现代高端制造业对于钢结构轻量化和实际服役安全性的要求不断升级^[1~3], 使得以Q420, Q460和Q550等为代表的高强度级别低合金高强度结构用钢在工程构件上的应用日趋广泛^[4,5]. 焊接作为现代钢结构的一种重要连接方式, 对于强度级别较高的低合金高强度钢而言, 焊接质量直接影响其焊后力学性能及实际服役安全性^[6~8]. 目前电弧焊、埋弧焊、气体保护焊、电渣焊等焊接方式, 以各自的优势在低合金高强钢结构的连接过程中得以广泛应用^[8,9].

然而, 由于焊接结构形成的构件在焊缝及其附近发生局部的组织变化, 直接影响接头的力学性能^[10]. 对于高强度级别的低合金高强钢而言, 强度的提高需要贝氏体或马氏体相的贡献, 在焊接热循环的作用下, 接头热影响区(HAZ)被加热到回火温度的区域, 会出现回火软化现象^[11~13]. 另一方面, 大型焊接结构需要实施多道次重复焊接实现母材(BM)的连接, 因工艺过程相对复杂, 难以避免发生熔合区(FZ)组织的不均匀, 以致因循环热应力、熔渣残留等工艺因素形成微裂纹, 严重影响接头的强韧性及服役安全性^[14~16].

值得关注的是, 低合金高强钢的大型焊接结构在实际服役情况时, 经常处于动态载荷(强风引起的振动、受载波动、地震、海啸等)条件下, 结构件瞬间应变速率最高可达10³ s^{-1 [17]}. 加之焊接引起的组织变化、焊接缺陷残留等, 将直接影响接头乃至钢结构的强韧性, 威胁结构的服役安全性^[18,19]. 传统的研究集中在金属材料本身在冲击载荷下的变形及断裂行为^[18,20~22], 而高强低合金钢焊接接头在冲击载荷下的断裂行为却鲜有报道. 为此, 本工作以Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头为对象, 研究了不同焊接热输入下接头组织及不同温度下冲击韧性、动态断裂韧性(J_Id)的变化规律及其机理, 以期为高强低合金钢焊接结构的安全服役提供基础支撑.

1 实验方法

本工作选用38 mm厚的Q460热轧钢板, 其主要化学成分(质量分数, %)为: C 0.170, Si 0.345, Mn 1.510, Nb 0.100, V 0.150, Ti 0.120, Cr 0.170, Ni 0.500, Cu 0.300, N 0.007, Mo 0.050, B 0.001, P 0.025, S 0.025, Fe余量. 采用CHT81K2药芯焊丝对Q460钢板进行CO₂气体保护拼接焊. 施焊前保证两侧BM的装配精度, 选用单侧V型30°坡口, 坡口间隙为7~10 mm. 焊接前将460钢板BM进行100 ℃预热, 焊接时利用CO₂作为保护气体, 气体流量为20 L/min, 层温控制在130~150 ℃. 选取不同的焊接电流、电压和焊接速率等工艺参数, 获得焊接质量良好(均经过探伤检验合格)的3种不同平均热输入(12.6, 16.4和19.5 kJ/cm)的焊接接头.

将Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头分别参照ISO 148-1: 2010和ASTM E1820-13标准加工成如图1所示的动态断裂韧性试样. 冲击韧性试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm的2 mm深V型缺口, 取样时保证动态断裂实验预制疲劳裂纹切口及冲击韧性实验样品V型缺口位置位于FZ的中心(参照图1b). 冲击韧性实验在JBW-500型数显Charpy冲击试验机上进行, 动态断裂韧性实验在ZWICK Amsler/Roell RKP 450仪器化示波冲击试验机上进行. 实验温度选择-80, -70, -55, -40, -25, -10和20 ℃. 动态断裂实验前, 利用Shimadzu EHF-F1型电液伺服疲劳实验机预制疲劳裂纹, 预制裂纹采用正弦波载荷控制, 频率20 Hz, 预制疲劳裂纹及切口总长度a/a₀=0.5 (其中, a为预制疲劳裂纹与切口的总长度; a₀为试样在切口方向的尺寸, 本工作试样为10 mm). 动态断裂韧性实验冲击初始速率为5.23 m/s, 同步记录载荷-时间曲线和位移-时间曲线, 依据ASTM E1820-13和ISO 14556-2000标准进行数据后处理, 获得不同温度下Q460钢焊接接头的动态断裂韧性(J_Id).

利用SZ61体式显微镜对Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头进行宏观形貌表征和分析, 采用Wdpert 401MVD显微硬度仪测定焊接接头的硬度分布情况(载荷50 g, 加载时间10 s). 利用GX71金相显微镜(OM), LEXT 3100激光扫描共聚焦显微镜(LSCM)和Quanta 600扫描电子显微镜(SEM)观察接头组织变化和拉伸断口形貌, 利用TECNAI G² 20型透射电子显微镜(TEM)观察拉伸断口附近的显微组织.

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图1   Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头动态断裂样品取样位置及尺寸示意图

Fig.1   Schematics of samplling positions (a) and geometry dimensions (b) of specimens for dynamic fracture of the CO₂ shielded arc welding joints of Q460 steel (BM—base metal, FZ—fusion zone)

2 实验结果与分析讨论

2.1 Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头组织及硬度分布

Q460钢为非调质低合金高强结构用钢, BM为铁素体、珠光体组织, 其中珠光体团呈不连续的层状分布于铁素体中(图2).

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图2   Q460钢母材(BM)原始组织

Fig.2   Microstructure of Q460 steel as the base metal for welding joints

Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的截面形貌如图3所示. 可见, 焊接接头质量良好, 无宏观裂纹、气孔以及未焊透等焊接缺陷. 焊接接头由FZ, HAZ和BM组成. 其中FZ可观察到多道焊接特征, FZ组织组成以仿晶界型铁素体、魏氏铁素体和针状铁素体为主; HAZ为针状铁素体、珠光体组织. 随焊接平均热输入的增加, Q460钢焊接接头的FZ单焊道宽度、HAZ宽度均程增加趋势, 而且接头组织分布也发生明显变化, 其中FZ组织变化显著.

低热输入(12.6 kJ/cm)焊接接头FZ沿焊接热流方向可见明显的柱状晶形态, 柱状晶界面处分布着仿晶界型铁素体, 柱状晶内为魏氏铁素体和针状铁素体组织(图3b). 中等热输入(16.4 kJ/cm)焊接接头FZ柱状晶形态特征减弱, 沿晶界分布的铁素体消失, FZ以针状铁素体组织为主(图3e). 随着热输入的增加(19.5 kJ/cm), FZ组织虽仍以针状铁素体为主, 但其针状特征减弱, 且平均尺寸增大(图3h).

低碳钢熔焊过程中, FZ宏观组织形态受焊接参数影响, 主要由熔池液态金属凝固时的异质形核行为所决定. 低热输入时, 焊接速度较低, 熔池中液态金属的凝固速率较小, 此时固/液界面前沿处的成分过冷也较低, 易导致熔池中柱状奥氏体晶粒的形成和生长^[23](图3a). 随热输入的提高, 焊接速度加快、熔池液态金属凝固速率提高, 使得固/液界面前沿的成分过冷提高, 因此当热输入增加时, Q460钢焊接接头FZ倾向于形成等轴状奥氏体晶粒, 柱状晶特征逐渐减弱、消失(图3d和g).

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图3   不同平均热输入下Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的组织

Fig.3   Microstructures of overall views (a, d, g), FZs (b, e, h) and HAZs (c, f, i) in the CO₂ shielded arc welded joints of Q460 steel under the welding heat inputs of 12.6 kJ/cm (a~c), 16.4 kJ/cm (d~f) and 19.5 kJ/cm (g~i) (HAZ—heat affected zone)

熔池中液态金属凝固后, 接头FZ微观组织的转变过程由过冷奥氏体连续转变的固态相变过程控制, 受冷却速率、奥氏体晶粒尺寸等因素影响. 低热输入时, 焊接速度较低, FZ奥氏体冷却速率较慢, 铁素体在奥氏体晶界处优先形核并生长; 当FZ温度较低时, 晶界处铁素体的平面生长减缓, 开始向晶内以侧板条状生长, 形成魏氏铁素体; 随FZ温度的进一步下降, 魏氏铁素体生长也变得缓慢甚至停止, 此时, 由于过冷度较大, 晶内未转变的剩余奥氏体将迅速形核转变为小尺寸针状铁素体(图3b). 随热输入的提高, 焊接速度和FZ冷却速率加快, 晶界铁素体和侧板条魏氏铁素体的平面生长均被抑制, FZ组织呈典型的针状铁素体形态(图3e和h). Q460钢CO₂气体保护药芯焊采用的是多道次焊接, 各焊道对其前一道次FZ产生重新加热的作用, 随热输入增加, 这种热影响作用会被增强. 由此, 在高热输入的接头FZ, 针状铁素体尺寸增加.

而焊接热输入的改变并未对接头HAZ组织产生显著影响, HAZ均以针状铁素体、珠光体组织为主. 随热输入的增加, 针状铁素体平均尺寸略增大(图3c, f和i).

与Q460钢BM相比, 焊接接头FZ由于大量细晶针状铁素体的生成得以强化, 硬化了FZ (图4). 硬化程度受针状铁素体含量的影响, 低热输入时由于晶界铁素体、魏氏铁素体的存在, 硬化程度并不明显; 中等热输入时FZ的硬度提高最为显著; 而随热输入的进一步提高, 因针状铁素体尺寸增大, FZ硬度的增加幅度又有所下降.

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图4   不同平均热输入下Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的硬度分布

Fig.4   Microhardness distributions of CO₂ shielded arc welding joints of Q460 steel under welding heat inputs of 12.6 kJ/cm (a), 16.4 kJ/cm (b) and 19.5 kJ/cm (c)

Q460钢焊接中, 距熔合中心线不同距离的每一个位置处的峰值温度(加热的最高温度, T_m)及冷却速率决定了HAZ的组织变化 ^[24]. 由熔合线附近至BM, 峰值温度逐渐下降, 分别形成粗晶区、细晶区及部分细晶区 ^[25]. 由于Q460钢BM为铁素体、珠光体组织, 焊接HAZ的组织组成也以针状铁素体、珠光体组织为主(图3c, f和i), 而且针状铁素体、珠光体组织平均尺寸较BM (图2)显著降低, 可见焊接造成的HAZ组织细化是影响该位置硬度变化的主要因素, 由此形成HAZ硬化现象(图4). 但随热输入的提高, 由于焊接速度增加、熔合线附近峰值温度降低, 使得HAZ相同位置晶粒细化程度降低, 因此HAZ的硬化幅度呈下降趋势.

2.2 焊接热输入对接头冲击吸收功及动态断裂韧性的影响

不同热输入的Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的冲击吸收功和动态断裂韧性随温度的变化如图5所示. 可见, 随温度降低, 接头冲击吸收功及动态断裂韧性均呈下降趋势. 室温条件下, Q460钢焊接接头的冲击吸收功受焊接热输入影响明显, 低热输入的接头冲击吸收功最低, 而中等热输入的冲击吸收功最高. 随温度降低, 不同热输入焊接接头的冲击吸收功差异逐渐减小. 当温度降至-20 ℃后, 3种热输入的冲击吸收功已差别不大(图5a). 换言之, -20 ℃以下焊接热输入对接头冲击吸收功未见显著影响.

动态断裂韧性是表征材料在冲击载荷下抵御裂纹失稳扩展的能力, 受组织因素的影响显著, 因此, 能够更好地反应由于焊接工艺不同而导致的接头韧性差异. 随温度降低, Q460钢焊接接头的动态断裂韧性降低. 在室温至-70 ℃范围内, 中等热输入的焊接接头均表现出最优的动态断裂韧性, 而低热输入的接头动态断裂韧性值最低(图5b). 室温时, 与低热输入条件相比, 中等热输入的接头动态断裂韧性提高幅度达58%. 随温度降低, 中等热输入的高韧性优势逐渐减小, 但降至-70 ℃低温时提高幅度仍可达到32%. 值得注意的是, 随温度由室温降低至-70 ℃, 与低热输入和高热输入条件相比, 中等热输入焊接接头的降温韧性损失也最大, 达到了76%. 这表明, 虽然在相同温度下中等热输入接头具有高的抵抗裂纹动态扩展能力, 但其温度敏感性也较高, 在实际应用时应引起关注.

可见, 与冲击吸收功相比, 焊接接头的动态断裂韧性受热输入及温度的影响更为显著. 这表明Q460钢焊接接头在冲击载荷下的动态断裂韧性, 受FZ组织组成的影响更为敏感, 是冲击载荷下接头变形及断裂机制变化的结果.

2.3 不同热输入条件下焊接接头的断口形貌

不同温度下Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的动态断裂韧性断口宏观形貌随焊接热输入的变化如图6所示. 可见, 室温时, 接头FZ在冲击载荷下均表现出韧性断裂特征. 低温时, 韧性区所占比例减小, 开始出现脆性断裂特征. 随温度降低, 脆性断裂特征逐渐增大. 而在相同温度下, 随热输入的增加, 断口韧性区所占比例呈降低趋势. 更值得注意的是, 在低热输入的断口上均可观察到预制疲劳裂纹前沿平行裂纹扩展方向分布的“条状”特征, 而且其分布范围随温度降低而呈增大趋势.

通过对Q460钢焊接接头组织分布的表征可知, 焊接接头FZ主要为铁素体组织, 而且随焊接热输入增加, 铁素体形态差异明显. 低热输入条件下, FZ柱状晶界面存在的仿晶界型铁素体必然对接头的断裂行为产生显著影响. 图7为Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的动态断裂韧性断口SEM像. 可见, 随温度降低, 断口起伏程度逐渐减小, 疲劳裂纹启裂点附近的断口形貌由典型的延性断裂, 逐渐转变为解理脆性断裂. 而且值得注意的是, 当温度降低至-20 ℃以下, 低热输入的接头断口均存在与主裂纹扩展方向接近平行、沿柱状晶界面的二次裂纹.

2.4 焊接接头动态断裂行为的温度敏感性

焊接接头作为同种或异种材料的连接结构, 各区域显微组织受焊接工艺影响明显, 故断裂行为各异^[26], 而且在其服役环境发生变化时, 这种性能差异的微观机制也有所不同. 由图5的结果可见, Q460钢焊接接头的动态断裂韧性随温度的降低而下降, 室温至-70 ℃中等热输入的焊接接头均表现出最优的动态断裂韧性, 低热输入的接头动态断裂韧性值最低. 其中值得注意的是, 温度由室温降至-20 ℃, 与中、高热输入状态相比, 低热输入接头的动态断裂韧性降低最为显著(图5b). 由组织表征(图3)可知, 低热输入条件下Q460钢焊接接头FZ柱状晶粗大, 而且有较多沿奥氏体晶界处优先形核并生长的铁素体. 随热输入增加, 柱状晶形态特征逐渐消失, FZ以针状铁素体组织为主.

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图5   不同热输入下Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的冲击吸收功及动态断裂韧性

Fig.5   Impact absorted energy (A_K) (a) and dynamic fracture toughness (J_Id) (b) of the CO₂ shielded arc welded joints of Q460 steel under different welding heat inputs

室温下, 铁素体具有良好的塑性变形能力, 裂尖位错运动阻力小, 因此不同热输入条件下的接头动态断裂韧性断口均表现出典型的延性断裂特征(图7), 低热输入条件下产生的沿粗大柱状晶界面分布的铁素体并未对接头韧性产生大的影响. 然而随温度降低, 铁素体中位错运动能力减弱, 冲击载荷下在仿晶界铁素体界面处的裂尖应力集中程度将明显增加. 当温度降低至-20 ℃以下, 虽然小尺寸的针状铁素体仍具有较好的缓解裂尖应力集中的能力, 但低热输入焊接在柱状晶晶界处产生的仿晶界铁素体, 由于具有平面生长特征, 其晶体取向受奥氏体柱状晶取向影响明显, 在裂纹扩展过程中表现出更为敏感的低温脆性, 以解理方式首先发生断裂(图8), 成为冲击载荷下裂纹的优先扩展路径, 在柱状晶晶界形成沿晶裂纹, 由此导致低热输入焊接接头的动态断裂韧性迅速降低.

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图6   Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的动态断裂韧性断口宏观形貌

Fig.6   Macromorphologies of the fracture surface of dynamic fracture toughness specimens of the CO₂ shielded arc welded joints of Q460 steel under welding heat imputs of 12.6 kJ/mol (a, d, g, j), 16.4 kJ/mol (b, e, h, k) and 19.5 kJ/mol (c, f, i, l) at RT (a~c), -20 ℃ (d~f), -50 ℃ (g~i) and -70 ℃ (j~l) (RT—room temperature)

随温度进一步降低, 仿晶界铁素体对韧性的劣化越趋突显, 在室温至-70 ℃范围内, 与中、高热输入条件相比, 低热输入的接头动态断裂韧性最低.

因此, 在工程应用中需严格控制焊接工艺, 避免因仿晶界铁素体形成而导致的接头低温动态断裂韧性急剧下降的危害.

2.5 接头动态断裂行为的针状铁素体尺寸依存性

温度是影响多晶金属材料韧性的关键环境因素, 而且对于bcc结构的铁素体而言, 其韧性对温度变化更为敏感^[27,28]. 随温度由室温降低至-70 ℃, Q460钢焊接接头裂纹动态失稳扩展特征由延性断裂逐渐向典型的解理脆性断裂转变(图7), 接头动态断裂韧性均呈降低趋势. 本研究中, 除低热输入条件下FZ形成的仿晶界铁素体外, 焊接热输入提高而产生的FZ组织变化主要表现为针状铁素体尺寸的增加.

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图7   Q460钢CO₂气体保护药芯焊接头的动态断裂韧性断口SEM像

Fig.7   SEM images of the fracture surface of dynamic fracture toughness specimens of the CO₂ shielded arc welded joints of Q460 steel under welding heat imputs of 12.6 kJ/mol (a, d, g, j), 16.4 kJ/mol (b, e, h, k) and 19.5 kJ/mol (c, f, i, l) at RT (a~c), -20 ℃ (d~f), -50 ℃ (g~i) and -70 ℃ (j~l)

室温下针状铁素体具有良好的塑性变形能力, 裂尖位错在铁素体中的运动阻力小, 裂纹在动态撕裂载荷下启裂扩展时以微孔形核、聚集方式进行, 因此可在启裂点附近的断口上观察到抛物线状韧窝(抛物线凸向指向裂纹源), 属典型的延性断裂特征(图9a和b), 断裂机制未见显著变化.

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图8   低热输入焊接接头在-50 ℃下的动态断裂韧性断口起裂点附近SEM像

Fig.8   SEM image of the fracture surface of dynamic fracture toughness specimens (at -50 ℃) near the initial cracking point of the CO₂ shielded arc welded joints of Q460 steel under low welding heat input

但当温度降低至-20 ℃时, 焊接热输入不同已经引起了动态断裂行为的明显变化. 此时铁素体的塑性变形能力降低, 虽然在撕裂应力作用下的启裂过程仍以微孔形核方式进行, 但由于此温度下裂尖位错在针状铁素体中的运动阻力快速增加, 位错塞积所累积的能量难以释放, 裂尖位错密度显著升高, 应力集中程度加剧. 因此, 当裂纹扩展一定距离(20~30 μm)后, 裂纹扩展阻力迅速增加, 断口形貌发生明显变化(图7). 此时断口启裂点处抛物线形韧窝逐渐转变为小尺寸的椭圆形拉长韧窝(图9c和d).

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图9   中、高热输入下的接头动态断裂韧性断口起裂点附近的SEM像

Fig.9   SEM images of the fracture surface of dynamic fracture toughness specimens near the initial cracking point of the CO₂ shielded arc welding joints of Q460 steel under medium 16.4 kJ/cm (a, c, e, g) and high 19.5 kJ/cm (b, d, f, h) welding heat inputs at RT (a, b), -20 ℃ (c, d), -50 ℃ (e, f) and -70 ℃ (g, h)

随裂纹进一步扩展, 裂尖应力集中程度不断增加. 当遇到由于焊接引入的小尺寸非金属夹杂物、解理面接近平行于主裂纹扩展方向的大尺寸针状铁素体时, 裂纹沿针状铁素体的解理面快速扩展. 因此, 在断口启裂点后可观察到沿裂纹扩展方向被拉长的准解理断裂特征. 随焊接热输入的增加, FZ针状铁素体尺寸增加, 使得裂纹扩展过程中发生准解理断裂的几率增大, 与中等热输入条件相比, 高热输入的断口上准解理断裂区域比例增加, 随之其动态断裂韧性呈降低趋势.

当温度降低至-50 ℃以下时, 铁素体中的位错运动阻力进一步增大, 裂尖应力集中造成的能量累积几乎无法通过位错滑移得到缓解和释放, 此时接头动态断裂行为已转变为由针状晶内解理行为控制的脆性断裂(图9e~h).

多晶针状铁素体中, 各晶粒的晶体取向不同. 而解理断裂需要沿特定的晶面族(bcc结构的铁素体为{100})中扩展, 因此低温下当裂尖通过针状铁素体晶界时, 解理扩展方向会发生偏转^[29]. 而如果相邻的两铁素体晶粒取向相差较大, 裂尖无法连续通过晶界, 这时晶界位置应力集中程度迅速增加, 使得解理裂纹在另一晶粒内部重新形核进而与主裂纹联通并扩展. 与高热输入相比, 中等热输入能够保证Q460钢接头FZ的针状铁素体平均尺寸较小, 在低温动态断裂过程中对裂纹扩展提供更大的阻力. 因此, 中等热输入的焊接接头在-50 ℃以下仍可维持较高的动态断裂韧性.

3 结论

(1) Q460钢CO₂气体保护药芯焊的接头组织构成受焊接热输入影响显著. 低热输入下, 接头FZ柱状晶界面处存在仿晶界型铁素体. 随焊接热输入增加, FZ柱状晶形态特征逐渐减弱、仿晶界铁素体消失, FZ以针状铁素体组织为主; 同时, 针状铁素体平均尺寸增大, 接头HAZ宽度增加, 其组织转以针状铁素体、珠光体组织为主.

(2) 接头FZ的动态断裂韧性对温度十分敏感. 室温至-70 ℃, 中等热输入的焊接接头表现出最优的动态断裂韧性, 而低热输入的接头动态断裂韧性最低. 室温下, 与低热输入相比, 中等热输入的接头动态断裂韧性增幅达58%. 即使在-70 ℃, 中等热输入的高韧性优势仍显著.

(3) 随温度由室温降低至-70 ℃, 焊接接头动态断裂机制发生了由延性断裂逐渐向解理脆性断裂的转变. 低热输入下, 接头FZ柱状晶界面具有平面生长特征的仿晶界铁素体引起低温时裂纹沿晶快速扩展; 中等热输入下接头FZ形成的细小针状铁素体, 能最大程度地阻碍裂纹扩展, 成为维持接头高动态断裂抗力的要因.

The authors have declared that no competing interests exist.