440 MPa 級高強鋼焊條熔敷金屬組織與低溫沖擊韌性研究

曾道平，鄭韶先，安同邦，代海洋，馬成勇

(1.蘭州交通大學,蘭州,730070；2.鋼鐵研究總院,焊接研究所,北京,100081)

0 序言

焊縫金屬作為高強鋼焊接接頭的重要組成部分，其性能優劣直接影響焊接接頭的整體性能.當焊接工藝確定時，焊接材料是決定焊縫金屬組織與性能的主要因素，而焊條作為最常用的焊接材料，其使用量約占焊接材料的50%～ 60%[1]，另外使用傳統的焊接材料焊接屈服強度大于350 MPa 的高強鋼時，通常需要進行焊前預熱和焊后熱處理[2]，降低焊接效率和增加經濟成本.因此，為440 MPa 級高強鋼研制焊前無預熱和焊后無熱處理的焊條，具有重要的實際意義.

研究合金元素及其含量對焊縫金屬組織與性能的作用，有利于焊接材料研制過程中合金元素的選擇和量化.適量的Mn 和Ni 會顯著促進焊縫金屬中針狀鐵素體形成，提高低溫沖擊韌性，但是不當的Mn 和Ni 含量卻會促進馬氏體和M-A 組元的形成，降低低溫沖擊韌性[3].增大Cr 含量，會抑制晶界鐵素體形成和促進針狀鐵素體形成，提高低溫沖擊韌性[4]，但Cr 也能促進M-A 組元和粒狀貝氏體形成，導致大角度晶界數量減小，降低低溫沖擊韌性[5].Cu 作為奧氏體穩定化元素，能降低奧氏體轉變為鐵素體的相變溫度，促進針狀鐵素體形成，提高低溫沖擊韌性[6]，但過量的Cu 會促進高淬硬的ε-Cu 析出，降低低溫沖擊韌性[7].

文中為440 MPa 級高強鋼研制了三種焊條，其適用范圍主要為船舶用鋼焊接，并進行熔敷金屬焊接試驗，研究了熔敷金屬組織和低溫沖擊韌性，以期為該鋼材焊條研制提供數據和技術支持.

1 試驗方法

焊接試板及墊板均采用440 MPa 級高強鋼，試板尺寸為400 mm × 180 mm × 20 mm，焊接電流為170 A，焊接電壓為24～ 28 V，焊接速度為16～18 cm/min，道間溫度為100～ 120 ℃，焊接熱輸入為15～ 16 kJ/cm，焊前無預熱和焊后無熱處理，焊接材料為自研的三種直徑為4.0 mm 的焊條，焊接設備為迪瑞特WSME-520P 焊機，試板坡口規格見圖1.

圖1 試板坡口尺寸示意圖(mm)Fig.1 Schematic diagram of test palte specification(mm)

使用體積分數為2%的硝酸酒精溶液腐蝕金相試樣后，使用Olympus GX51 型光學顯微鏡(OM)觀察熔敷金屬的顯微組織，另外使用Lepera 溶液腐蝕金相試樣后，使用同型OM 觀察熔敷金屬中MA 組元，并利用ImageJ 軟件統計M-A 組元含量及尺寸；使用150～ 1000 目的砂紙手工對透射試樣減薄至40～ 60 μm 后，使用磁力減薄器對透射試樣進行電解雙噴，電解雙噴溶液為體積分數為4%的高氯酸酒精溶液，電解雙噴溫度為?35 ℃ ± 5 ℃，最后使用H-800 型透射電鏡(TEM) 觀察熔敷金屬的精細組織；使用Aspex Explorer 夾雜物分析儀從熔敷金屬中隨機選取10 個視場，統計分析熔敷金屬中夾雜物的尺寸和數量，并使用Quanta 650 型掃描電鏡(SEM) 配套的能譜儀(EDS) 分析夾雜物的化學成分.熔敷金屬組織的觀察位置，如圖2(a)所示.

圖2 組織觀察及性能測試位置Fig.2 Location diagram of organization observation and performance test.(a) Organizational observation;(b) performance testing

根據GB/T 2652-2008 進行熔敷金屬的室溫棒拉伸試驗，尺寸為M16 ×?10 mm × 105 mm；根據GB/T 2650-2008 進行熔敷金屬的?40 ℃沖擊試驗，尺寸為55 mm × 10 mm × 10 mm 的V 形標準試樣.棒拉伸試樣和沖擊試樣取樣位置見圖2(b)，并使用SEM 觀察沖擊試樣斷口形貌.

2 試驗結果

2.1 熔敷金屬的化學成分

根據國家標準GB/T 4336-2016，采用光譜分析法測試熔敷金屬的化學成分，測試結果見表1.與1 號熔敷 金屬相 比，2 號熔敷 金屬中Mn、Ni 和Cr 元素含量均有所增大，Mn 含量從0.79% 增至1.02%，Ni 含量從0.99% 增至1.28%，Cr 含量從0.15%增至0.25%，其余元素含量基本相當；在2 號熔敷金屬的基礎上，3 號熔敷金屬中Cr 含量從0.25%增至0.30%，Cu 含量從0%增至0.40%.

表1 熔敷金屬和試板的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemical composition of deposited metals and test plate (mass fraction,%)

2.2 熔敷金屬的顯微組織

圖3 為熔敷金屬的OM 組織照片.由圖3(a)～3(c)可見，1 號、2 號和3 號柱狀晶組織均主要由先共析鐵素體(proeutectoid ferrite，PF)、側板條鐵素體(ferrite side plate，FSP) 和針狀鐵素體(acicular ferrite，AF) 組成，但(PF+FSP)含量逐漸減小，AF 含量逐漸增大；由圖3(d)～ 圖3(f) 可見，1 號、2 號和3 號焊道間組織均主要由準多邊形鐵素體(quasi-polygonal ferrite，QF) 和少量AF 組 成，且AF 含量有所增大.先焊道受到后焊道的熱循環作用，使得先焊道部分柱狀晶組織發生重結晶相變，相變過程中PF 和FSP 會逐漸消失，同時大部分AF 會轉變 為QF[8]，1 號、2 號 和3 號柱狀 晶中AF 含量逐漸增大，導致焊道間中AF 含量有所增大.綜上可知，隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬中AF 含量逐漸增大.

圖3 熔敷金屬的OM 組織照片Fig.3 OM microstructure photos of deposited metals.(a) No.1 columnar crystal;(b) No.2 columnar crystal;(c) No.3 columnar crystal;(d) No.1 between weld beads;(e) No.2 between weld beads;(f) No.3 between weld beads

圖4 為熔敷金屬中M-A 組元的OM 照片.由圖4(a)～ 圖4(c) 可見，1 號、2 號和3 號柱狀晶中M-A 組元形狀以顆粒狀和塊狀為主，M-A 組元含量(面積分數)分別為4.126%、2.222%和1.773%，平均尺寸分別為6.241 μm2、4.247 μm2和2.487 μm2.由圖4(d)～ 圖4(f)可見，焊道間中M-A 組元主要分布于QF 與QF 界面間，且與柱狀晶相比，MA 組元含量及尺寸均有所增大，1 號、2 號和3 號焊道間中M-A 組元含量分別為2.316%、2.157%和2.087%，平均尺寸分別為8.720 μm2、6.992 μm2和4.149 μm2.綜上可知，隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬中M-A 組元含量及尺寸逐漸減小.

圖4 熔敷金屬中M-A 組元的OM 照片Fig.4 OM photos of M-A constituent in deposited metals.(a) No.1 columnar crystal;(b) No.2 columnar crystal;(c)No.3 columnar crystal;(d) No.1 between weld beads;(e) No.2 between weld beads;(f) No.3 between weld beads

圖5 為熔敷金屬的TEM 組織及鐵素體板條寬度統計.由圖5(a)～ 圖5(c)可見，1 號鐵素體板條尺寸較大，且多數鐵素體板條為長條狀，少數鐵素體板條為細條狀，板條間基本呈平行狀分布，2 號鐵素體板條尺寸和長寬比有所減小，多數板條為細條狀，板條間交織狀分布趨勢增強，多數板條間呈交織狀分布，3 號鐵素體板條尺寸和長寬比進一步減小，板條間交織狀分布趨勢進一步增強.由圖5(d)～圖5(f)可見，1 號、2 號和3 號鐵素體板條寬度分別為主要集中在0.8～ 2.8 μm、0.4～ 2.4 μm 和0.4～2.0 μm 之間，平均寬度分別為1.63 μm、1.45 μm和1.33 μm.綜上可知，隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬的鐵素體板條尺寸逐漸減小和板條間交織狀分布趨勢逐漸增強.

圖6 為熔敷金屬中碳化物的TEM 照片及析出量.由圖6(a)～ 圖6(b)可見，熔敷金屬中碳化物為M23C6型(Cr23C6)，且多數M23C6型(Cr23C6) 分布于鐵素體板條內，少數M23C6型(Cr23C6)在板條間聚集長大.此外，由于M23C6型碳化物的尺寸比較細小且分布極不均勻，難以通過TEM 照片定量統計析出量，故使用JmatPro 軟件計算模擬不同熔敷金屬中M23C6型碳化物的析出量，計算表明1 號、2 號和3 號熔敷金屬中M23C6型碳化物的析出量(質量分數) 分別為0.25%、0.45% 和0.54%，如圖6(c)所示.

圖6 熔敷金屬中碳化物的TEM 照片及析出量Fig.6 TEM photos precipitation of carbides in deposited metals.(a) bright field;(b) dark field;(c) precipitation amount

2.3 熔敷金屬中夾雜物

圖7 為熔敷金屬中夾雜物的尺寸及數量.1 號、2 號和3 號熔敷金屬中夾雜物的尺寸分布規律基本相同，且大部分夾雜物的直徑小于1 μm，以小尺寸夾雜物為主；1 號、2 號和3 號熔敷金屬中夾雜物的數量密度分別為3.213 × 104mm?2、3.364 × 104mm?2和3.315 × 104mm?2，平均直徑分別為0.798 μm、0.871 μm 和0.886 μm.綜 上可知，三種熔敷金屬中夾雜物的尺寸及數量基本相當.

圖7 熔敷金屬中夾雜物的尺寸及數量Fig.7 Size and Quantity of inclusions in deposited metals.(a) No.1 ;(b) No.2 ;(c) No.3

圖8 為熔敷金屬中夾雜物的SEM 照片和EDS 分析圖.由圖8(b)和圖8(e)可見，2 號熔敷金屬中夾雜物主要由O、Al、Si、S、Ti、Mn 元素組成，而3 號熔敷金屬中夾雜物則主要由O、Al、Si、S、Ti、Mn 和Cu 元素組成；由圖8(c) 和圖8(f) 可見，O、Ti、Al 和Si 元素在夾雜物中心的分布比較密集，Mn 元素在夾雜物中分布比較均勻，而S 和Cu 元素則主要分布于夾雜物的邊緣.焊接熔池凝固過程中，熔點高的Al2O3、TiO2、SiO2、MnO 等氧化物會優先從液態金屬中析出，而熔點低的MnS 和CuS 會逐漸覆蓋在高熔點氧化物表面，形成以Ti-Al-Si-Mn 氧化物為核心、MnS/CuS 為外層的復合型夾雜物.綜上可知，含Cu 熔敷金屬中夾雜物外層會形成CuS.

圖8 熔敷金屬中夾雜物的SEM 照片和EDS 分析Fig.8 SEM photos and EDS analysis of inclusions in deposited metals.(a) No.2 SEM photo of inclusion;(b) No.2 point scan of inclusions;(c) No.2 surface scanning of inclusions;(d) No.3 SEM photo of inclusion;(e) No.3 point scan of inclusions;(f) No.3 surface scanning of inclusions

2.4 熔敷金屬的力學性能

表2 為熔敷金屬和試板的力學性能.1 號、2 號和3 號熔敷金屬的Rp0.2從424 MPa 逐漸增至520 MPa，Rm從510 MPa 逐漸增 至587 MPa，A為26.0%～ 75.5%，Z為71.0%～ 77.0%.Mn、Ni、Cr 和Cu 元素具有固溶強化作用，增大它們含量，能增強固溶強化效應，從而提高強度，同時AF 晶粒內具有較高的位錯密度，增大AF 含量，也能提高強度.

表2 熔敷金屬和試板的力學性能Table 2 Mechanical properties of deposited metals and test plate

由表2 還可知，1 號、2 號和3 號熔敷金屬的-40 ℃平均沖擊吸收功分別為35.7 J，80.3 J 和96.3 J，表明隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬的低溫沖擊韌性逐漸提高.圖9 為熔敷金屬的沖擊斷口形貌，沖擊斷口均主要由韌窩、撕裂棱、河流花樣、解理臺階、小解理面和二次裂紋組成，且1 號、2 號和3 號沖擊斷口中小解理面尺寸和解理臺階高度逐漸減小，韌窩和撕裂棱數量逐漸增加，而韌窩和撕裂棱有利于低溫沖擊韌性的提高[9].

圖9 熔敷金屬的沖擊斷口形貌Fig.9 Impact fracture morphology of deposited metals.(a) No.1;(b) No.2;(c) No.3

3 分析與討論

3.1 組織分析

文中進行熔敷金屬焊接試驗時，除了采用焊條不同外，其余焊接條件基本相同，故化學成分是決定熔敷金屬組織的主要因素.根據化學成分，使用JmatPro 軟件計算模擬熔敷金屬的CCT 曲線和相變溫度，如圖10 所示.1 號、2 號和3 號熔敷金屬的CCT 曲線逐漸右移，相變溫度A3和A1逐漸降低，A3從836.8 ℃降至813.2 ℃，A1從681.3 ℃降至659.9 ℃，表明抑制PF 和FSP 形成作用逐漸增強，而促進AF 形成作用逐漸增強，使得熔敷金屬中AF 含量逐漸增加.Mn、Ni 和Cu 為奧氏體穩定化元素，增大熔敷金屬的淬透性，促進CCT 曲線右移，降低γ 的相變溫度，促進AF 形成[3,6]，另外Cr 為鐵素體形成元素，降低γ→α 相變臨界溫度，降低C 原子的擴散能力，促進AF 形成[4].

圖10 熔敷金屬的CCT 曲線和相變溫度Fig.10 CCT curve and Phase transition temperature of deposited metal.(a) CCT curve;(b) phase transition temperature

與鐵素體晶體結構相近的夾雜物，能降低鐵素體形核時的界面能，促進AF 形成，且夾雜物與鐵素體晶體結構的錯配度越小，鐵素體形核時的界面能越低，AF 形核越容易[6].2 號熔敷金屬的夾雜物外層覆蓋著MnS，3 號熔敷金屬的夾雜物外層則覆蓋著MnS 和CuS，而MnS、CuS 與鐵素體晶體結構的錯配度分別為8.8%和2.8%[10]，所以3 號熔敷金屬中夾雜物促進鐵素體形核的界面能更低，AF 更容易形核，從而提高3 號熔敷金屬中AF 含量.余圣甫等[11]研究發現夾雜物外層覆蓋的CuS 在AF 形核過程中起主導作用，而夾雜物中心的Al2O3等氧化物卻難以發揮作用.

此外，1 號、2 號和3 號熔敷金屬的相變溫度逐漸降低，會導致新舊兩相的自由能差逐漸增大，新相形核時的臨界晶核尺寸逐漸降低，臨界晶核形核功逐漸降低，形核率逐漸增大，有利于鐵素體板條尺寸逐漸減小[12]，另外隨著形核率的增大，相變過程中極短時間內所形成的鐵素體晶核數量隨之增加，有利于鐵素體板條呈交織狀分布，而交織狀分布又能把板條長大粗化的所需空間分割成細小的空間，使得未長大的鐵素體板條以及隨后相變過程中形成的鐵素體晶核只能在細小的空間內長大，最終造成鐵素體板條尺寸逐漸減小.

熔敷金屬在冷卻過程中，C 原子會從鐵素體擴散到未轉變的過冷奧氏體中，形成富C 過冷奧氏體，在隨后的冷卻過程中富C 過冷奧氏體部分轉變為M，從而形成M-A 組元[13].3 號、2 號和1 號熔敷金屬的相變溫度逐漸增大，C 原子擴散速率逐漸增大，有利于C 原子向為未轉變的過冷奧氏體內更遠處擴散，使得過冷奧氏體中C 含量增大，C 富集程度增大，富C 過冷奧氏體含量增多[12]；同時，C 含量增大會使得馬氏體轉變開始點(Ms)和馬氏體轉變終了點(Mf)降低，但Mf比Ms降低得快，能擴大M 轉變溫度范圍，M 相變時間變長，相應的M 轉變量增多[14]，使得熔敷金屬在隨后的冷卻過程中富C 過冷奧氏體部分轉變為M 數量增多，并以MA 組元形式保留下來，最終導致室溫下3 號、2 號和1 號熔敷金屬中M-A 組元含量逐漸增多.彭云等[12]研究發現增大熔敷金屬中Cu 含量，不僅會抑制M-A 組元形成，而且會促進M-A 組元由塊狀、條狀向顆粒狀轉變.

3.2 低溫沖擊韌性分析

為了分析組織對低溫韌性的影響，使用SEM 觀察1 號和3 號沖擊斷口的縱剖面形貌，如圖11 所示.1 號沖擊斷口縱剖面的二次裂紋以近直線狀在PF/FSP 組織中擴展，且二次裂紋擴展多在AF 組織處發生偏轉或停止(圖11(a))，3 號沖擊斷口縱剖面的二次裂紋擴展過程中偏轉次數顯著增多，且二次裂紋周圍的AF 組織發生了塑性變形(圖11(b))，表明PF/FSP 組織阻礙裂紋擴展能力較弱，利于裂紋擴展，擴展過程中所消耗的能量較低，而AF 組織阻礙裂紋擴展能力強，裂紋擴展遇到AF 組織時易發生偏轉，增大裂紋擴展路徑曲折程度，擴展過程中所消耗的能量增大，另外AF 組織具有大量的位錯，能使裂紋尖端發生塑性變形而鈍化，最終停止擴展[15].

圖11 沖擊斷口的縱剖面形貌Fig.11 Longitudinal section morphology of impact fracture.(a) No.1;(b) No.3

1 號、2 號和3 號熔敷金屬中(PF+FSP)含量逐漸減小，而AF 含量逐漸增大，阻礙裂紋擴展能力逐漸增強，裂紋擴展過程中所消耗的能量逐漸增大，提高沖擊吸收功，另外，1 號、2 號和3 號熔敷金屬的鐵素體板條尺寸逐漸減小和板條間交織狀分布趨勢逐漸增強，沖擊斷裂過程中所形成的微裂紋難以交織狀鐵素體板條間快速貫穿連續擴展，微裂紋尖端易鈍化和偏轉，且交織狀板條能細化板條束尺寸，增加大角度晶界數量[9]，阻礙裂紋擴展能力進一步增強，有利于低溫沖擊韌性逐漸提高.

圖12 為1 號沖擊斷口縱剖面中M-A 組元誘發微裂紋的SEM 照片.M-A 組元的碳含量較高，使得其顯微硬度顯著大于鐵素體基體，而沖擊斷裂過程中M-A 組元與基體之間較大的硬度差，會導致組織變形不協調，M-A 組元與基體的界面處易產生高度應力集中，從而誘發微裂紋[12]，降低沖擊吸收功.1 號、2 號和3 號熔敷金屬中M-A 組元含量及尺寸逐漸減小，使得沖擊斷裂過程中M-A 組元誘發微裂紋的幾率逐漸減小，有利于低溫沖擊韌性逐漸提高.

圖12 1 號沖擊斷口的縱剖面中M-A 組元誘發微裂紋的SEM 照片Fig.12 SEM photo of microcrack induced by M-A constituent in deposited section of No.1 impact fracture

沖擊斷裂過程中位錯易在M23C6型碳化物周圍塞積，導致局部應力高度集中，降低微裂紋形成的臨界應力，從而誘發微裂紋，降低沖擊吸收功[16]，尤其是分布于鐵素體板條間的大尺寸M23C6型碳化物，會破壞晶界連續性，降低晶界結合力，M23C6型碳化物更易成為裂紋源[17].1 號、2 號和3 號熔敷金屬中M23C6型碳化物含量逐漸增大，對沖擊吸收功的損害程度逐漸增大，不利于低溫沖擊韌性逐漸提高.

4 結論

(1) 隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，熔敷金屬的?40 ℃平均沖擊吸收功從35.7 J 逐漸增至96.3 J，低溫沖擊韌性逐漸提高.

(2) 隨著Mn、Ni、Cr 和Cu 含量的增大，雖然熔敷金屬中M23C6型碳化物含量逐漸增大，但是熔敷金屬的CCT 曲線逐漸右移，相變溫度逐漸降低，使得針狀鐵素體含量逐漸增加，鐵素體板條尺寸逐漸減小和板條間交織狀分布趨勢逐漸增強，M-A 組元含量及尺寸逐漸減小，是低溫沖擊韌性逐漸提高的主要原因.

(3) 含Cu 熔敷金屬中夾雜物外層會形成CuS，針狀鐵素體形核更容易，有利于低溫沖擊韌性提高.