孫 咸

（太原理工大學(xué) 焊接材料研究所，太原 030024）

0 前 言

為了應(yīng)對日益增長的對承載結(jié)構(gòu)鋼更高力學(xué)性能的要求，在世界各地，越來越多的大型機械設(shè)備，以及各類輸送、裝卸和起重設(shè)備被投入使用。這類機械需要有效地移動超重載荷，并同時盡可能地降低自重。為此，需要采用高強（屈服強度達690 MPa，如A514F[1]），甚至超高強（屈服強度高達1 100 MPa，如S1100QL[2]）鋼材。同時，需要更可靠的焊接材料和焊接工藝，以確保焊接接頭的使用安全性。國際上對屈服強度達690 MPa 和高達1 100 MPa 級的高強度細晶粒結(jié)構(gòu)鋼已經(jīng)制定了相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)，如美國ASTM A514F和歐洲標(biāo)準(zhǔn)BS EN 10025-6[3]等。這類鋼中合金元素含量較高，具有明顯的淬硬傾向。雖然一些研究文獻[2]中使用的焊接材料及其配套工藝取得了較為滿意的接頭力學(xué)性能，但是隨著工程應(yīng)用的進一步開展，該類鋼焊接性及其影響因素仍然是生產(chǎn)企業(yè)和用戶關(guān)注的核心問題。迄今為止，所檢索到的涉及高強度細晶粒結(jié)構(gòu)鋼焊接性影響因素的專題性文獻并不多見。為此論文從高強度細晶粒結(jié)構(gòu)鋼焊接性分析入手，將該類鋼焊接性與接頭強度匹配、工藝參數(shù)等相聯(lián)系，探討焊接性影響因素。該項工作對于推動該類鋼焊接材料的創(chuàng)新開發(fā)、配套工藝的優(yōu)化升級，以及工程質(zhì)量的提升，具有參考價值和實用意義。

1 高強度細晶粒結(jié)構(gòu)鋼及其焊接性分析

A514F 和S1100QL、XABO?1100、Weldox 1100鋼是經(jīng)調(diào)質(zhì)熱處理后的細晶粒高強度結(jié)構(gòu)鋼，分別屬于低碳貝氏體類和低碳馬氏體+貝氏體類高強鋼。從化學(xué)成分看（見表1[1～9]），鋼中嚴(yán)格控制C、Mn元素含量，并用Cr、Ni、Mo、V等元素進行合金化；從力學(xué)性能上看（見表2[1～8]），該類鋼獲得了高強、高韌性的綜合力學(xué)性能。這是由該類鋼的強韌化機理決定的，即除了低C以控制鋼的焊接性，并通過Cr、Ni、Mo 等元素的固溶強化，同時利用微合金化元素如V等的細晶粒強化和析出強化等效應(yīng)之外，最后采用調(diào)質(zhì)熱處理（淬火+高溫回火）工藝的結(jié)果。該類鋼的供貨狀態(tài)為調(diào)質(zhì)處理（淬火+高溫回火），前者（A514F）顯微組織為回火板條貝氏體+回火粒狀貝氏體，后者（S1100QL）顯微組織為細晶粒馬氏體（晶粒直徑1～8 μm）+貝氏體+鐵素體（見圖1[10]）。

圖1 S1100QL鋼供貨狀態(tài)（淬火+回火）的顯微組織

表1 A514F和S1100QL鋼的化學(xué)成分

表2 A514F和S1100QL鋼的的力學(xué)性能

表3 焊接材料的化學(xué)成分

雖然說該類鋼嚴(yán)格控制了C、Mn 元素含量，但鋼中合金元素含量較多，具有相當(dāng)高的空淬特性；同時在調(diào)質(zhì)狀態(tài)下焊接時HAZ 晶粒粗化會影響接頭性能。這就意味著并不是在所有情況下都能獲得滿意的接頭性能，研究表明，該類鋼焊接性的主要問題是：

（1）冷裂紋傾向大。該類鋼的碳當(dāng)量較高（表1），除了A514F 鋼的碳當(dāng)量為0.40%～0.70%之外，其余屈服強度大于1 100 MPa 鋼的碳當(dāng)量多數(shù)為0.90%以上，甚至高達1.0%以上。鋼的淬硬傾向很大，同時鋼的板厚最高150 mm，自身拘束度又很大，加之焊接過程中不可避免混入一定量的氫。因此，接頭中產(chǎn)生冷裂紋傾向不可低估。

（2）再熱裂紋敏感性。該類鋼中含有Cr、Mo、V、Nb、Ti等碳化物形成元素，同時也含有B、P、Cu等殘留元素（見表1）。再熱裂紋敏感指數(shù)PSR反映碳化物形成元素對再熱裂紋影響程度的排序為V、Nb、Ti、Mo、Cr、Cu?？梢奦 的影響最大，其次是Nb，再次是Mo、Cr等?？紤]鋼的板厚最高150 mm，接頭的拘束應(yīng)力很大，也是引發(fā)再熱裂紋重要因素。德國蒂森克虜伯XABO?1100焊接文件中特別指出[6]，不建議該鋼焊接后進行消除應(yīng)力熱處理，其理由是消除應(yīng)力熱處理可能導(dǎo)致調(diào)制處理獲得鋼板力學(xué)性能的較大變化。這其中，亦含有防止再熱裂紋產(chǎn)生的提示。

（3）HAZ脆化傾向。S1100QL鋼焊前的顯微組織為細晶粒馬氏體+貝氏體+鐵素體，其晶粒直徑為1～8 μm，依據(jù)晶粒長大動力學(xué)原理，晶粒越細越容易長大，焊后HAZ 粗晶區(qū)尺寸比原始晶粒大好幾倍?？紤]到該鋼碳含量較低約為0.20%，粗晶區(qū)形成低碳馬氏體，對脆性影響有限。對于該類鋼，HAZ晶粒長大是該區(qū)脆化的主因。根據(jù) Hall-Petch 效應(yīng)，隨晶粒直徑增大，HAZ 脆性轉(zhuǎn)變溫度VTrs（℃）提高，脆性增加，成為接頭的薄弱環(huán)節(jié)。HAZ 的寬窄與焊接方法、焊接熱輸入，以及母材厚度等因素有關(guān)。焊接熱輸入過大時，高溫停留時間長，HAZ晶粒長大嚴(yán)重，脆化明顯。

（4）HAZ 軟化傾向。調(diào)質(zhì)鋼焊接時，HAZ中硬度最低的部位，其峰值加熱溫度在Ac1附近，硬度降低（軟化）程度與母材焊前熱處理狀態(tài)有關(guān)，母材在焊前調(diào)質(zhì)時的回火溫度越低（即強化程度越大），則焊后的軟化程度越大。S1100QL鋼焊前的回火溫度低（為的是獲得高強度），焊接后HAZ 會產(chǎn)生不同程度的軟化和失強。難怪文獻[5]特別強調(diào)“如果熱加工超過220 ℃，則會改變鋼材初始回火（狀態(tài)），從而影響力學(xué)性能（指出現(xiàn)軟化而失強）”。表明該鋼焊接HAZ軟化傾向值得關(guān)注。HAZ 性能的劣化會明顯影響焊接接頭的使用性能（含接頭的力學(xué)性能和疲勞性能），將在下文論述。

2 高強度細晶粒結(jié)構(gòu)鋼焊接性影響因素

2.1 焊縫強度匹配對冷裂紋的影響

圖2[4]是鐵研試件橫截面裂紋部位和形態(tài)實物照片。其中，圖2（a）中母材為ASTM A514F，填充焊絲為ER120S-G，是高強匹配接頭；圖2（b）中母材為EN S1100QL，填充焊絲為ER120S-G，屬于低強匹配接頭。表1[1-9]～表4[11]分別列出了鐵研試驗所用母材和填充材料的化學(xué)成分和力學(xué)性能。表5 是2 種接頭中擴散氫行為的對比分析。

圖2 鐵研試件中接頭冷裂紋部位及形態(tài)

表4 焊接材料的力學(xué)性能

表5 焊縫金屬中擴散氫行為的影響分析

對于ER120S-G/A514F 組合的高強匹配焊接接頭，由于焊縫金屬的γ→a（M）轉(zhuǎn)變溫度MS（399.89 ℃）高于母材（392.55 ℃）金屬，接頭中氫的擴散方向為焊縫向熱影響區(qū)（WM→HAZ），致使HAZ 成為富氫區(qū)而脆化，在接頭拘束應(yīng)力作用下，裂紋首先在根部應(yīng)力集中區(qū)啟裂，并沿焊縫HAZ 一直向上擴展，在焊縫厚度的2/3 處拐入焊縫并穿透焊縫表面（圖2（a））。對于S1100QL/ER120S-G 組合的低強匹配焊接接頭，轉(zhuǎn)變溫度MS有兩種情況：一種是焊縫金屬的γ →a （M）轉(zhuǎn)變溫度MS（382.27 ℃）低于母材（420.87 ℃，見表1[2]），母材先轉(zhuǎn)變，形成M 為主+B 組織，阻礙焊縫中氫向HAZ 擴散，此時焊縫中的氫只能向后面焊縫（WM→WM）擴散，焊縫金屬成為富氫區(qū)而脆化，在接頭拘束應(yīng)力作用下，兩條裂紋首先在根部應(yīng)力集中區(qū)啟裂，沿焊縫厚度方向穿透擴展（圖2（b））；另一種情況，是采用德國蒂森Union X 96 焊絲，焊縫的轉(zhuǎn)變溫度MS（382.27 ℃）高于母材（318.88 ℃，見表1[4]；329.36 ℃，見表1[3]），接頭中氫的擴散方向為焊縫向熱影響區(qū)（WM→HAZ），HAZ 成為富氫區(qū)而脆化，裂紋可能在根部應(yīng)力集中區(qū)啟裂，沿焊縫HAZ 向上擴展，其趨勢如圖2 （a）所示。

在鐵研試驗條件下，接頭裂紋部位的變化，看起來主要取決于接頭中氫的擴散方向，實際上氫的擴散方向是受控于焊縫和母材金屬γ→a（M）轉(zhuǎn)變溫度MS，而轉(zhuǎn)變溫度MS的高低最先是受到焊縫與母材化學(xué)成分所支配?？梢钥闯觯鸭y形態(tài)部位差異的內(nèi)在原因是焊縫與母材的化學(xué)成分的差異。

2.2 焊接接頭硬度分布對接頭拉伸試件斷口部位的影響

文獻[12]采用數(shù)值模擬方法對S1100QL 鋼焊接接頭橫截面的硬度進行了預(yù)測（圖3[12]），圖4[12]為分析預(yù)測與作者[10]測試數(shù)據(jù)的比較（應(yīng)當(dāng)是采用熱輸入Q=6.0 kJ/cm 時的硬度分布）。至于采用Q=7.0 kJ/cm 時的硬度分布，HAZ 軟化區(qū)的寬度增大，測點硬度大有下降趨勢，但實測數(shù)據(jù)不足，難以認定。僅從圖4 已經(jīng)看出了HAZ 軟化傾向，HAZ 最低硬度為270HV，比母材硬度低50HV，如果繼續(xù)測試，測點硬度仍可能有下降趨勢。再比較圖4（a）與圖4（b），發(fā)現(xiàn)根部比表面軟化傾向更大。這是由于根部高溫停留時間比表面更長，回火程度更大所致。分析圖4（b），焊縫區(qū)和母材區(qū)的平均硬度為320HV，而HAZ 軟化區(qū)的硬度為270HV，顯然成為接頭承載的薄弱環(huán)節(jié)。盡管HAZ軟化區(qū)尺寸很薄，在試件拉伸過程中會產(chǎn)生拘束強化效應(yīng)，但在連續(xù)加載狀態(tài)下，軟化區(qū)終因失強而斷裂。

圖3 焊接接頭的橫截面和硬度測量點［12］

圖4 S1100QL鋼焊接接頭橫截面的硬度分布

最后，在焊接熱循環(huán)作用下接頭HAZ 回火形成軟化區(qū)，而接頭拉伸試樣斷口亦位于接頭HAZ（而非焊縫區(qū)）[10]，進一步佐證了HAZ 軟化區(qū)是該類接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

2.3 熱輸入對接頭力學(xué)性能的影響

為了考查工藝參數(shù)對S1100QL 鋼焊接接頭力學(xué)性能的影響，文獻[10]采用表6、表7 所列參數(shù)及試驗條件，對2 種熱輸入的焊件進行了顯微硬度、接頭拉伸和落錘沖擊以及相關(guān)檢測試驗。表8 列出了2 種熱輸入焊接接頭拉伸試驗結(jié)果，可以看出，熱輸入增大，抗拉和屈服強度均降低，由于HAZ 被回火所致。該接頭屬于低強匹配型，接頭拉伸試件的斷裂部位通常位于焊縫區(qū)，但是文獻[10]給出的斷裂部位卻是HAZ, 表明與焊縫相比較，HAZ 更加弱化。從圖5[10]和表9 可以看出，在QGMAW=6.0 kJ/cm 試件中（根部硬度分布曲線），位于右側(cè)HAZ 的270HV 硬度最低值處正是接頭HAZ 軟化區(qū)。盡管該軟化區(qū)很窄，在試樣拉伸過程中會發(fā)生拘束強化效應(yīng)，對接頭獲得高于母材的抗拉強度作出了應(yīng)有的貢獻，但在連續(xù)加載狀態(tài)下終因拘束強化效應(yīng)失效（脆化）而導(dǎo)致試件在該處開裂；然而接頭斷裂部位與HAZ 軟化區(qū)較為吻合，這絕不是偶然現(xiàn)象。遺憾的是文獻[10]沒有提供拉伸試件斷口區(qū)弱化導(dǎo)致斷裂結(jié)果的斷口形貌。

圖5 2種焊接熱輸入試樣橫截面的硬度分布

表7 試驗用材料的化學(xué)成分和力學(xué)性能

表8 2種熱輸入焊接接頭拉伸試驗結(jié)果（斷裂部位：HAZ）

表9 2種熱輸入焊接接頭橫截面根部硬度分布（根據(jù)圖5制作）

表10[10]是2種熱輸入試件斷口形貌與沖擊吸收能量的關(guān)系。可以看出，較低熱輸入試樣的沖擊吸收能量比較高熱輸入試樣的高一些，即前者的韌性相對好一些。這是由于較低熱輸入使接頭HAZ回火輕微，HAZ硬度未降低，韌性較高。反之，較高熱輸入試樣HAZ被回火，硬度略降低，韌性略差。從2種沖擊試樣斷口形貌（圖6[10]）亦可看出熱輸入與HAZ韌性的對應(yīng)關(guān)系，即熱輸入較低的試樣斷口為均勻的韌窩花樣，而熱輸入較高的試樣斷口為不均勻韌窩+坑內(nèi)準(zhǔn)解理混合花樣。

圖6 2種熱輸入焊接試樣的斷口SEM顯微圖像

表10 2種熱輸入試件落錘斷口形貌與沖擊吸收能量的關(guān)系

熱輸入對接頭力學(xué)性能的影響可以概括為3方面：一是隨熱輸入增大抗拉和屈服強度均被降低，其中抗拉強度低于標(biāo)準(zhǔn)下限要求（1 187.8 MPa）；二是隨熱輸入增大HAZ 軟化區(qū)增大，拉伸過程中的拘束強化效應(yīng)減弱，抗拉強度被降低；三是隨熱輸入增大，焊縫和HAZ 區(qū)的落錘沖擊吸收能量略有減小。

為了獲得較為滿意的力學(xué)性能，文獻[13]的模擬研究表明，需對該鋼焊接熱輸入進行精確調(diào)整，以避免在快速冷卻時因HAZ 過度硬化而增加冷裂紋發(fā)生的風(fēng)險，以及在過高的焊接熱輸入情況下降低接頭的強韌性能。

2.4 焊接方法對接頭疲勞性能的影響

為了考查焊接方法對高強度細晶粒結(jié)構(gòu)鋼焊接接頭疲勞性能的影響，文獻[14]采用表11所列參數(shù)制備的試件進行了疲勞試驗。圖7是疲勞試樣尺寸，圖8是4種疲勞試樣（3種焊接接頭試樣、1種母材試樣）的疲勞壽命試驗結(jié)果（試樣的總應(yīng)變振幅與循環(huán)次數(shù)之間的關(guān)系）?？梢钥闯觯琈AG試樣隨總應(yīng)變振幅εac減小，試驗循環(huán)次數(shù)Nf增大；大載荷（εac=0.5%）時，MAG 試樣的循環(huán)次數(shù)Nf遠低于L1（激光焊接）試樣；中等載荷（εac=0.3%）時，L1和L2（激光焊接）試樣與母材試樣（PM）的Nf有不小差距（L1試樣Nf=3×103，PM試樣Nf=5×104），而MAG試樣的循環(huán)次數(shù)Nf遠低于激光焊接試樣。試驗還發(fā)現(xiàn)，在2種激光焊接接頭試樣中，疲勞壽命較低接頭中的未熔合缺陷總計約為焊縫橫截面的8%，即使這樣，該試樣的壽命與GMAW接頭試樣的壽命相當(dāng)。這是由于激光焊縫表面和根部的有利幾何形狀（可降低應(yīng)力集中），以及較窄的 HAZ所致（無需額外的填充材料，而且熱輸入量較?。?。

圖7 疲勞試驗試樣尺寸（單位：mm）

圖8 S1100QL鋼、GMAW 和激光焊接接頭的應(yīng)變與壽命圖

表11 疲勞試驗用試件制備工藝參數(shù)

表12 列出了MAG 和L1 兩種試樣的疲勞試驗斷口特征。可以看出，在大載荷（Deac=0.5%）條件下，L1 試樣的疲勞壽命是MAG 試樣的4.3 倍。試樣的斷口形貌特征與接頭壽命具有較好的對應(yīng)性，前者（MAG 試樣）斷裂初始階段的脆性特征及斷裂面的二次裂紋分別見圖9（a）和圖10（a），后者（L1 試樣）裂紋的擴展較為平緩，具有許多斷裂抑制（受阻）空間和脆韌性剪切區(qū)，分別見圖9（b）和圖10（b）。

圖9 Deac=0.5%時2種焊接試樣中裂紋的萌生

圖10 2種焊接方法焊接接頭中的壓縮疲勞條紋

表12 兩種試樣疲勞斷口特征

文獻[14]指出，與沒有焊縫的母材試樣相比，焊接接頭試樣的疲勞壽命降低了 50～60%。具體到激光焊接試樣與GMAW 試樣的疲勞試驗結(jié)果，雖然在大載荷下（Deac=0.5%）激光焊接試樣比GMAW試樣的疲勞壽命高，但與母材的疲勞壽命差距很大。這與焊接接頭試樣HAZ性能被弱化有關(guān)。至于激光焊接試樣的較高壽命則是激光焊接工藝特性（無填充材料、熱輸入小、焊縫窄、HAZ窄、焊縫外觀應(yīng)力集中小等）所決定。

3 結(jié) 論

（1）高強度細晶粒結(jié)構(gòu)鋼焊接性主要問題是接頭的冷裂紋敏感性、HAZ 的軟化和脆化傾向，以及再熱裂紋敏感性。

（2）不同焊縫強度匹配的鐵研試件裂紋形成部位的不同，主要受焊縫與母材的化學(xué)成分決定的相變溫度的差異，以及焊縫中氫的擴散行為所影響。

（3）焊接接頭硬度分布中呈現(xiàn)的低硬度HAZ軟化區(qū)與接頭拉伸試件斷口部位相一致，表明HAZ軟化區(qū)是該接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

（4）熱輸入對接頭力學(xué)性能的影響表現(xiàn)為隨熱輸入增大抗拉和屈服強度均被降低，其中抗拉強度低于標(biāo)準(zhǔn)下限要求，同時焊縫和HAZ 的沖擊吸收能量略有減小。

（5）激光焊接試樣的較高疲勞壽命是激光焊接工藝特性（無填充材料、熱輸入小、焊縫窄、HAZ 窄、焊縫外觀應(yīng)力集中小等）所決定。