HQ130高强钢焊接熔合区的精细组织特征.docx

HQ130高强钢焊接熔合区的精细组织特征.docx

《HQ130高强钢焊接熔合区的精细组织特征.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《HQ130高强钢焊接熔合区的精细组织特征.docx（10页珍藏版）》请在冰点文库上搜索。

HQ130高强钢焊接熔合区的精细组织特征

HQ130高强钢焊接熔合区的精细组织特征

采用光镜、电镜（SEM,TEM）和电子衍射技术对HQ130钢（σb≥1300MPa）焊接熔合区的精细组织结构进行了研究,试验结果表明:

尽管HQ130钢熔合区半熔化区是经δ→γ→α（ML）转变后形成的组织,但母材基体与焊缝金属连生结晶的有序性未受到破坏。

CO2和Ar+CO2气体保护焊接条件下HQ130钢熔合区宽度为20～60μm,熔合区组织由ML、AF、PF、Bg等不同类型的组织相互交叉构成,具有明显的组织不均匀性。

为防止半熔化区晶粒粗化导致该区域韧性下降,焊接过程中控制焊接线能量（E）在20kJ/cm以下是非常重要的。

0　序　言

　　焊接熔合区最突出的特征是具有明显的化学和物理不均匀性,导致该区域组织结构发生突变。

熔合区化学成分和组织结构的变化不可避免的会造成晶格中的各种微观缺陷（如空位、位错等），使熔合区成为整个焊接接头区中最簿弱的部位。

实践证明,高强钢焊接结构的破坏起源大多是发生在焊接熔合区处。

　　焊接熔合区的划分是以化学成分和显微组织形貌来确定的。

不同研究者采用各种可能的试验手段对熔合区金相组织进行直接观测,提出过多种熔合区划分方案,其中以美国伦塞莱尔（Rensselaer）理工大学W.F.Savage教授提出的关于焊接接头区划分的方案最受关注。

针对熔合区成分和组织性能的变化,不同学者又相继提出了凝固过渡层、马氏体脆性层、扩散过渡层等概念；还有研究者提出“未混合区”（不均匀混合区）由一些小岛、半岛、后续熔化滞留层和扩散过渡层组成。

但是,由于熔合区研究的复杂性和受金相显微镜分辩率和放大倍数的限制,焊接熔合区形态、组织结构、成分变化的规律难以准确识别和测量。

　　近年来电子显微技术等测试手段的应用,同时配合有效的金相分析方法以及通过模拟熔合区化学成分等,使熔合区研究有了新的进展。

但人们对焊接熔合区结构的了解仍不很全面,特别是针对易发生失效断裂的σb≥1300MPa高强钢熔合区的研究,仍需进行大量的工作。

本文通过光镜、电镜（SEM）和电子探针（EPMA）等,对HQ130钢焊接熔合区结晶特征和微观组织结构等进行了研究；利用透射电镜（TEM）和电子衍射技术,研究HQ130钢焊接熔合区十分细小的亚组织形貌、点阵结构和位向关系等,更加深刻地揭示熔合区微观组织结构与性能之间的内在关系,对于深入认识焊接熔合区的本质具有重要的意义。

1　试验方法

　　试验母材是抗拉强度σb≥1300MPa的HQ130钢,钢中含有Cr,Mo,B等多种合金元素,具有高淬透性。

该钢化学成分和热处理（淬火+250℃回火）后的力学性能见表1。

表1　试验用钢的化学成分和力学性能

Table1　ChemicalcompositionandmechanicalpropertiesofHQ130

Chemicalcomposition（%）

C

Si

Mn

Mo

Cr

Ni

B

S

P

0.18

0.29

1.21

0.28

0.61

0.03

0.0012

0.006

0.025

Mechanicalproperties

σb/MPa

σs/MPa

δ（%）

φ（%）

HRC

Akv/J

1370

1313

10

43

40.5

64（20℃）

　　采用CO2和Ar+CO2气体保护焊进行焊接,Ar:

CO2=80:

20。

焊接材料选用国产气体保护焊丝GHS-50和药芯焊丝EF035041（相当于AWSE70T5）。

焊接试板厚度为12mm,试验用焊接工艺参数见表2。

表2　试验过程中采用的焊接工艺参数

Table2　Weldingparametersusedinexperiment

Welding

method

Shieldgas

Gasfluid

/（L．min-1）

Welding

voltage/V

Welding

current/A

Weldingheat

input/（kJ．cm-1）

GMAW

CO2（solidwire）

8～10

30～32

200～220

15.2～17.1

CO2（flux-coredwire）

8～10

31～34

210～240

15.5～18.3

Ar+CO2（solidwire）

8～10

32～33

220～230

15.3～16.5

（80:

20）

　　通过光学显微镜、［日］Shimadzu型显微硬度计和JXA-840型扫描电镜（SEM）,对不同焊接工艺（CO2及Ar+CO2混合气体保护焊）和不同焊接线能量（E）焊接熔合区的显微组织进行分析。

采用透射电镜（TEM）和电子衍射技术对熔合区的精细组织结构进行研究,TEM薄膜试样用电火花线切割方法切取。

将试样磨薄至40μm左右,再用化学方法和电解双喷法减薄，使其成为对电子束“透明”的薄膜试样。

然后用H-800型透射电镜对薄膜试样进行观察及进行选区电子衍射分析。

并利用现代微机技术对HQ130钢熔合区精细组织进行标定和图像处理。

2　试验结果及分析

2.1　HQ130钢熔合区结晶形态

　　HQ130钢焊接熔合区的显微组织特征见图1a,结晶是在熔合区半熔化母材晶粒基础上连生长大,形成交界面。

焊缝在垂直于熔化界面的散热反方向上构成柱状晶界,可以看出明显的连生结晶特征。

熔合区组织的不均匀性在SEM下看得更为清楚。

图1b是在SEM下拍摄的HQ130钢熔合区组织,由ML、AF、PF、Bg组成,这几种不同类型的组织相互交叉构成一组织混合区,仍可区分焊缝区与半熔化区之间的W/F边界轮廓线。

　　熔合区结晶形态取决于熔化边界固-液相界面间的温度条件,散热最快方向的反方向最有利于晶粒生长。

焊缝凝固晶粒的<100>方向与液相的最大温度梯度平行时,它的生长会很快超过其它取向的晶粒。

高强钢熔合区组织不是在结晶时形成的一次组织,而是在焊接快速冷却条件下经δ→γ→ML多晶转变后形成的组织。

尽管焊缝组织晶粒明显长大了,但焊接熔合区仍保持了母材基体与焊缝金属连生结晶的有序性,熔合区结晶形成的晶粒共同方向未受到破坏。

图1　HQ130钢焊接熔合区显微组织特征

Fig.1　MicrostructurefeatureinfussionzoneofHQ130steel

　　经测定，气体保护焊条件下低合金钢焊接熔合区宽度约20～60μm。

在如此小范围的区域中，熔合区结晶形态变化很大，几乎没有固定的K-S取向关系。

熔化边界处的冷却速率和母材晶粒位向对焊缝区成分过冷、结晶方向及晶体生长形态有较大影响。

界面处较大的温度梯度促使胞状晶结构发展,界面温度梯度适中有利于促使枝状晶发展。

2.2　半熔化区组织及显微硬度

　　HQ130钢W/F熔化边界线呈不规则锯齿状（见图1a）,这种参差不齐的W/F熔化边界线表明熔合区是熔化结晶不均匀的部位。

HQ130钢熔合区半熔化区是呈大角度分布的粗大板条马氏体（ML）组织,隐约可观察到原奥氏体晶界。

微合金化使该锯齿状区在焊接快速冷却过程中形成的ML板条尺寸随距W/F边界线距离的增加而细化。

熔合区处板条马氏体束最为粗大,特别是用大线能量（22.3kJ/cm）焊接时,半熔化区冷速慢,有Bu组织形成,对韧性有不利影响。

　　为了分析焊接线能量（E）对熔合区组织性能的影响,用［日］Shimadzu型显微硬度计对不同焊接线能量时HQ130钢熔合区的显微硬度进行测定,试验载荷25g,加载时间10s。

熔合区显微硬度测定位置及组织状态见图2。

焊接线能量分别为9.6kJ/cm、16.0kJ/cm、22.3kJ/cm时HQ130钢熔合区附近的显微硬度测定结果见图3,由图可见,HQ130钢熔合区显微硬度变化很大（HM690～260）,偏焊缝侧显微硬度较低；但焊接线能量减小时（E=9.6kJ/cm）,焊接区冷速快,焊缝组织细化,显微硬度明显提高。

随着焊接线能量的减小,在熔合区处显微硬度增大,由22.3kJ/cm时的HM292增大到9.6kJ/cm时的HM428,淬硬性明显增大。

　　小线能量焊接时，熔合区半熔化区显微硬度比大线能量时明显高一些。

E=9.6kJ/cm时，半熔化区显微硬度高达HM640；随焊接线能量增大,显微硬度逐渐减小（HM380～450）；但是焊接线能量过大时近缝区组织明显粗化,对韧性有不利影响。

2.3　熔合区透射电镜（TEM）观察

　　焊接熔合区TEM薄膜试样的制取十分困难。

实验测定,GMAW条件下HQ130钢熔合区宽度仅几十μm,使TEM薄膜中心穿孔附近的电子束“透明”区域恰处于这样窄小的熔合区极其困难,显然对试样切取和制备要求极高。

采用线切割方法在熔合区逐层切取一系列0.25mm厚的小薄片,用金相砂纸分别磨薄到40μm左右。

小薄片试样从两面磨制过程中逐层显蚀试样表层组织并在显微镜下观察,以准确判定熔合区位置。

在逐层切取的三个小薄片试样中,只有其中一个试样处于熔合区位置。

（a）Fusionzonenearbytheweldmetal

（b）Partially-meltedzone

图2　焊接熔合区组织及显微硬度测定位置

Fig.2　Microstructureandmeasuringposition

ofmicro-hardnessinfusionzone

图3　不同焊接线能量时HQ130钢熔合区显微硬度的分布

Fig.3　Distributionofmicro-hardnessinfusionzoneofHQ130steel

underdifferentweldingheatinput

　　将磨薄至约40μm的薄膜试样经HF-H2O2水溶液化学减薄至30μm,再用高氯酸-冰醋酸溶液进行最终的电解双喷减薄,制备成熔合区薄膜试样。

然后用H-800型透射电镜（TEM）在100kV条件下观察并进行电子衍射分析。

　　图4a所示是从［210］位向拍摄的HQ130钢熔合区半熔化区的TEM形貌,图4b、c是同一区域的选区电子衍射图和指数标定结果。

可以清楚地看到呈方向性排列的板条马氏体（ML）形态,同一组板条具有大致相同的位向,每个板条的宽度有所差别,板条间有互相穿插现象。

由于ML组织与铁素体内部亚结构以及化学成分的不同,可以观察到两相间明显的衬度差别。

图4　从［210］位向拍摄的HQ130钢半熔化区组织结构（TEM）

Fig.4　Microstructureinpartially-meltedzoneofHQ130steeltaken

from［210］direction（TEM）

　　图5a、b、c所示是从［311］位向拍摄的HQ130钢熔合区（偏焊缝侧）片状铁素体的TEM形貌、选区电子衍射图和指数标定结果。

可以看出靠近熔合区的组织具有方向性,铁素体的宽度小于1μm,长宽比约4:

1～8:

1；针状铁素体（AF）组织相互交织分布,相邻的两针状铁素体之间呈20°以上大倾角,细针状AF组织之间互相穿插（见图6a）,有时在一次铁素体针之间又形成二次针。

针状铁素体晶内存在着高密度位错（约1.2×1010/cm2）,是先共析铁素体（PF）的2倍左右,位错之间互相缠结,分布也不均匀。

通过控制焊接线能量，使结晶过渡区中形成大量相互穿插的细小针状铁素体和减少先共析铁素体组织含量，对提高该区域强韧性有重要的影响。

图5　HQ130钢熔合区结晶过渡区组织结构（TEM）

Fig.5　Microstructureinfusionzone（nearbyweld）ofHQ130steel

　　在熔合区薄膜试样TEM电子图像中,平行的低碳马氏体（ML）板条束清晰可见,ML板条宽度约0.2～0.35μm,长度约数微米。

TEM下观察到明显的ML位错亚组织形貌（见图6b）,位错密度约为0.5～0.8×1012/cm2。

TEM观察发现,靠近熔化边界的半熔化区低碳马氏体（ML）中位错密度比远离熔化边界处的高,表明该区域是应力集中区,应力集中由冷却过程中产生的热应力和组织应力引起。

应力集中使熔合区附近成为裂纹敏感区,为裂纹萌生创造了条件。

（a）Dislocationsub-structureinpartially-meltedzone

（b）Mutualalternatedacicularferrite（AF）intransitionzone

图6　HQ130高强钢熔合区精细组织结构（TEM）

Fig.6　FinemicrostructureinfusionzoneofHQ130steel（TEM）

3　结　论

（1）CO2和Ar+CO2气体保护焊条件下,HQ130钢熔合区宽度为20～60μm,熔化边界线在显微镜和SEM下观察呈不规则锯齿状。

熔合区半熔化区是经δ→γ→α（ML）转变后形成的组织,但HQ130钢基体与焊缝金属连生结晶的有序性未受到破坏。

（2）HQ130钢熔合区靠焊缝侧为AF+Bg混合组织,显微硬度HM280～390；半熔化区是呈大角度分布的粗大低碳马氏体（ML）,该区域显微硬度随焊接线能量（E）减小而升高,E=9.6kJ/cm时的显微硬度最高达HM650。

熔化边界处显微硬度也随E减小而增大（由22.3kJ/cm时的HM292增加至9.6kJ/cm时的HM428）,表明该钢种具有明显的淬硬倾向。

　　（3）HQ130钢熔合区由ML、AF、PF、Bg等不同类型的组织相互交叉构成,具有明显的组织不均匀性。

TEM观测表明,熔合区半熔化区侧是呈方向性排列的板条马氏体,ML板条间有互相穿插现象，位错密度比远离W/F熔化边界线处高；熔合区偏向焊缝侧主要是宽度小于0.8μm的针状铁素体,AF组织之间相互穿插且晶内存在高密度位错。

　　（4）HQ130钢半熔化区在焊接快速冷却过程中形成的ML板条组织随距熔化边界线距离的增加而细化,靠近熔化边界处的ML板条束最为粗大,特别是用大线能量（E≥22kJ/cm）焊接时。

因此,为防止HQ130钢半熔化区晶粒粗化,控制焊接线能量非常重要。