊接热摸拟过程中的温度随时间变化曲线

Fig.5   Curves of temperature vs time of A1-0.05 steel in the welding thermal simulation (E—heat input)

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图6   A1-0.05钢CGHAZ冲击功与热输入的关系

Fig.6   Relationship between the impact energy and the heat input in the CGHAZ of A1-0.05 steel

图7所示为A1-0.05钢承受热输入为50~500 kJ/cm后组织变化。可以看出,随着热输入的增大,GBF、AF组织逐渐增大,板条变宽,相应的冲击韧性也逐渐下降。

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图7   A1-0.05钢承受50~500 kJ/cm热输入后CGHAZ组织演变过程的OM像

Fig.7   OM images of microstructure evolutions in the CGHAZ of A1-0.05 steel under different heat inputs (GBF—grain boundary ferrite, AF—acicular ferrite, FSP—ferrite side plate, PF—polygonal ferrite)(a) 50 kJ/cm (b) 100 kJ/cm (c) 200 kJ/cm (d) 300 kJ/cm (e) 400 kJ/cm (f) 500 kJ/cm

图8所示为A2钢在模拟不同t_8/5 (模拟板厚h=50 mm)焊接工艺过程中温度随时间变化曲线,对应热输入分别为151、213、301、369、426和477 kJ/cm。图9对应A2钢焊接CGHAZ承受不同t_8/5后-20 ℃冲击功变化,随着t_8/5增大,冲击功呈上升趋势,在300 J附近出现小的波动,其中个别冲击功已超出轧态钢冲击功,说明A2钢可以承受比A1-0.05钢更大热输入的焊接,且低温冲击韧性表现更好。焊接CGHAZ冲击功变化规律表现出与A1-0.05钢截然相反的状态。

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图8   A2钢焊接热摸拟过程温度随时间变化曲线

Fig.8   Curves of temperature vs time of A2 steel in the welding thermal simulation

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图9   A2钢CGHAZ冲击功与t_8/5的关系

Fig.9   Relationship between the impact energy and t_8/5 in the CGHAZ of A2 steel

图10所示为A2钢承受t_8/5分别为50~500 s后组织变化。可以看出,随着t_8/5的延长,GBF组织在t_8/5≥100 s后基本消失,而PF组织大量出现并伴有一定量的珠光体(P)组织,焊接CGHAZ韧性明显提升。其原因为：虽然A2钢中也有大量夹杂物生成,但在1350 ℃高温停留过程中因为V(VN)、AlN粒子的固溶使夹杂物周围N浓度升高,抑制了TiN粒子的固溶,进而保证了TiN粒子对奥氏体晶界的分割细化作用^[28,29],使得高温条件下部分原铁素体晶界变成奥氏体晶界,大量保留了原铁素体晶界,进而在γ→α转变的降温过程铁素体晶粒得到细化,使焊接热影响区中FGHAZ组织前移代替CGHAZ组织,提升了焊接CGHAZ韧性。

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图10   A2钢承受50~500 s的t_8/5后CGHAZ组织演变过程的OM像

Fig.10   OM images of microstructure evolutions in the CGHAZ of A2 steel for different times (P—pearlite)(a) 50 s (b) 100 s (c) 200 s (d) 300 s (e) 400 s (f) 500 s

图11给出了对A1-0.05和A2钢模拟承受热输入为300 kJ/cm、t_8/5为198 s、板厚h为50 mm的焊缝周围HAZ组织演变。可以看出,2种钢焊接CGHAZ组织明显不同(图11a和e)。A1-0.05钢焊接CGHAZ组织以GBF和AF为主,韧性也较好,但随着热输入增大(或t_8/5延长)至500 kJ/cm (或t_8/5延长至281 s)时冲击功急剧下降,已经不能满足实际焊接对焊接CGHAZ韧性需求,而此时A1-0.05钢焊接FGHAZ中基本为PF和P组织,由图1可知,此处冲击功将超过A1-0.05的钢基体。而A2钢焊接CGHAZ组织以PF和P为主,GBF组织消失,或存在少量AF。根据表2可知,此时的焊接CGHAZ冲击功已达到240 J,随着热输入继续增大或t_8/5延长,平均冲击功已高达350 J (图9)。通过两者组织对比,可以认为A2钢焊接CGHAZ组织与A1-0.05钢焊接FGHAZ组织类型相同(图11e和b),即通过Ti-Al复合脱氧工艺、冶炼与轧制工艺优化完全可以将以Ti脱氧工艺冶炼的大热输入焊接用钢FGHAZ中PF组织前移并代替焊接CGHAZ的AF和GBF组织,大幅提高焊接CGHAZ韧性。

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图11   A1-0.05和A2钢焊缝周围组织演变OM像

Fig.11   OM images of microstructure evolutions in the vicinity of the welded joint of A1-0.05 steel (a~d) and A2 steel (e~h)(a, e) CGHAZ (b, f) FGHAZ at higher temperature (c, g) FGHAZ at lower temperature (d, h) ICHAZ

2.3 A2钢CGHAZ中转变形成PF的原因

图12为A2钢承受热输入为100 kJ/cm、t_8/5为138 s、板厚h为20 mm的焊接CGHAZ上0.1~5 μm微米级夹杂物(图中1~5处)周围组织的SEM像。根据钢中添加元素和EDS分析可知,其构成元素以Al-Ti-O-Mn-S-N为主,或存有少量V。可以看出,夹杂物周围并未有AF,而是出现了PF,夹杂物出现于PF内部(图12a和b)、PF晶界上(图12c)或晶界边缘处(图12d)。由此可以断定处于PF组织内部的夹杂物在γ→α转变过程中起到形核核心的作用,而处于晶界上或晶界边缘处的夹杂物不仅起到PF形核的作用,更重要的作用在于阻止了PF晶粒的长大。

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图12   A2钢CGHAZ中微米级夹杂物和PF组织SEM像

Fig.12   SEM images of micron sized inclusions (points 1~5) and microstructure of PF in the CGHAZ of A2 steel(a) point 1 (b) point 2 (c) point 3 (d) points 4 and 5

由于这些微米级含有氧化物的夹杂物体积较大,周围可以产生较大的异构形核力、MDZ驱动力或晶格匹配驱动力等^[6~8],促使PF形核。而更加细小的纳米级析出粒子(100 nm以下)如果不能附着于微米级氧化夹杂物上就很难起到PF形核作用,但它们可以在钢基体中起到析出强化作用^[30,31]。如果钢中纳米级析出物聚集体积足够大(图13a中1处),或析出物数量体积密度足够大(图13b),那么阻碍铁素体晶粒长大的力就不可小视。图13c中2处是典型方形TiN粒子,图13d为其EDS。焊接升温过程中依次固溶的V(CN)、AlN粒子提升了复合夹杂物周围N元素浓度,抑制了TiN粒子的固溶,则可保证1250 ℃以上钢中细小弥散分布的TiN质点拖曳、钉扎高温奥氏体晶界的迁移^[11,28,32],随着温度降低(1100~900 ℃),析出的AlN质点与TiN质点一起拖曳、钉扎奥氏体晶界的迁移,当温度降低至750 ℃以下时,γ→α转变开始,析出的VN质点与前面析出的TiN、AlN质点一起拖曳、钉扎铁素体晶界,抑制铁素体晶界长大,从而保证了Al-Ti-V-N处理钢大热输入焊接CGHAZ中PF的大量生成,大幅提高了焊接CGHAZ低温冲击韧性。

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图13   A2钢纳米级析出粒子TEM像和EDS分析

Fig.13   TEM images (a~c) and EDS analysis (d) of nano precipitated particles in A2 steel(a) point 1 (b) particles (c) point 2 (d) EDS of point 2

2.4 A2钢大热输入焊接过程PF转变条件

图14为A2钢模拟CGHAZ中不同冷速下的组织OM像,图15测定了A2钢模拟峰值温度为1350 ℃的SH-CCT图和相应冷速下的硬度(硬度值和金相组织两者组合判断组织类型可以更加准确)。可以看出,在冷速0.5~5 ℃/s以内,A2钢CGHAZ中组织以PF为主,并伴有极少量AF组织,对焊接CGHAZ韧性影响较大的GBF、FSP组织基本消失。在冷速7 ℃/s以上,GBF、AF组织大量出现,随着冷速升高至20 ℃/s,部分AF被板条状上贝氏体(UB)所取代,此时估算t_8/5=(800-500)/20=15 s,在实际焊接中属于小热输入焊接的范畴,这说明A2钢不利于小热输入焊接。由此可以推断,A2钢焊接CGHAZ实现大量PF转变需控制冷速在5 ℃/s以内,实现大量AF组织转变需控制冷速在5~10 ℃/s之间。A2钢几乎可以用作t_8/5大于30 s (30 s≤t_8/5≤60 s时,焊接CGHAZ以GBF和大量AF为主;t_8/5≥60 s时,焊接CGHAZ以PF为主)的所有结构件焊接,大幅提升了大热输入焊接热输入限制条件。

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图14   A2钢不同冷速下的组织OM像

Fig.14   OM images of A2 steel at different cooling rates (UB—upper bainite)(a) 0.5 ℃/s (b) 1 ℃/s (c) 1.5 ℃/s (d) 2 ℃/s (e) 3 ℃/s (f) 5 ℃/s (g) 7 ℃/s (h) 10 ℃/s (i) 20 ℃/s

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图15   A2钢焊接热影响区连续冷却转变图

Fig.15   Simulated HAZ continuous cooling transformation in A2 steel (A—austenite, B—bainite, F—ferrite, A_c3—temperature of all ferrite transformed to austenite when steel is heated, A_c1—temperature of austenite begins to form when steel is heated)

3 结论

(1) Ti-V-N和Al-Ti-V-N微合金钢均可适用于100 kJ/cm以上的大热输入焊接,但两者在焊接过程中铁素体形成类型差异较大,Ti-V-N钢焊接CGHAZ中以GBF和AF组织为主,利用交织排列的AF组织提升焊接CGHAZ低温冲击韧性,而Al-Ti-V-N钢焊接CGHAZ中以PF为主,利用均匀细小的PF组织提升焊接CGHAZ低温冲击韧性。

(2) Al-Ti-V-N钢在大热输入焊接过程中焊接CGHAZ实现PF转变需要钢中存有适量的微米级氧化夹杂物诱导铁素体形核,需要大量的纳米级碳氮化物来拖曳、钉扎奥氏体和铁素体晶界,阻止晶粒长大。

(3) Al-Ti-V-N钢焊接CGHAZ中实现大量PF转变需控制焊接降温过程的冷速在5 ℃/s以内,实现大量AF组织转变需控制冷速在5~10 ℃/s之间。

The authors have declared that no competing interests exist.