摘要
采用Gleeble-3800热模拟试验机研究了Q550qENH钢粗晶热影响区(CGHAZ)在不同热输入下的热循环过程，结合OM、SEM、EBSD、Vickers硬度计和低温冲击试验等手段探讨了热输入对Q550qENH钢焊接热模拟CGHAZ组织和力学性能的影响。结果表明：Q550qENH钢CGHAZ组织主要为板条马氏体(LM)、板条贝氏体(LB)和粒状贝氏体(GB)。随着焊接热模拟的热输入增大，LM含量不断减少，LB和GB含量不断增多，组织逐渐粗化，由10 kJ/cm时的LM+LB+少量GB转变为80 kJ/cm时粗大的GB组织；CGHAZ的显微硬度随之不断降低，由10 kJ/cm时的338HV降低至80 kJ/cm时的236HV；CGHAZ的-40 ℃冲击功则在焊接热模拟的热输入为10~40 kJ/cm时保持在250~300 J，随后急剧降低至80 kJ/cm时的13 J，-40 ℃冲击断口处出现明显的河流状花样，呈脆性断裂形式。由焊接热模拟实验可知，Q550qENH桥梁钢的最佳焊接热输入区间在30 kJ/cm以下，此时CGHAZ在兼具高硬度的同时仍具有良好的低温韧性。
Abstract
The thermal cycle of coarse-grain heat affected zone (CGHAZ) of Q550qENH steel under different heat inputs was studied by a Gleeble-3800 thermal simulation tester. The effects of heat input on the microstructure and mechanical properties of CGHAZ of Q550qENH steel were analyzed using optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), electron backscatter diffraction (EBSD), a Vickers hardness tester and low temperature impact test. The results show that the CGHAZ of Q550qENH steel primarily consists of lath martensite (LM), lath bainite (LB) and granular bainite (GB). As the heat input increases, the LM content decreases, while LB and GB contents increases, leading to a coarser microstructure. At a heat input of 10 kJ/cm, the CGHAZ consists of LM, LB, and a small amount of GB, whereas at 80 kJ/cm, the structure transforms into coarse GB. The microhardness of CGHAZ decreases from 338HV at 10 kJ/cm to 236HV at 80 kJ/cm. The impact energy of CGHAZ at -40 ℃ remains at 250-300 J for heat inputs between 10 and 40 kJ/cm but drops sharply to 13 J at 80 kJ/cm. The impact fracture at -40 ℃ shows an obvious river-like pattern, indicative of brittle fracture. According to the welding thermal simulation experiments, the optimal welding heat input range of Q550qENH bridge steel is below 30 kJ/cm, ensuring both good low temperature toughness and high hardness in the CGHAZ.
随着我国经济的高速发展，桥梁建设不断向大跨度、重载荷、轻量化、耐腐蚀和长寿命等方向发展，对高性能桥梁钢的需求与日俱增[1]。屈服强度在500 MPa左右的桥梁耐候钢因其具备高强、高韧、低屈强比、耐腐蚀和良好的焊接性能受到学者们的广泛关注和研究[2-5]。
粗晶热影响区（CGHAZ）作为焊接接头的薄弱区，易在经历焊接热循环时产生脆化，损坏焊接接头的强韧性，进而影响桥梁结构焊接过程中的安全性[6]。因此，许多学者研究了焊接热循环过程中的重要参数焊接热输入对热影响区的影响。贾坤宁[7]研究了焊接热影响区中M/A组元对Q460耐候钢冲击韧性的影响，发现当冷却时间t8/5为30 s时，M/A组元呈较小的条状，此时CGHAZ的冲击功最高。朱东明等[8]和陈焕德等[9]研究了焊接热输入对Q500qE钢CGHAZ组织性能的影响，前者发现贝氏体块是影响CGHAZ冲击韧性的有效结构单元，后者发现Q500qE钢在热输入低于50 kJ/cm时获得细密板条贝氏体组织，CGHAZ具有良好的低温韧性。刘素鹏等[10]研究发现Q690桥梁钢在不高于25 kJ/cm的热输入条件下，CGHAZ具有良好的强韧性。彭宁琦等[11]在研究了不同热输入下CGHAZ的组织性能后，优选合适的范围，开发出在免预热焊接条件下焊接性良好的Q690q桥梁钢。王旭明[12]研究发现Q690桥梁钢在焊接热输入为30 kJ/cm时的冲击韧性最好，这与刘素鹏等[10]的研究结果非常接近。Zhang等[13]研究了焊接峰值温度对Q690桥梁钢热影响区组织和性能的影响，发现合理控制峰值温度是防止晶粒粗化的关键，对于CGHAZ，峰值温度应低于1 200℃。由此可见，学者们围绕桥梁钢CGHAZ进行了充分的研究，而对桥梁耐候钢而言，Cu、Cr、Ni等耐候性元素的添加形式复杂多样，使其焊接性能相对于普通高强桥梁钢发生了一定的变化[5，14]。因此，系统研究桥梁耐候钢CGHAZ在不同焊接热输入下的组织和力学性能变化，对优化其焊接工艺、提升焊接性能具有重要的理论意义和参考价值。
本文采用Gleeble-3800热模拟试验机对Q550qENH耐候桥梁钢进行焊接热模拟实验，研究了焊接热输入量对Q550qENH钢CGHAZ组织和力学性能的影响机理，以期为制定Q550qENH钢合理的焊接工艺参数提供参考。
1 实验
材料选择Q550qENH钢TMCP（Thermo-Mechanical Controlled Processing）+回火态钢板，其主要化学成分如表1所示。沿实验钢板轧向切取热模拟试样，采用Gleeble-3800热模拟机分别模拟热输入为10、15、20、30、40、50、60、80 kJ/cm时的焊接热循环过程，预热温度20℃，加热速度200℃/s，最高加热温度1 320℃，停留1 s，热循环曲线采用HAZ软件包计算生成，如图1所示。
表1实验钢的化学成分（质量分数/%）
Table1Chemical composition of the experimental steel (wt.%)
图1热循环曲线示意图
Fig.1Schematic diagram of heat cycle curve
沿热电偶焊接点处切开热模拟试样，制取金相试样，将其磨制、抛光后，用体积分数为4%的硝酸酒精溶液进行侵蚀，然后用GX51型光学显微镜（OM）和NANO SEM430型场发射扫描电镜（SEM）观测试样在不同热输入下的显微组织。将试样再次研磨抛光后，利用电子背散射衍射（EBSD）对实验钢的组织进行扫描分析，扫描步长为0.08 μm，扫描面积为60 μm×60 μm。利用HV-1000型维氏硬度计测定组织的显微硬度值，加载载荷为500 g，加载时间为10 s，每个试样测量7个点，去掉最大值和最小值后取平均值。另取热模拟试样剩余部分加工成10 mm×10 mm×55 mm的标准冲击尺寸，进行-40℃低温冲击实验。
2 结果及讨论
2.1 不同焊接热输入下CGHAZ的显微组织
实验钢在热输入为10~80 kJ/cm时焊接热模拟CGHAZ的OM组织如图2所示。当热输入为10 kJ/cm时，CGHAZ的组织主要为板条马氏体（LM）、板条贝氏体（LB）以及少量的粒状贝氏体（GB）。晶粒内相同取向的板条束聚集形成板条群，不同取向的板条束相互交织，将原奥氏体晶粒分成不同的区域；同时，板条束之间含有一定量的GB，如图2（a）所示。当热输入量增加至15~40 kJ/cm（图2（b）~（e））时，CGHAZ的组织仍为LM、LB和GB，随着热输入的增大，冷速不断降低使得冷却时间延长，在较长的高温停留时间下，板条束逐步融合变粗，呈短棒状分布。在这一过程中LM的含量逐渐减少，LB及GB的含量逐渐增加，且在板条之间存在少量的M/A组元。这主要是因为随着冷速降低，高温停留时间变长使得在板条产生过程中，碳元素更易从贝氏体铁素体（BF）中向相邻未转变的残留奥氏体扩散，碳含量的提高增加了残留奥氏体的稳定性，使未转变的奥氏体含量增加，随后在冷却至Ms点以下时发生马氏体相变，生成M/A组元[15-17]。随着热输入的继续增加（图2（f）~（h）），CGHAZ的组织主要为LB和GB，LB含量不断减少，GB含量不断增多，组织逐渐变得粗大。粒状M/A组元数量增多，且沿原奥氏体晶界呈细长条状分布；同时，C元素的富集使得部分M/A组元尺寸变大，并以块状、岛状分布在晶内。从图2中可以观察到，在热输入增大的过程中，原奥氏体晶粒尺寸逐渐增大，这是因为奥氏体晶粒长大的过程可以视为晶界的迁移过程，而冷速降低使得在高温停留时间变长，Ti、V和Nb等微合金元素的碳氮化物发生溶解，这些碳氮化物对奥氏体晶界的钉扎作用减弱，使原奥氏体晶界更易产生迁移，晶粒之间相互合并，最终使得原奥氏体晶粒长大[18-20]。
图2实验钢在不同热输入下的OM组织
Fig.2OM image of the experimental steel under different heat inputs: (a) 10 kJ/cm; (b) 15 kJ/cm; (c) 20 kJ/cm; (d) 30 kJ/cm; (e) 40 kJ/cm; (f) 50 kJ/cm; (g) 60 kJ/cm; (h) 80 kJ/cm
图3为实验钢在不同热输入条件下的SEM图。当热输入较低时（图3（a）~（b）），CGHAZ的组织为LM、LB和少量GB，原始奥氏体晶界不明显。当焊接热输入增大至40 kJ/cm时（图3（c）），组织逐渐变得粗大，M/A组元尺寸增大，且沿原奥氏体晶界方向呈链状分布，此时可以观察到明显的原奥氏体晶界，且晶界连续性较好。当热输入最终增大至80 kJ/cm时（图3（d）），板条状组织消失，实验钢CGHAZ的组织全部为GB。M/A组元尺寸持续增大，主要呈两种形态分布：一是沿晶界处分布，相对于40 kJ/cm时更加粗化，且排列没有明显的方向性；另一种则是在晶内呈块状、岛状分布。从SEM图中可以更加明显的观察到，随着焊接热输入的增大，原始奥氏体晶粒也不断增大。
图3实验钢在几个典型热输入下的SEM图
Fig.3SEM images of the experimental steel under several typical heat inputs: (a) 10 kJ/cm; (b) 15 kJ/cm; (c) 40 kJ/cm; (d) 80 kJ/cm
图4所示为实验钢在焊接热输入为10、15和30 kJ/cm时的CGHAZ组织EBSD表征。图4（a）~（c）为不同焊接热输入下的反极图（Inverse Pole Figure），从图中可以看出，随着焊接热输入的增加，CGHAZ中均存在具有相同取向的板条组织，这些板条组织聚集形成了板条束，而不同取向的板条束之间相互交织又将原奥氏体晶粒分成了不同的区域；随着焊接热输入的增大，板条取向逐渐减少。图4（e）~（f）为不同焊接热输入下的晶界取向分布图，其中红色线条代表小角度晶界（LAGB，2°≤θ≤15°），黑色线条代表大角度晶界（HAGB，θ＞15°），晶界取向差如图5所示。随着焊接热输入的增大，小角度晶界的占比逐渐减小，这是因为在较低的焊接热输入条件下（10 kJ/cm），冷速较快，CGHAZ中形成了细密的LM组织，进而使得晶粒内的位错密度较大；而当焊接热输入增大至15和30 kJ/cm时，LM含量不断减少，先于LM析出的LB有效分割了奥氏体晶粒并抑制了LM的生长，在细化组织的同时增加了大角度晶界的占比[21-22]。
图4实验钢在不同热输入下的EBSD像：（a）~（c）IPF图；（d）~（f）晶界取向分布图
Fig.4EBSD images of the experimental steel under different heat inputs: (a) - (c) IPF map; (d) - (f) grain boundary map
图5晶界取向差图
Fig.5Grain boundary orientation difference diagram
2.2 不同热输入下CGHAZ的力学性能
2.2.1 显微硬度
实验钢CGHAZ在不同焊接热输入下的硬度曲线如图6所示。从图6可以看出，CGHAZ的显微硬度随着焊接热输入的增加不断减小，这种变化趋势主要与CGHAZ的组织转变有关。当热输入为10 kJ/cm时，具有淬硬性的LM含量最高，此时CGHAZ的硬度最大，达到338HV。当热输入增大至15~30 kJ/cm时，LM含量减少，LB、GB含量增加，显微硬度值相较于10 kJ/cm时略微降低，保持在320HV~330HV之间，反映出在此焊接热输入范围内，CGHAZ的组织未发生较大变化（图2（a）~（d））。当热输入为40 kJ/cm时，此时CGHAZ中LM含量较少，GB含量增加且冷速降低使得高温停留时间变长，板条组织粗化导致硬度大幅降低至280HV。当热输入继续增大时，GB含量持续增加，硬度相对更高的LB含量不断减少，CGHAZ的硬度也随之不断减小。在这一过程中具有较高硬度的M/A组元含量提高，使得硬度下降趋势减缓，当热输入最终达到80 kJ/cm时，硬度降低至236HV。
图6不同热输入下CGHAZ的硬度曲线
Fig.6Hardness curves of CGHAZ under different heat inputs
2.2.2 冲击韧性及断口形貌
实验钢CGHAZ在不同热输入条件下的-40℃冲击功曲线如图7所示。从图7可以看出，热输入在10~30 kJ/cm时，冲击功一直稳定在一个较高的范围内（250~300 J）。这是因为当热输入较低时，CGHAZ中具有较多的板条组织，各个取向的板条束相互交织，增大了CGHAZ中大角度晶界的占比。通常来说，大角度晶界可以有效抑制脆性裂纹的形成及扩展，有利于提高材料的冲击韧性[23]。同时，在较低的热输入条件下，CGHAZ中原始奥氏体晶粒的尺寸较小，同样可以对裂纹的扩展起到阻碍作用[24]。当焊接热输入为40 kJ/cm时，CGHAZ组织以LB为主，冲击功仍保持较高水平（285 J）。当热输入增大至50~80 kJ/cm时，冷速的降低使得在较长的高温条件下板条数量减少且不断粗化；原奥氏体晶粒尺寸变大，其对裂纹扩展的阻碍作用减弱[25]。同时，随着热输入的增大，CGHAZ中GB的含量不断增多，组织逐渐变得粗大，晶界及晶内产生的M/A组元含量增多，不利于实验钢的低温韧性[26-28]，实验钢CGHAZ的冲击功不断降低，在焊接热输入为80 kJ/cm时仅有13 J。
图7CGHAZ在不同热输入下的-40℃冲击功曲线
Fig.7Impact energy curves of CGHAZ at-40℃ under different heat inputs
实验钢在不同热输入下的冲击断口形貌如图8所示。当热输入为10 kJ/cm时，CGHAZ的冲击断口主要由准解理扇形小平面和一些尺寸较小的韧窝组成，表现为韧窝+准解理混合断裂。随着热输入增加至15~30 kJ/cm时，准解理扇形小平面的尺寸不断减小，韧窝数量明显增多。在大韧窝的周围分布着许多小韧窝，且韧窝变深，尺寸变大，说明此时实验钢的冲击韧性很好，与冲击功曲线（图7）和大角度晶界占比（图5）的变化趋势相符。当热输入增加至40 kJ/cm时，大韧窝数量减少，此时冲击断口主要由小而密集的小韧窝组成，冲击韧性略有降低。当热输入继续增加至50~80 kJ/cm时，CGHAZ表现为明显的脆性断裂，断口表面存在大量河流状花样及撕裂脊，且随着热输入的升高，河流状花样的尺寸逐渐变大，材料的冲击韧性急剧降低。
结合显微硬度和低温韧性分析，发现本文所用Q550qENH桥梁钢适合在30 kJ/cm以内的焊接热输入条件下进行焊接，此时实验钢CGHAZ在具有较高硬度（320HV~330HV）的同时，仍具有良好的低温韧性（250~300 J）。
图8实验钢在不同热输入下的冲击断口形貌
Fig.8Impact fracture morphology of the experimental steel under different heat inputs: (a) 10 kJ/cm; (b) 15 kJ/cm; (c) 20 kJ/cm; (d) 30 kJ/cm; (e) 40 kJ/cm; (f) 50 kJ/cm; (g) 60 kJ/cm; (h) 80 kJ/cm
3 结论
1）当焊接热模拟的热输入为10~40 kJ/cm时，实验钢CGHAZ的显微组织主要为LM、LB和GB，LM的含量随焊接热输入的增大不断减少，LB、GB含量增加；当热输入增加至50~80 kJ/cm时，CGHAZ的显微组织主要为GB，随着焊接热输入的增大，板条状组织明显减少，组织逐渐粗化，原始奥氏体晶界尺寸增大，M/A组元数量增多。
2）随着焊接热模拟的热输入由10 kJ/cm增加至80 kJ/cm，CGHAZ的显微硬度不断降低，由338HV降低至236HV。-40℃冲击功则在热输入为10~40 kJ/cm时保持在250~300 J，冲击断口处韧窝数目较多；而当热输入增加至50~80 kJ/cm时，低温韧性急剧恶化，在焊接热输入为80 kJ/cm时，-40℃的冲击功为13 J，冲击断口处出现明显的河流状花样，呈脆性断裂形式。
3）由焊接热模拟实验可知，Q550qENH桥梁钢的最佳焊接热输入区间在30 kJ/cm以下，此时CGHAZ在兼具高硬度的同时仍具有良好的低温韧性。
