Q500qE桥梁钢焊接接头的低温断裂韧性

武凤娟 程丙贵 曲锦波

(江苏省(沙钢)钢铁研究院，江苏 张家港 215625)

钢桥在桥梁建设中越来越重要，桥梁长度不断增加，主跨从武汉长江大桥的128 m增长到了沪通长江大桥的1 092 m。钢桥的钢材用量不断增长，承受的载荷不断提高，因此，对桥梁用钢的性能必然提出了更高的要求。从桥梁用钢来看，先后经历了A3q、16Mnq、15MnVN、14MnNb、Q420q和Q500q[1]，其中Q500qE钢被誉为我国第6代大跨度铁路桥梁钢，引领着我国大跨度铁路桥梁钢的发展方向。

随着国民经济的高速发展，桥梁建设规模越来越大，焊接结构呈现大型化、厚壁化、高强化的发展趋势。钢板厚度大、强度高，焊接缺陷如微裂纹、夹渣、气孔、未熔合等更易发生，韧性也明显降低[2]。焊接结构的失效大都是由母材或焊接接头韧性不足造成的[3]。随着焊接结构向深水冰冷海域方向发展，对桥梁钢焊接接头的低温断裂韧性研究具有重要的工程意义。本文采用低碳多元微合金化成分设计，配合适当控轧控冷(TMCP)工艺，试制了60 mm厚的Q500qE桥梁钢板。使用自动埋弧焊技术对钢板进行双面多层多道次对接焊试验，并采用裂纹尖端张开位移(crack tip open displacement,CTOD)[4-5]试验研究了焊接接头各部位的低温断裂韧性，分析了焊接接头的显微组织，研究了其低温断裂行为。

1 试验材料与方法

试验钢Q500qE经过铁水预脱S处理、180 t转炉炼钢、钢包精炼(LF)、RH法真空脱气等工业生产过程，连铸成320 mm厚板坯。采用低C、中等含量Mn、Nb+Ti微合金化和复合添加Cr、Ni、Mo的成分设计，并对钢中的有害元素P、S进行上限控制，以提高钢的纯净度，改善钢的韧性。连铸坯的化学成分如表1所示。将板坯加热到1 200 ℃，保温2 h，然后在配备5 000 mm四辊可逆轧机和多功能加速冷却系统(multi-purpose interrupted cooling,MULPIC)的工业生产线上进行轧制。粗轧开轧温度为1 030 ℃，总压下率为44%。精轧开轧温度为820 ℃，终轧温度为825 ℃，总压下率为66%,轧成规格为11 827 mm×2 575 mm×60 mm厚板。轧后钢板进入MULPIC系统经层流冷却水冷却至360 ℃左右，冷却速率约8.5 ℃/s，最后空冷至室温。

表1 Q500qE桥梁钢板的化学成分(质量分数)

使用美国林肯埋弧自动焊机(LINCOLN Power Wave DC 1000)进行焊接试验。焊接对接试板规格为1 000 mm×200 mm×60 mm(长×宽×厚)，长度方向为钢板的轧制方向。使用引弧板和收弧板，焊接时免预热。使用瑞典伊萨φ4.0 mm的OK Autrod 13.27药芯焊丝和OK Flux 10.62焊剂。焊接过程中严格控制焊接参数和焊缝金属层间温度，防止焊缝金属过热。自动焊接对接极性为直流反极性(direct current reverse polarity,DCRP)，热输入量E为50 kJ/cm。

在Q500qE钢焊接接头处分别取母材、焊缝金属和热影响粗晶区的CTOD试样。依据BS 7448标准制备带有预制疲劳裂纹的标准3点弯曲试样，试样为贯穿厚度缺口试样，试样厚度B和宽度W均为78 mm，长度L为560 mm，缺口开启位置如图1所示。沿厚度方向线切割加工机械缺口，并利用MTS311-1000 kN电液伺服疲劳试验机在缺口根部预制长约3 mm疲劳裂纹，以模拟实际桥梁结构中存在的初始尖锐裂纹。预制裂纹时，采用应力比(R)为0.1的正弦波形，频率(f)为6 Hz，最大加载力为140 kN。试样分别经(-10±2)℃、(-40±2)℃酒精-液氮溶液保温不少于80 min后(试验温度为20 ℃的试样无需保温，直接加载)，在带有低温箱的WYE-1000 kN自动压力试验机上进行低温CTOD试验，试验温度分别为20、-10、-40 ℃，加载速率为2 mm/min，一次加载至试样失稳或断裂，并记录加载载荷F和裂纹嘴处的张开位移V。试样卸载后经液氮冷却，然后快速压断。沿试样厚度方向在等间隔的9个点测量初始裂纹长度ai(i=1, 2, 3,…, 9)。按式(1)计算平均裂纹长度a0，按式(2)计算各试样的CTOD特征值(δ)。

图1 焊接接头CTOD试样取样示意图

(1)

(2)

式中：泊松比μ=0.3；弹性模量E=2.06×105MPa；试样跨距S=312 mm；Rp0.2为试验温度下材料的屈服强度，MPa；Vp为F-V曲线上对应的最大载荷时的夹式引伸计塑性张开位移，mm；f(a0/W)为试样的几何形状因子，根据a0/W数值在BS7448标准中直接查表获得；Z为测定缺口张开位移的引伸计装卡装置与试样表面的距离，Z=0。

试样经砂纸研磨、抛光后，用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀，然后采用EVO18型扫描电镜观察断口形貌和焊接接头各区显微组织。

2 试验结果与分析

2.1 焊接接头显微组织

Q500qE钢母材的显微组织见图2(a)，主要由细密针状铁素体(AF)和多边形铁素体(PF)组成，这种细晶铁素体的大角度晶界能增加裂纹发生及扩展的阻力，有利于钢板低温韧性的提高。

焊缝金属主要由针状铁素体(AF)、晶界铁素体(GBF)构成，如图2(b)所示。GBF是焊缝金属发生固态相变时首先在奥氏体晶界析出的组织，由于裂纹易经GBF网扩展，因此GBF的抗裂纹扩展性能较差。AF是一种热力学非平衡组织，它的生成是通过形核和生长反应在奥氏体内部进行。AF的晶粒细小、位错密度较高，能显著改善焊接接头的韧性和延展性。由材料学理论可知，焊缝金属中AF和GBF组织所占比例对焊缝金属的韧性具有显著影响[6]。

如图2(c)所示，焊接热影响区主要由粒状贝氏体(GB)和少量PF构成，GB原奥氏体粗大晶界清晰可见，内部分布着大量长条状或颗粒状马氏体-奥氏体组元(M/A)。大尺寸M/A组元容易引起位错塞积，产生微观应力场，为微裂纹的萌生提供条件，这对材料的韧性有极大损伤[7]。随着热输入的升高，GB数量增多，原奥氏体晶粒尺寸增大。由于每一个粗大的GB具有相近的晶粒取向，原奥氏体晶界为GB的有效晶界，晶内含有大量的亚晶界，这样的组织会恶化热影响区的冲击韧性[8]。

图2 Q500qE钢焊接接头不同部位的显微组织

2.2 CTOD特征值及F-V曲线

母材、焊缝金属区和热影响区的CTOD试验结果如表2所示。δc是指稳定裂纹扩展量小于0.2 mm的脆性失稳断裂点所对应的CTOD值，又称为脆性启裂CTOD值[9]；δu是指稳定裂纹扩展量大于0.2 mm的脆性失稳点所对应的CTOD值[10]；δm是指最大载荷点所对应的CTOD值。脆性稳定失稳(δu)，即载荷超过屈服后非线性上升，并在上升过程中试样脆断；韧性失稳(δm)，即载荷超过屈服后非线性上升至最大值，后非线性下降，试样仍能承载。试样加载载荷F与裂纹嘴处的张开位移V之间的F-V曲线如图3所示，试样的破坏形式如图4所示。

表2 不同温度下焊接接头不同部位的断裂韧性CTOD特征值

从表2和图3可见，随着试验温度的降低，CTOD特征值明显降低，F-V曲线逐渐缩短，表明Q500qE桥梁钢母材、焊缝金属区及热影响区的韧性和塑性随温度降低而下降。在20 ℃时，试样在载荷达到最大时仍未断裂，表明裂纹扩展缓慢，为延性扩展，裂纹扩展之前裂纹尖端发生很大变形，如图4(a)所示；在-10 ℃时，F-V曲线缩短，试样在未达到最大载荷时发生断裂，在加载初期裂纹能部分延性扩展，裂纹扩展之前裂纹尖端出现少量变形，如图4(b)所示；-40 ℃时CTOD特征值最低，F-V曲线最短，试样在载荷未达到屈服之前的弹性阶段即发生断裂，断裂瞬间发生，裂纹在扩展之前裂纹尖端几乎无塑性变形，如图4(c)所示。-40 ℃时的脆性失稳CTOD值δc为母材的最大，焊缝金属的次之，热影响区的最小。热影响区的CTOD特征值受温度影响比较明显，-40 ℃的CTOD值δc仅为0.067 mm，表明焊接接头热影响区的低温断裂韧性较差。

图3 不同温度下母材、焊缝金属和热影响区CTOD试样的F-V曲线

图4 不同破坏形式试样

2.3 断口形貌

图5分别为母材、焊缝金属区、热影响区CTOD试样的断口宏观形貌。机械切割区和预制裂纹区在试验前已形成，紧挨预制裂纹的银白色窄带即为裂纹稳定扩展区，由图5可见，每个断口都存在裂纹稳定扩展区。在同一试验温度下，热影响区CTOD试样的裂纹稳定扩展区最窄。母材、焊缝金属区试样的纤维断裂区较明显，韧性失稳时，较大的塑性变形使试样断口形成的裂纹扩展面以纤维区为主，如图5(a)所示，表明裂纹扩展缓慢，显示出更好的韧性。热影响区试样断口平整，几乎观察不到纤维区，主要为脆断区，脆性稳定失稳时，由于试样在载荷上升中发生了脆性断裂，载荷急剧下降，在试样断口上一般可以观察到面积较大的脆性断裂区。在图5(i)中几乎观察不到纤维区，主要为脆断区，脆断特征明显。在同一试验位置,随试验温度的降低试样的裂纹稳定扩展区变窄，试样断裂时的塑性变形不断减小直至消失，两侧的剪切区也越来越不明显。这与表2中的CTOD特征值随试验温度的降低而减小相对应。

图5 不同温度下母材、焊缝金属和热影响区CTOD试样的断口宏观形貌

图6为热影响区CTOD试样的断口微观形貌。在扫描电镜下，灰色带状区域为裂纹稳定扩展区，如图6(a～c)所示。随着试验温度的降低，裂纹稳定扩展区变窄，当温度降至-40 ℃时，裂纹稳定扩展区不明显。将图6(c)放大后如图6(d)所示，裂纹稳定扩展区最宽处约有20 μm。图6(e)为-10℃时裂纹稳定扩展区断口形貌，为撕裂韧窝形态，韧窝被拉长，呈抛物线形，抛物线开口的方向指向撕裂应力作用的方向。如图6所示，随着试验温度的降低，纤维断裂区缩小，在20 ℃时纤维断裂区最宽处约3.8 mm，-10 ℃时最宽处约2 mm，当温度降低至-40 ℃时，最宽处约30 μm。图6(f)为-10 ℃时纤维断裂区断口形貌，可见纤维断裂区遍布大小不一的等轴韧窝，为微孔聚合型断裂。

图6 不同温度下热影响区CTOD试样的断口微观形貌

图7为焊接接头不同部位CTOD试样在-40 ℃时的脆性断裂区微观形貌，是典型的解理断裂断口特征形貌——扇形花样。扇形花样是裂纹从晶界或晶界附近起始、向外成扇形扩展，发生穿晶断裂的一种形貌特征，其外观类似扇形或羽毛状。解理断裂区宏观上没有明显的塑性变形，在阳光下转动时可观察到反光的小刻面，属于脆性断裂。解理断裂是金属在正应力作用下，由于原子结合键破坏而造成的沿一定晶体学平面(解理面)快速分开的过程,解理面通常是表面能量最小的晶面。在脆性解理断裂时，试样发生穿晶断裂，裂纹穿过晶粒时不改变方向，大角度晶界阻碍裂纹扩展，使裂纹扩展路径发生改变。因此每一个解理断裂面对应一个有效晶粒尺寸，断面上突出的白色撕裂棱代表可有效阻碍裂纹扩展的大角度晶界，解理断裂的断口形貌与试样显微组织形貌基本相同。每一个解理面大小代表一个原始奥氏体晶粒大小。焊接接头不同部位CTOD试样在-40 ℃时的脆性断裂区微观形貌与图2中的焊接接头微观组织及-40 ℃时的CTOD特征值相对应。如图7(a)所示，母材试样解理面相对较小，断面上突出的白色撕裂棱较多，阻碍裂纹扩展能力强，为脆性稳定失稳。如图7(b)所示，焊缝金属试样存在较大解理面，解理面大小与焊缝金属组织中GBF相对应，GBF的抗裂纹扩展的性能较差，裂纹易经GBF网扩展，为脆性启裂CTOD值。如图7(c)所示，热影响区试样断口存在较大解理面，焊接过程的热循环使得焊接热影响区原奥氏体晶粒尺寸增大。原奥氏体晶界为GB的有效晶界，晶内含有大量的亚晶界，由于每一个粗大的GB具有相近的晶粒取向，这样的组织会恶化热影响区的低温韧性。-40 ℃时的脆性启裂CTOD值δc仅为0.067 mm。由此可见，焊缝金属及热影响区为焊接接头薄弱区域，需通过降低焊接热输入量或加入抑制晶粒长大的合金元素来减少焊缝金属组织中GBF的含量并控制GBF晶粒尺寸，以及减小焊接热影响区晶粒尺寸，从而提高焊接接头的低温韧性。

图7 焊接接头不同部位CTOD试样在-40 ℃时的脆性断裂区微观形貌

3 结论

(1)随着试验温度的降低，Q500qE桥梁钢焊接接头母材、焊缝金属区及热影响区COTD试样的韧性和塑性均下降，断裂韧性CTOD特征值明显降低，F-V曲线逐渐缩短。

(2)随着温度的降低，焊接接头同一部位CTOD试样的裂纹稳定扩展区变窄，试样断裂时的塑性变形不断减小直至消失，两侧剪切区也越来越不明显。在同一试验温度下，母材试样的裂纹稳定扩展区较宽，纤维断裂区较明显，裂纹扩展缓慢；热影响区试样的裂纹稳定扩展区最窄，试样断口平整，几乎观察不到纤维区，主要为脆断区。在-40 ℃时，热影响区试样裂纹稳定扩展区最宽处约为20 μm，纤维断裂区最宽处约30 μm。

(3)母材试样脆性断裂区解理面相对较小，断面上突出的白色撕裂棱较多，抗裂纹扩展性能好，为脆性稳定失稳。焊缝金属试样存在较大解理面，解理面大小与焊缝金属组织中晶界铁素体(GBF)相对应，GBF的抗裂纹扩展性能较差，裂纹易经先共析铁素体网扩展，为脆性启裂CTOD值。热影响区试样断口存在较大解理面，焊接的大输入量热循环使得焊接热影响区原奥氏体晶粒尺寸增大，从而恶化了热影响区的低温韧性。