白慶偉，麻永林?，邢淑清，陳重毅，亢曉嵐

(1.內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，內(nèi)蒙古 包頭 014010； 2.包頭職業(yè)技術(shù)學(xué)院，內(nèi)蒙 古包頭 014010)

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焊接HAZ微區(qū)轉(zhuǎn)變及晶粒長(zhǎng)大規(guī)律研究*

白慶偉1，麻永林1?，邢淑清1，陳重毅1，亢曉嵐2

(1.內(nèi)蒙古科技大學(xué) 材料與冶金學(xué)院，內(nèi)蒙古 包頭 014010； 2.包頭職業(yè)技術(shù)學(xué)院，內(nèi)蒙 古包頭 014010)

采用不同熱輸入對(duì)12 mm SS400超細(xì)晶鋼進(jìn)行焊接，并對(duì)焊接接頭過熱區(qū)、正火區(qū)及不完全正火區(qū)晶粒長(zhǎng)大程度與組織變化情況進(jìn)行分析.結(jié)合有限元數(shù)值模擬的方法研究焊接熱影響區(qū)及各子區(qū)寬度、組織、硬度隨熱輸入的變化規(guī)律，得出焊接熱輸入與HAZ寬度關(guān)系曲線符合Boltzmann平衡態(tài)理論.試驗(yàn)結(jié)果表明，熱輸入為9.6～22 kJ/cm進(jìn)行焊接時(shí)，HAZ及各子區(qū)寬度變化較?。划?dāng)熱輸入大于22 kJ/cm時(shí)，HAZ寬度隨熱輸入的增加而增加，尤其正火區(qū)寬度大幅增長(zhǎng).同時(shí)，過熱區(qū)組織隨著熱輸入增加片狀貝氏體減少，逐步形成粗大的魏氏組織.接頭硬度峰值逐漸升高，局部軟化區(qū)逐漸擴(kuò)大.在大熱輸入焊接時(shí)，焊接預(yù)熱可有效抑制熱影響區(qū)寬度發(fā)展.

顯微組織；晶粒長(zhǎng)大；HAZ；有限元；Boltzmann分布

SS400是一種400 MPa級(jí)超細(xì)晶粒鋼鐵材料，廣泛應(yīng)用于建筑承重構(gòu)件.由于在生產(chǎn)過程中很少加入合金元素，將晶粒通過控軋控冷技術(shù)(TMCP)進(jìn)行細(xì)化處理，生產(chǎn)成本大幅降低，而強(qiáng)度、韌性比常用同成分鋼材提高一倍.但由于第二相粒子對(duì)晶粒釘扎作用較小，焊接熱循環(huán)過程中原奧氏體晶粒異常長(zhǎng)大，造成焊接接頭質(zhì)量下降[1-2].此外，根據(jù)焊接工藝的不同，焊縫熔深、熔寬以及熱影響區(qū)(HAZ)寬度勢(shì)必會(huì)不同，在生產(chǎn)中HAZ寬度對(duì)SS400的焊后性能有很大影響.過熱區(qū)過寬容易造成脆斷組織范圍擴(kuò)大，接頭硬度峰值提高，塑、韌性降低；正火區(qū)過寬容易促使局部軟化區(qū)形成與發(fā)展，同時(shí)加劇該區(qū)域組織不均勻性，接頭抗拉強(qiáng)度下降.為強(qiáng)化接頭的薄弱環(huán)節(jié)，在大型工程制造中通常需添加特種連接件增強(qiáng)其抗拉、抗剪性能[3].

焊接HAZ寬度實(shí)質(zhì)是焊縫周圍組織經(jīng)過不同熱履歷而形成，是t8/5、峰值溫度、傳熱條件等要素的綜合體現(xiàn).Ac1溫度用來明確給出HAZ外端邊界，而HAZ另一邊端為熔合線處，其形成溫度為金屬熔點(diǎn)或液相線Tm.將焊接HAZ寬度作為一項(xiàng)技術(shù)指標(biāo)進(jìn)行研究，對(duì)焊接質(zhì)量控制有更重要的意義[4].本文針對(duì)SS400鋼12 mm中厚板，從不同熱輸入對(duì)過熱區(qū)(CGHAZ)、正火區(qū)(FGHAZ)晶粒尺寸及組織變化情況入手，用試驗(yàn)結(jié)合有限元模擬的方法得到焊接熱影響區(qū)寬度擬合曲線，分析不同熱輸入下HAZ各子區(qū)寬度及硬度變化規(guī)律，為優(yōu)化SS400焊接工藝、提高焊接質(zhì)量提供參考依據(jù).

1 試驗(yàn)內(nèi)容

試驗(yàn)用鋼為包頭鋼鐵(集團(tuán))公司生產(chǎn)的400 MPa級(jí)SS400熱軋鋼板，顯微組織為63%鐵素體和37%貝氏體雙相組成，鐵素體晶粒尺寸在12～20 μm之間(如圖1所示)，平均顯微硬度為141.75 HV(化學(xué)成分見表1).沿垂直于軋制方向取300 mm×200 mm×12 mm的試板5副，采用X形坡口平板對(duì)接，單邊坡口角度為30°.

圖1 SS400組織Fig.1 Microstructure of SS400

用電弧焊機(jī)進(jìn)行雙面單道焊，每組焊板焊接熱輸入由小到大逐漸增加(工藝參數(shù)見表2).層間溫度控制在120 ℃.焊縫金屬表面余高2 mm，焊縫平整均勻，無氣泡縮孔.

表1試驗(yàn)用鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of welded base metals %

表2 焊接參數(shù)Tab.2 Welding parameters

焊后對(duì)焊縫進(jìn)行切割取樣，接頭金相試樣經(jīng)磨制、拋光、4%硝酸酒精溶液腐蝕處理后，用蔡司顯微鏡和掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行金相組織觀察.最后用HV-50A型維氏硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熱影響區(qū)組織分析

由于X形坡口進(jìn)行第二道焊時(shí)會(huì)使部分HAZ以及焊縫組織產(chǎn)生二次再結(jié)晶，發(fā)生個(gè)別晶粒反常長(zhǎng)大.為了避免此現(xiàn)象對(duì)試驗(yàn)干擾，選取第二道焊縫進(jìn)行分析研究，而首道焊的熱作用可對(duì)焊道進(jìn)行預(yù)熱.

過熱區(qū)(CGHAZ)晶粒尺寸方便測(cè)量且能反映高溫?zé)嵊绊憛^(qū)(HTHAZ)晶粒變化及組織特點(diǎn).對(duì)9.6，22，37.8 kJ/cm焊接熱輸入下的CGHAZ組織進(jìn)行對(duì)比.如圖2(a)，熱輸入為9.6 kJ/cm形成的CGHAZ含有多個(gè)反常長(zhǎng)大的原始奧氏體晶粒，粗晶粒尺寸在50～90 μm之間.當(dāng)熱輸入加載到22 kJ/cm時(shí)(圖2(b))，過熱區(qū)晶粒尺寸進(jìn)一步增大，可達(dá)到110 μm左右，晶界清晰可見.針狀魏氏(WF)組織及上貝氏體(BF)在奧氏體晶界處逐步形成.當(dāng)熱輸入為37.8 kJ/cm時(shí)(圖2(c))，母材組織過熱嚴(yán)重，魏氏組織由晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)且枝晶臂更加粗化.晶粒長(zhǎng)大到一定程度后，晶界曲率半徑逐漸增大，擴(kuò)散驅(qū)動(dòng)力減弱，導(dǎo)致奧氏體晶粒尺寸受熱輸入影響減弱[5].

將圖2(a)中A處及圖2(c)中B處的高密組織用SEM進(jìn)行表征，分別如圖3(a)及圖3(b)所示.熱輸入為9.6 kJ/cm，由于過冷度較小，導(dǎo)致轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)組織殘留母材特征，形成片層狀貝氏體.而熱輸入為37.8 kJ/cm時(shí)，魏氏組織形成溫度高，鐵素體片中具有表面浮凸，晶內(nèi)片狀貝氏體結(jié)構(gòu)減少，下貝氏體亞單元按一定角度的交角均勻分布.魏氏組織的大量出現(xiàn)可能是導(dǎo)致HAZ韌性降低的一個(gè)重要原因[6-8].

(a)9.6 kJ/cm (b)22 kJ/cm (c)37.8 kJ/cm圖2 不同熱輸入下CGHAZ顯微組織照片F(xiàn)ig.2 The microstructure in CGHAZ under different heat inputs

(a)圖2中A處 (b)圖2中B處圖3 過熱區(qū)電鏡照片F(xiàn)ig.3 The microstructure in CGHAZ by SEM

綜前所述，熱輸入較低時(shí)，接頭t8/5時(shí)間較短，原子連續(xù)擴(kuò)散時(shí)間縮短，并且奧氏體晶界析出的Fe3C對(duì)晶粒釘扎作用明顯，抑制了晶粒生長(zhǎng)[9].冷卻時(shí)奧氏體晶粒內(nèi)含碳量過飽和的鐵素體和碳化物組成韌性較好的片層貝氏體.隨著t8/5時(shí)間的增加，CGHAZ原始奧氏體晶粒尺寸按一定比例顯著增加，并且區(qū)域組織發(fā)生改變.晶界處貝氏體板條結(jié)構(gòu)中的富碳區(qū)遭到破壞，沿奧氏體晶界析出大量針狀鐵素體，并且明顯有長(zhǎng)大的趨勢(shì)[10].

(a)9.6 kJ/cm (b) 14 kJ/cm

(c) 22 kJ/cm (d) 23.4 kJ/cm

(e)37.8 kJ/cm圖4 不同熱輸入下FGHAZ顯微組織照片F(xiàn)ig.4 Microstructure in FGHAZ under different heat inputs

由于正火區(qū)(FGHAZ)形成溫度為Ac3～1 100 ℃(晶粒急劇長(zhǎng)大溫度)，位于奧氏體轉(zhuǎn)變區(qū)內(nèi)，晶粒形狀均勻穩(wěn)定且與不完全正火區(qū)(ICHAZ)相鄰，可充分反映低溫?zé)嵊绊憛^(qū)(LTHAZ)晶粒尺寸隨熱輸入變化情況[11].如圖4(a)(b)，由于熱輸入在9.6 kJ/cm，14 kJ/cm時(shí)熔池附近溫度較低，晶粒周圍析出少量滲碳體，大多數(shù)鐵素體形貌為針狀.另外晶粒長(zhǎng)大速度慢、保溫時(shí)間短，細(xì)晶區(qū)鐵素體平均晶粒尺寸只有2.3 μm左右.熱輸入為22 kJ/cm時(shí)，晶粒尺寸達(dá)到10.5 μm(如圖4(c))，與前者相比明顯長(zhǎng)大.貝氏體分布于鐵素體界面附近，滲碳體由鐵素體晶界周圍析出，局部C含量偏聚嚴(yán)重.熱輸入為23.4 kJ/cm時(shí)同樣也出現(xiàn)區(qū)域偏析現(xiàn)象(如圖4(d))，由于峰值溫度高，保溫時(shí)間長(zhǎng)，鐵素體晶界向畸變較大的區(qū)域生長(zhǎng)，鐵素體形貌開始發(fā)生改變，冷卻形成界面能較小的球狀晶粒，很少出現(xiàn)針狀鐵素體.而熱輸入達(dá)到37.8 kJ/cm時(shí)，鐵素體晶粒延續(xù)上一長(zhǎng)大過程(如圖4(e))，但長(zhǎng)大速率明顯降低.C原子長(zhǎng)時(shí)間均勻擴(kuò)散，轉(zhuǎn)變?yōu)檩^小的粒狀貝氏體且均勻分布在鐵素體外側(cè)，碳偏聚逐漸減少.

2.2 HAZ寬度探究

在焊接過程中，焊縫周圍金屬的凝固方式主要受熱輸入和焊接速度的影響.焊縫冷卻速度公式[12]為：

(1)

式中：Q為熱輸入；V為焊接速度；k為工件熱導(dǎo)率；T0為焊接前溫度.由式(1)可知，隨著熱輸入與速度的比值Q/V下降，冷卻速度提高，不利于晶粒形成與長(zhǎng)大.

圖5 X形坡口HAZ寬度示意圖Fig.5 Width of HAZ on X-groove

結(jié)合金相組織分析判斷，將熱輸入及HAZ尺寸控制在較小范圍內(nèi)可有效提高焊接質(zhì)量.在對(duì)焊接接頭進(jìn)行宏觀測(cè)量時(shí)發(fā)現(xiàn)X形坡口HAZ按照寬度可分為兩個(gè)區(qū)域，即HAZ近表面處(圖5A處)和焊縫-母材中心處(圖5C處).同一焊縫HAZ近表面處形成熱量傳導(dǎo)最優(yōu)區(qū)域，熱量散失嚴(yán)重，冷卻速度最快[13].由于傳導(dǎo)散熱的方向是沿溫度梯度最大的方向，使近表面處較少組織達(dá)到HAZ開始形成溫度Ac1以上，金屬凝固后形成的HAZ較窄.然而焊縫-母材中心處正好位于X形坡口的中心處，冷卻速率是整個(gè)接頭最慢的區(qū)域，因此相變過程長(zhǎng)時(shí)間處于晶粒長(zhǎng)大期.同時(shí)，更多母材被加熱到Ac1～Ac3之間，產(chǎn)生不完全相變，而此時(shí)傳熱速率恰好適于FGHAZ晶粒均勻化長(zhǎng)大，造成焊縫-母材中心處的FGHAZ寬度最大.本試驗(yàn)選取其平均寬度(圖5B處)對(duì)HAZ寬度進(jìn)行測(cè)量研究.

圖6 過腐蝕后的HAZ組織Fig.6 Microstructure of HAZ by overetching

進(jìn)行各區(qū)域?qū)挾葴y(cè)定時(shí)，用過飽和的苦味酸對(duì)接頭腐蝕3 min，組織達(dá)到“過腐蝕”狀態(tài)(如圖6)，使HAZ各子區(qū)對(duì)比度鮮明.采用低倍蔡司顯微鏡進(jìn)行照相取樣，之后用金相分析軟件進(jìn)行區(qū)域劃分，對(duì)界線部分積分微元化處理求出其平均距離.

圖7 熱影響區(qū)子區(qū)寬度的關(guān)系曲線Fig.7 Variation of width with heat input of sub-areas in HAZ

HAZ各子區(qū)寬度曲線如圖7所示，熱輸入為9.6～22 kJ/cm時(shí)，CGHAZ寬度占HAZ總寬度的50%以上，而ICHAZ最窄只有0.4 mm.結(jié)合金相組織分析，Tm～Ac1溫度范圍內(nèi)冷卻速度在較低水平，奧氏體晶界遷移相對(duì)較弱，區(qū)域生長(zhǎng)不明顯.當(dāng)熱輸入大于22 kJ/cm時(shí)，焊接峰值溫度較高，由于細(xì)晶粒的晶界多，界面能高，界面移動(dòng)的驅(qū)動(dòng)力高于粗大晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力，致使細(xì)晶粒長(zhǎng)大速率相對(duì)較快，故FGHAZ和ICHAZ寬度迅速增加，此時(shí)接頭的軟化區(qū)成為最薄弱處；過熱區(qū)雖然t8/5停留時(shí)間較長(zhǎng)，但粗晶組織長(zhǎng)大到一定程度后生長(zhǎng)阻力大于驅(qū)動(dòng)力，同時(shí)吞并較小晶粒，限制了此區(qū)域?qū)挾仍黾樱瑢?dǎo)致CGHAZ基本保持不變.

圖8 有限元模型Fig.8 FEM model

圖9 熱輸入與HAZ寬度的關(guān)系曲線Fig.9 Variation of width with heat input in HAZ

通過試驗(yàn)結(jié)合文獻(xiàn)[14]中有限元模擬的方法對(duì)焊接熱影響區(qū)寬度數(shù)據(jù)進(jìn)行補(bǔ)充分析，1∶1實(shí)體有限元模型如圖8所示.如圖9所示，從試驗(yàn)及模擬結(jié)果可以看出在熱輸入為9.6～22 kJ/cm時(shí)，熱輸入對(duì)HAZ寬度影響相對(duì)較小，出現(xiàn)寬度變化平緩區(qū)，基本保持在2 mm左右；當(dāng)熱輸入在22～37.8 kJ/cm時(shí)，HAZ寬度隨熱輸入呈階梯式增長(zhǎng)；當(dāng)熱輸入大于37.8 kJ/cm時(shí)，寬度增長(zhǎng)出現(xiàn)第二個(gè)平緩區(qū)，此趨勢(shì)正符合Boltzmann平衡分布理論[15]，即熱輸入對(duì)熱影響區(qū)寬度的影響存在急劇增長(zhǎng)區(qū)域與相對(duì)平緩區(qū).

設(shè)定焊接熱輸入與HAZ寬度的函數(shù)關(guān)系為y=g(x)，根據(jù)圖9中模擬值的特征曲線變化趨勢(shì)，借助Boltzmann數(shù)學(xué)模型進(jìn)行函數(shù)擬合.

擬合方程為：

(2)

求得X形坡口焊接熱輸入與熱影響區(qū)寬度的通解為：

(3)

對(duì)數(shù)據(jù)和關(guān)系的相關(guān)性進(jìn)行驗(yàn)證，其相關(guān)系數(shù)R>0.98.

根據(jù)文獻(xiàn)[16]引入臨界板厚概念并對(duì)單道坡口焊接熱影響區(qū)寬度進(jìn)行計(jì)算，對(duì)于“薄板”二維導(dǎo)熱，由峰值溫度推導(dǎo)可得寬度公式為：

(4)

式中：E為熱輸入；δ為板厚；Tn為HAZ外端邊界形成溫度；Tm為熔合線處形成溫度；T0為環(huán)境溫度；對(duì)體積比熱容進(jìn)行修正：cρ=6.2 J/(cm3·℃).得到單道焊接與X形坡口計(jì)算對(duì)比曲線如圖10，在X形坡口110 ℃低熱輸入焊接工藝下，焊接熱影響區(qū)尺寸幾乎相同，但在較大熱輸入時(shí)，單道坡口溫度梯度較大，導(dǎo)致寬度迅速增加，所以大熱輸入焊接時(shí)，預(yù)熱可有效抑制熱影響區(qū)薄弱組織生長(zhǎng).

圖10 熱輸入與HAZ寬度的關(guān)系曲線Fig.10 Variation of width with heat input in HAZ

2.3 硬度分析

SS400鋼第二道焊接接頭熱影響區(qū)的硬度分布如圖11所示.焊縫和熱影響區(qū)硬度隨焊接熱輸入增大而增加，尤其熱影響區(qū)硬度峰值明顯增大.熱輸入為37.8 kJ/cm時(shí)，由于高溫冷卻速度快，HAZ出現(xiàn)大量強(qiáng)度較高、塑性較差的魏氏體，使接頭硬度峰值達(dá)到197 HV，比熱輸入為9.6 kJ/cm時(shí)硬度峰值高出近20 HV，比母材高出50 HV.另外，焊接熱輸入較大時(shí)，正火區(qū)晶粒不斷發(fā)展，與ICHAZ晶粒相互交織生長(zhǎng)嚴(yán)重，LTHAZ析出物逐漸增多，形成低于母材硬度的軟化區(qū).同一接頭力學(xué)不均性增加，導(dǎo)致接頭抗拉性能減弱[17].硬度測(cè)試與以上分析結(jié)果一致.

3 結(jié) 論

1)隨著焊接熱輸入的增加，SS400熔合區(qū)附近原奧氏體晶粒反常長(zhǎng)大嚴(yán)重，且HAZ片狀貝氏體數(shù)量減少，魏氏組織沿晶界長(zhǎng)大趨勢(shì)明顯；另外，正火區(qū)組織形核生長(zhǎng)速率逐漸加快，組織均勻性增強(qiáng).

2)通過焊接試驗(yàn)結(jié)合數(shù)值模擬的方法得出符合Boltzmann平衡理論的X形坡口焊接熱輸入與熱影響區(qū)寬度的關(guān)系曲線.熱輸入分別低于22 kJ/cm和高于37.8 kJ/cm時(shí)，寬度增長(zhǎng)緩慢，趨于平衡生長(zhǎng)期.

3)熱輸入在9.6～22 kJ/cm對(duì)SS400進(jìn)行焊接時(shí)，過熱區(qū)占總寬度的50%以上；當(dāng)熱輸入大于22 kJ/cm進(jìn)行焊接時(shí)，正火區(qū)和不完全正火區(qū)迅速增加，而過熱區(qū)尺寸幾乎不變，導(dǎo)致接頭軟化傾向嚴(yán)重.在大熱輸入焊接時(shí)，焊接預(yù)熱可有效抑制熱影響區(qū)寬度發(fā)展.

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BAI Qingwei1，MA Yonglin1?，XING Shuqing1，CHEN Zhongyi1，KANG Xiaolan2

(1.School of Material and Metallurgy，Inner Mongolia University of Science & Technology，Baotou 014010，China；2.Baotou Vocational and Technical College，Baotou 014010，China)

In order to analyze the microstructure evolution and grain growth processes of coarse grain heat-affected zone(CGHAZ), fine grained heat-affected zone (FGHAZ), and intercritical heat-affected zone (ICHAZ), 12 mm SS400 medium plate was welded under different heat input. The varying rules of the HAZ width, microstructure and microhardness with the variation of heat-input in welding HAZ and all sub-areas were studied using the finite element method in combination with microscopic tests. A relationship between the heat input and HAZ width which follows the Boltzmann distribution was also presented. The result shows that when the steel was welded with heat input of 9.6～22 kJ/cm, the effect of the heat input on the width of HAZ and all sub-areas was small; the width of HAZ increased when the heat input was higher than 22 kJ/cm, especially leading to the substantial increase of width in FGHAZ. Moreover, when the heat input increased, the hardness peak of the joint became higher in CGHAZ which was caused by a restraint of the lamellar bainite transformation and the widmanstatten formation, while the softened zone expanded gradually. Preheating can restrain the growth of the HAZ width for the welding with high heat-input.

microstructure; grain growth; heat-affected zone; finite element method; Boltzmann equation

1674-2974(2017)06-0030-07

10.16339/j.cnki.hdxbzkb.2017.06.006

2016-05-16

國(guó)家“高檔數(shù)控機(jī)床與基礎(chǔ)制造裝備”重大專項(xiàng)05子課題(2009ZX04014-064-05)，National Science and Technology Major Project of the Ministry of Science and Technology of China (2009ZX04014-064-05)；內(nèi)蒙古自治區(qū)高等學(xué)?？茖W(xué)研究項(xiàng)目(NJ10092)

白慶偉(1988—)，男，內(nèi)蒙古包頭人，內(nèi)蒙古科技大學(xué)博士研究生?通訊聯(lián)系人，E-mail:abcqingwei@163.com

TG422

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