耐候钢Q420qNH焊接粗晶区冲击韧性及耐电化学腐蚀性能

张侠洲 ，陈延清 ，王凤会 ，张 熹 ，赵英建

（1.首钢集团有限公司技术研究院，北京100043；2.北京市能源用钢工程技术研究中心，北京 100043）

0 前言

高性能耐候桥梁钢因其高强度、优异的低温冲击韧性、易焊接、可免涂装等优点，在国内外大跨度、重荷载、长寿命桥梁建设过程中得到越来越广泛的应用[1-5]。

焊接性能尤其是焊接热影响粗晶区的性能是高性能耐候桥梁钢应用过程中的关键问题。焊接热影响区在焊接过程中受热循环作用性能发生变化，其性能对整个结构具有重要影响[6-9]。研究高性能耐候桥梁钢焊接热影响粗晶区的组织变化规律以及耐蚀性能规律，对控制焊接热影响区组织以及提高其耐蚀性能具有重要的理论价值，对综合评价焊接接头的性能具有重要的工程价值[10-12]。程炳贵等人[13]通过热模拟的方法研究了Q500qENH耐候桥梁钢热影响区的组织及力学性能，彭云等人[14]对09CuPCr Ni钢热模拟粗晶区的组织和力学性能进行了研究。但是对高性能耐候桥梁钢热影响粗晶区耐蚀性能的研究还比较少。

本研究以50 mm厚Q420qNH高性能耐候桥梁钢为研究对象，采用Gleeble2000D热模拟试验机进行焊接热影响粗晶区（coarse-grained HAZ，CGHAZ）热模拟试验，研究不同冷却速度t8/5下，热影响粗晶区的冲击韧性和电化学耐蚀性能。

1 试验材料和方法

本试验采用国内某钢厂TMCP工艺生产的Q420qNH钢，具体化学成分如表1所示，力学性能如表2所示。通过Gleeble2000D热模拟试验机对母材进行焊接粗晶区（CGHAZ）热模拟试验，热模拟试样尺寸11 mm×11 mm×80 mm，升温速度 200℃/s，峰值温度1 320℃，高温停留1 s，控制冷却时间t8/5分别为10 s、20 s和30 s，相对应热输入分别为13～17 kJ/cm 、25～36 kJ/cm 和 38～50 kJ/cm。

采用线切割方法加工金相试样，经过打磨抛光、4%硝酸酒精溶液侵蚀后，利用DMI5000倒置显微镜观察金相组织。根据GB/T19748-2005利用冲击实验机对试样进行-40℃低温冲击实验，尺寸10 mm×10mm×55mm。EBSD试样尺寸11mm×11mm×2mm，预磨进行电解抛光，分析粗晶区晶粒取向和大角度晶界密度。电化学试样尺寸11mm×11mm×10mm，测试前采用砂纸打磨到1000#，蒸馏水清洗，酒精擦拭除油除水，吹干置于干燥箱备用。采用Par4000+电化学测试系统测试试样极化曲线和阻抗图谱，腐蚀介质3.5%的NaCl溶液。极化曲线的扫描电位范围为-0.25～0.25 V（相对于开路电位），扫描速率为0.5 mV/s。阻抗谱的频率响应范围为100 kHz～10 mHz，幅值为10 mV。冲击、金相、EBSD和电化学试样取样示意如图1所示。

表1 Q420qNH钢主要化学成分Table 1 Main chemical compositions of Q420qNH %

表2 Q420ENH钢主要力学性能Table 2 Main mechanical properties of Q420qNH

图1 冲击、金相、EBSD和电化学试样取样示意Fig.1 Diagrammatic sketch of test samples

2 试验结果及分析

2.1 热模拟粗晶区组织及冲击韧性

Q420qENH钢热模拟粗晶区低温冲击结果如表3所示，焊接热模拟粗晶区典型示波冲击曲线如图2所示。结果表明，t8/5为10 s和20 s时，低温冲击功较高，满足《GB/T714-2015桥梁用结构钢》标准要求。当t8/5为30s，-40℃低温冲击功均值低于47J，不满足标准要求。焊接热模拟粗晶区-40℃低温冲击断口微观形貌如图3所示，t8/5为10 s、20 s时，冲击断口形貌以韧窝为主，t8/5为10 s时，冲击韧窝尺寸较小，宏观韧性较好，t8/5为20 s时，冲击韧窝尺寸增大；t8/5为30 s时，冲击断口形貌主要是脆性准解理面。

表3 Q420qNH钢焊接热模拟粗晶区冲击韧性Table.3 Impact properties of CGHAZ

Q420qNH钢母材及热模拟粗晶区组织如图4所示，母材组织为铁素体+少量珠光体，组织较细，热模拟粗晶区组织主要为板条贝氏体+粒状贝氏体。t8/5为10 s时，组织中板条贝氏体数量较多，随着t8/5的增加，组织中板条贝氏体数量减少，粒状贝氏体数量增加，t8/5为30 s时，基本为粒状贝氏体组织，并且随着热输入的增加，组织出现粗化。

图2 焊接热模拟粗晶区典型示波冲击曲线Fig.2 Curves of load and Akv vs hammer displacement of CGHAZ

图3 焊接热模拟粗晶区典型断口形貌Fig.3 Typical fracture morphology of CGHAZ

学者用断裂理论的“晶体包学”（crystallographic packet）研究高强钢强韧化机理，“晶体包学”概念能更恰当地确定与韧性相关的有效晶粒尺寸。晶界在取向差趋于15°时达到最大值并保持不变，大角度晶界（大于等于15°）能有效改变裂纹扩展的方向，大角度晶界密度越高的组织能更有效地抑制裂纹扩展。热模拟粗晶区不同t8/5时的晶粒取向如图5所示，其中黑线表示大角度晶界（大于等于15°），晶界角度分布比例如图6所示。EBSD结果表明，随着热输入的提高，大角度晶界密度降低，其主要原因是：热输入增加，组织中板条贝氏体数量减少，粒状贝氏体数量增加，晶粒尺寸增加。结合图6和图3可知，较高的大角度晶界密度有利于抑制裂纹扩展。不同热输入下，焊接热模拟粗晶区晶粒取向均呈多样化，多方向的晶粒取向使粗晶区在宏观性能上表现出各向同性。

图4 金相组织Fig.4 Microstructures of CGHAZ

图5 焊接热模拟粗晶区EBSD晶粒取向图Fig.5 EBSD orientation image maps of CGHAZ

图6 焊接热模拟粗晶区晶界分布比例Fig.6 Grain boundary distribution ratio diagram of CGHAZ

总体而言，随着热输入的增加，粒状贝氏体数量增多，晶粒尺寸粗化，大角度晶界密度降低，抑制裂纹扩展的能力下降，导致焊接热模拟粗晶区冲击功降低。由此可见，试验中Q420qNH钢焊接热输入适应性不宜超过36 kJ/cm。

2.2 热模拟粗晶区电化学性能

为确定焊接热输入对Q420qNH钢焊接粗晶区耐蚀性能的影响规律，采用电化学方法测试t8/5为10s、20s、30s时焊接粗晶区热模拟试样的耐蚀性能。

电化学试验结果如表4所示，极化曲线和阻抗图普分别如图7、图8所示，阻抗采用图9所示等效电路拟合。结果表明，随着焊接热输入（t8/5）的提高，腐蚀电流密度呈上升趋势，交流阻抗值呈下降趋势，即焊接粗晶区的耐蚀性呈下降趋势；结合热模拟粗晶区组织可知，随着热输入的提高，粒状贝氏体增多，作为碳化物形成元素的Cr会在M/A岛中富集，固溶含量减少，而且该组织转变过程也会导致粗晶区C等元素的不均匀分布，从而降低粗晶区耐蚀性。

表4 电化学拟合结果（材料：Q420qNH）Table 4 Electrochemical fitting results of samples

3 结论

（1）Q420qNH钢焊接热模拟粗晶区吸收冲击功随着t8/5增加而降低。随着热输入的增加，粒状贝氏体数量增加，组织晶粒粗化，大角度晶界密度降低，造成其吸收冲击功降低。

图7 焊接热模拟粗晶区电化学极化曲线Fig.7 Polarization curves of CGHAZ

图8 焊接热模拟粗晶区Nyquist图Fig.8 Nyquist plots of CGHAZ

图9 等效拟合电路示意Fig.9 Schematic of equivalent fitting circuit

（2）Q420qNH钢焊接热模拟粗晶区电化学测试结果表明，随着焊接热输入（t8/5）的提高，腐蚀电流密度呈上升趋势，交流阻抗值呈下降趋势，即焊接热模拟粗晶区的耐蚀性呈下降趋势。

（3）从高强耐候钢焊接热影响粗晶区力学性能及腐蚀性能考虑，50 mm厚Q420qNH钢焊接热输入不宜超过36 kJ/cm，为保障足够的富余量，最好控制在30 kJ/cm。