Q960E 焊接粗晶区组织的再热脆化与软化分析

董现春，张楠，张侠洲，田志凌

(1.首钢集团有限公司技术研究院,北京,100041；2.中机新材料研究院(郑州)有限公司,郑州,450001；3.北京机科国创轻量化科学研究院有限公司,北京,100083；4.钢铁研究总院,北京,100081)

0 序言

近年来，商用车轻量化进程带动了大梁钢向着高强度、薄规格的方向发展[1].Q960E 作为重型商用车大梁应用的最高强度级别材料，具有高强度、高硬度和高碳当量(Ceq)的特点[2]，在焊接热循环作用下不可避免的出现热影响粗晶区(CGHAZ)脆化和热影响区(HAZ)局部软化问题，严重制约Q960E焊接梁架结构的使役安全性.Zhou 等人[3]研究发现，随着焊接热输入的增加，CGHAZ 组织由板条马氏体向粒状贝氏体转变，且基体上分布大量M/A组元，并在冲击作用下易与基体剥离；Lambert 和Davis 等人[4-5]进一步研究证明了在高碳当量材料中，CGHAZ 热影响区组织中的M/A 组元会恶化材料韧性，其研究结果被Wang 等人[6]进一步利用透射电镜所证实.张楠等人[7]在针对700 MPa 级大梁钢也开展了单道次焊接接头软化行为分析，并在此基础上进一步研究了1 500 MPa 高强钢HAZ 析出相尺寸、数量、分布和形态对不同t8/5下的CGHAZ软化的影响[8].以上研究仅对单次热循环HAZ 的脆化研究相对比较系统，但考虑到采用Q960E 高强钢制造轻量化商用车工字梁结构，其腹板因焊接形成的HAZ 会受到二次热循环的作用.根据二次峰值温度(tp2)的不同，将再热CGHAZ 进一步细分为未变粗晶热影响区(位置A，UA CGHAZ，tp2≥1 200 ℃)，过临界粗晶热影响区(位置B，SCR CGHAZ，Ac3≤tp2＜1 200 ℃)，临界粗晶热影响区(位置C，ICR CGHAZ，Ac1≤tp2＜Ac3)和亚临界粗晶热影响区(位置D，SR CGHAZ，tp2＜Ac1)，进而针对Q960E大梁钢开展焊后CGHAZ 区再热组织脆化[9-11]和软化[12-14]，原因分析研究尚未见公开报道.通过前期研究[15]，开发了一种低碳当量Q960E大梁钢.在前期研究的基础上，通过焊接热模拟手段，对比分析了两种碳当量Q960E 再热CGHAZ 组织的形貌、冲击吸收能量和硬度分布特征，进一步揭示了脆化薄弱区和软化区的原因，为低碳当量Q960E 大梁钢在轻量化商用车制造领域的应用提供前期研究基础.

1 试验方法

试验用6.5 mm 厚低碳当量设计的Q960E 钢板及其对比钢的化学成分见表1，两种材料经900 ℃ +15 min 高温感应淬火后，连续完成550 ℃+15 min 高频感应回火，得到表2 所示力学性能.

表1 Q960E 和对比钢的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical composition of Q960E and its comparative steel

表2 Q960E 和对比钢的典型力学性能Table 2 Typical mechanical properties of Q960E and its comparative steel

1.1 试验方法

对Q960E 及对比钢加工6 mm (板厚) × 11 mm(板纵向) × 90 mm (板横向)的焊接热模拟试样.通过测定两种材料在焊接热循环t8/5=7 s 条件下的相变温度Ac1分别为705 和691 ℃，Ac3分别为825和810 ℃，由此制定表3 焊接热模拟工艺.

表3 CGHAZ 热模拟工艺Table 3 Thermal simulation process of CGHAZ

将试样沿着热模拟热电偶点位置为中心加工55 mm × 10 mm × 5 mm 的冲击试样，加工深度2 mm 的V 形缺口，并根据国家标准GB/T 2650，采用ZBC2452-3 型冲击试验机测试缺口位置-40 ℃下的冲击吸收能量.

根据国家标准GB/T 2654 制样，并采用HVS-10Z 型维氏硬度计测试热电偶点位置的硬度，加载载荷为19.6 N，加载时间15 s，测试3 个值后取均值.

对热电偶区域截取金相试样，经研磨、抛光后，用3%硝酸酒精进行侵蚀，利用BX35 型光学显微镜和Libra120 型场发射扫描电镜(SEM)观察其显微组织形态；利用电解双喷技术，获得热电偶区金属薄片，并在JEM-2100F 透射电镜(TEM)上观察微区组织及第二相粒子形态，EDS 分析其成分.

2 试验结果

2.1 显微组织

当采用热模拟1 工艺进行第一次模拟热循环(t8/5=7 s)后，两种成分钢在不同tp2条件下进行二次热循环，其室温下再热粗晶热影响区的SEM 像如图1 所示.UA CGHAZ 的组织形态为板条马氏体，经过两次热循环后的Q960E 和对比钢的UA CGHAZ 位置的马氏体packet 和block 尺寸相差不大.经二次正火处理的SCR CGHAZ 可见等轴态晶界，组织以马氏体+贝氏体为主.经模拟两相区短暂热处理获得的ICR CGHAZ 得到马氏体+残余奥氏体的混合组织，组织均匀性恶化.SR CGHAZ的组织基本保持了CGHAZ 粗大的晶粒特征，但经模拟短暂高温回火后的组织边界相对模糊，而观察到对比钢SR CGHAZ 板条束间存在大量“白亮带”组织.

图1 不同tp2 温度下再热CGHAZ 的SEM 像Fig.1 SEM images of reheated CGHAZ under different tp2 temperatures.(a) UA CGHAZ of Q960E;(b) UA CGHAZ of comparative steel;(c) SCR CGHAZ of Q960E;(d) SCR CGHAZ of comparative steel;(e) ICR CGHAZ of Q960E;(f) ICR CGHAZ of comparative steel;(g) SR CGHAZ of Q960E;(h) SR CGHAZ of comparative steel

2.2 力学性能

Q960E 和对比钢经不同热模拟工艺下-40 ℃冲击吸收能量和显微硬度值如图2 所示.由图2a 可知，Q960E 热模拟CGHAZ，UA CGHAZ，SCR CGHAZ，ICR CGHAZ 和SR CGHAZ 的-40 ℃冲击吸收能量优于对比钢，分别为46，32，44，27和16 J，二次热循环和一次热循环的冲击吸收能量相差较为明显，SR CGHAZ 的冲击吸收能量最低，对比钢的SR CGHAZ 脆化最为严重，冲击吸收能量仅9 J.图2b 所示SR CGHAZ 为硬度低谷值，发生软化.

图2 不同tp2 温度两种试验钢冲击吸收能量和硬度分布Fig.2 Impact absorption energy and hardness distribution of two test steels at different tp2 temperatures.(a) impact absorption energy;(b) hardness distribution

3 试验结果分析

Q960E 大梁钢在商用车使役条件下可能承受着瞬态高应力负载.Q960E 焊接接头热影响区的韧性改善有助于抑制疲劳裂纹扩展速率，提高焊接梁架的疲劳耐久性.C 作为有效提高淬透性，提升热影响区强度和硬度的基本元素，可显著提高Ceq值，对焊接性不利.V 作为一种微合金化元素，在550～ 600 ℃下驰豫可显著提升钢材的屈服强度[16]，但对Ceq的增加并不显著.由此，文中给出了表1所示低Ceq设计的Q960E 成分，通过降C、去Cu-Ni、加V 处理，得到与传统成分体系不同的低碳当量、高强度Q960E 大梁钢[15]，旨在焊后通过损失一定的HAZ 硬度(图2b)来换取低碳当量Q960E 大梁钢HAZ 韧性的改善，从而提升商用车梁架的疲劳寿命[2].由于HAZ 较窄，通过热模拟过程获得可供分析的热影响区域，重点讨论两种成分钢焊后脆化最严重的ICR CGHAZ 和SR CGHAZ 脆化原因，以及低碳当量Q960E 焊接热模拟SR CGHAZ 硬度低于对比钢的主要原因.

3.1 ICR CGHAZ 和SR CGHAZ 的脆化

根据试验结果可见，Q960E 和对比钢经二次热循环后，显著发生脆化的区域是ICR CGHAZ 和SR CGHAZ.图3 为Q960E 大梁钢的ICR CGHAZ 的TEM 像，该区组织可进一步细分为回火马氏体 +短片状的孪晶马氏体+残余奥氏体组成.在二次热循环作用下，部分一次热循环的马氏体板条边界重新生成了奥氏体，由于奥氏体溶C 能力强，马氏体中的C 原子经短距扩散进入边界位置的奥氏体，使得奥氏体稳定性和体积增加.在随后冷却过程中，一部分不稳定的奥氏体转化为孪晶马氏体，溶C 较多的奥氏体随之冷却至室温，同时，末奥氏体化的一次热循环马氏体经二次“回火”，板条组织略有长大，位错密度降低.由于回火马氏体C 元素含量相对孪晶马氏体较低，属于软相；而孪晶马氏体通过原奥氏体溶C 变得脆硬，韧性极差.残余奥氏体中C 元素含量最高，稳定到室温后易夹在回火马氏体与孪晶马氏体中间，同样属于脆硬相[17-18].在冲击载荷作用下极易发生脆断，这也是该区发生再热脆化的原因.

图3 Q960E 大梁钢ICR CGHAZ 的TEM 像Fig.3 TEM images of ICR CGHAZ of Q960E.(a) bright field image;(b) dark field image;(c) diffraction pattern of retained austenite

SR CGHAZ 是在一次CGHAZ 组织的基础上再经短暂的“高温回火”后形成的，Q960E 和对比钢在该区的冲击韧性最低.通过图4 的TEM 像可见，Q960E 由于Ceq较对比钢低，在一次热循环后的CGHAZ 的马氏体组织中位错密度较高，但未发现影响韧性的孪晶马氏体存在，经二次“高温回火”后，马氏体板条界呈现点状析出碳化物；而对比钢在一次热循环CGHAZ 的组织中呈现大量孪晶马氏体，经二次“高温回火”后在晶界发现点状和条状碳化物，这是该区韧性最低的主要原因.

图4 两种试验钢的CGHAZ 和SR CGHAZ 的TEM 像Fig.4 TEM images of CGHAZ and SR CGHAZ of two test steels.(a) CGHAZ of Q960E;(b) SR CGHAZ of Q960E;(c) CGHAZ of comparative steel;(d)SR CGHAZ of comparative steel

3.2 SR CGHAZ 的软化

由于焊接特有的热循环过程使得Q960E 的CGHAZ 组织发生了与母材不同的组织形貌.图5为母材经15 min 短暂的感应淬火+感应回火热处理后，晶粒尺寸均匀细小，约8～ 10 μm.经焊接热循环后，该区瞬时峰值温度接近1 300 ℃[7]，焊接空冷条件下得到板条状马氏体组织，并可见原高温下等轴奥氏体晶粒，尺寸约为50～ 100 μm.可见，粗晶区晶粒长大显著，成为CGHAZ 软化的原因之一.

图5 低碳当量Q960E 母材及其模拟CGHAZ 金相组织Fig.5 Microstructure of low carbon equivalent Q960E and its simulated CGHAZ.(a) Q960E; (b)CGHAZ

变形强化丧失是SR CGHAZ 软化的内在原因.利用TEM 对低碳当量Q960E 母材、CGHAZ 和SR CGHAZ 进行了微区分析.图6 为母材中相对均匀析出的50 nm 及以下尺度析出相周围密集缠绕着高密度位错；而CGHAZ 与母材形成显著差异的是其组织形貌可见马氏体板条结构，结构内部位错密度显著降低；经过二次“高温回火”后的SR CGHAZ内部位错密度进一步降低，这说明SR CGHAZ 位错强化效果经二次热循环后发生弱化.

另注意到，图6c 中析出相尺寸较母材50 nm以下尺度含V 析出相发生明显粗化行为.为此，图7 通过碳膜复形的方法清晰地表征了析出相形貌.相关研究表明[19]，母材基体中50 nm 以下均匀细小的析出相对材料的强度提升贡献较大.在经一次热循环后，图7b 所示CGHAZ 中大部分细小弥散的析出相消失，这是因为细小的析出相比表面能较低，属于亚稳态相，易受升温环境影响而发生回溶基体的现象，使原母材中析出强化的贡献效果丧失，但参考图2b 的硬度数据可见，CGHAZ 并未因析出强化效果丧失而发生软化，这主要是该区有一定的淬硬性，组织强化效果弥补了析出强化的不足.CGHAZ 在经过短暂的二次“高温回火”热循环后，基体中的析出相反而粗化，这主要是因为CGHAZ 基体中残留的第二相粒子本身也会随二次热循环过程发生Ostwald 机制长大[20]，其微观表现为：二次“高温回火”热循环峰值温度越高，停留时间越长，回溶的第二相粒子经元素短距扩散，可依附原未溶第二相粒子表面，并随之长大，最终形成粒径较大的近圆形富V 第二相粒子(图8)，且粒子尺度显著大于50 nm，数量显著降低.因此，SR CGHAZ 的软化最为严重，除图6 中位错强化效果的丧失外，还有伴随该区析出强化效果的弱化.

图6 透射电镜下的位错密度变化Fig.6 Dislocation density change under TEM.(a) Q960E;(b) CGHAZ;(c) SR CGHAZ

图7 透射电镜下的第二相粒子形貌变化Fig.7 Morphology change of second phase particles under TEM.(a) Q960E;(b) CGHAZ;(c) SR CGHAZ

图8 SR CGHAZ 析出相的EDS 分析Fig.8 EDS of SR CGHAZ precipitated phase

4 结论

(1) 低碳当量Q960E 和对比钢的ICR CGHAZ和SR CGHAZ 均有再热脆化敏感性.对比钢的再热脆化倾向更大，在-40 ℃下SR CGHAZ 的冲击韧性低至9 J.

(2) 低碳当量Q960E 的ICR CGHAZ 组织由回火马氏体+短片状孪晶马氏体+残余奥氏体组成，组织均匀性差是该区脆化的因素.

(3) 低碳当量Q960E 和对比钢的CGHAZ 经二次“高温回火”后得到SR CGHAZ，其晶界点状和条状碳化物分布是韧性最低的主要原因.

(4) 低碳当量Q960E 的SR CGHAZ 软化原因是细晶强化、位错强化和析出强化联合丧失造成的.