0.   引　言

Q690D高強度鋼常用于制造挖掘機、裝載機、推土機和其他工程機械的結(jié)構(gòu)件，如車架、動臂、斗齒等[1]，與傳統(tǒng)低碳鋼和高強度鋼相比，其最大優(yōu)勢在于兼具高強度和高韌性。在工程機械結(jié)構(gòu)件中，鋼板的焊接結(jié)構(gòu)件占比達到50%以上[2]，應用較多的焊接方法為氣體保護焊接，該方法具有成本低、生產(chǎn)效率高、操作簡單、焊縫抗裂能力強等優(yōu)勢[3]。目前，有關(guān)Q690D高強度鋼焊接工藝的研究主要集中在焊接電流、熱輸入和保護氣體流量等常規(guī)焊接參數(shù)對接頭組織和性能影響方面。ZHANG等[4]研究發(fā)現(xiàn)，Q690高強度鋼熱影響區(qū)的顯微組織由板條馬氏體和粒狀貝氏體組成，隨著焊接峰值溫度升高，接頭沖擊韌性降低。QI等[5]研究發(fā)現(xiàn)，隨著焊接熱輸入增加，Q690D鋼板焊接熱影響區(qū)的板條貝氏體減少，粒狀貝氏體增多。劉五兵等[6]研究發(fā)現(xiàn)，20 mm厚Q690D鋼板氣體保護焊焊縫組織主要由粒狀貝氏體、針狀鐵素體和先共析鐵素體組成。劉晟等[7]研究發(fā)現(xiàn)，焊接電流和保護氣體流量顯著影響Q690D高強度鋼板氣體保護焊接質(zhì)量。 

研究[8-9]發(fā)現(xiàn)，適當?shù)暮附娱g隙可以使熱影響區(qū)的溫度分布更加均勻，減少晶粒的異常長大，從而提高焊接接頭的力學性能。然而，目前未見焊接間隙對Q690D高強度鋼CO2氣體保護焊接接頭組織和性能影響的研究報道。因此，作者以厚度4 mm的Q690D高強度鋼板作為研究對象，在不同焊接間隙下對其進行CO2氣體保護焊接，研究了不同焊接間隙下焊接接頭的顯微組織和力學性能，以期為Q690D高強度鋼的焊接工藝制定提供試驗參考。 

1.   試樣制備與試驗方法

母材為安陽鋼鐵廠生產(chǎn)的熱軋態(tài)Q690D鋼板，尺寸為150 mm×80 mm×4 mm，抗拉強度為730 MPa，斷后伸長率約為26%。母材的顯微組織如圖1所示，以長條狀鐵素體為主。焊接材料為ER50-6焊絲，直徑為1.20 mm。母材和焊絲的化學成分如表1所示。采用OTC焊接機器平臺進行CO2氣體保護焊接試驗，采用平板拼焊，保護氣體為工業(yè)純度CO2，由焊絲同軸送氣。焊接前，對鋼板進行打磨以去除氧化層，用乙醇擦洗干凈并吹干。CO2氣體保護焊的焊接電流為170 A，焊接電壓為22.5 V，焊接速度為38 cm·min−1，焊接間隙分別為0.75，1.00，1.25，1.50 mm。 

圖  1  母材的顯微組織

Figure  1.  Microstructure of base metal

在焊接接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向切割出尺寸為5 mm×5 mm×2 mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用體積分數(shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕10 s后，采用DMI3000M型光學顯微鏡觀察接頭不同區(qū)域的顯微組織。采用Rigaku Smartlab 型X射線衍射儀（XRD）對焊縫進行物相分析，采用銅靶，Kα射線，工作電壓為40 kV，工作電流為40 mA，掃描范圍為20°～110°，掃描速率為2（°）·min−1。在焊接接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向截取試樣，經(jīng)打磨、拋光后，用由體積分數(shù)70％硝酸和30％甲醇組成的溶液進行電化學拋光，拋光溫度為−35 ℃，拋光電壓為15 V，拋光時間為35 s，采用帶有Aztec-Max80型電子背散射衍射（EBSD）探頭的SIGMA場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進行微觀結(jié)構(gòu)分析。采用HVS-1000Z型顯微維氏硬度計測試接頭截面硬度，載荷為9.8 N，保載時間為10 s，測試間距為0.5 mm。采用Rigaku Smartlab型X射線衍射儀對接頭焊縫背面的殘余應力進行測試[10]。按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，在焊接接頭上以焊縫為中心垂直于焊接方向截取如圖2所示的全尺寸焊接接頭拉伸試樣，對焊縫余高不做加工處理，采用ETM105D型萬能試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為2 mm·min−1，拉伸斷裂的試樣用保鮮膜包好備用。采用SIGMA型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察拉伸斷口形貌。 

圖  2  拉伸試樣尺寸

Figure  2.  Dimension of tensile specimen

2.   試驗結(jié)果與討論

2.1   宏觀形貌

由圖3可以看出：隨著焊接間隙增大，焊縫背面的余高和熔寬增加；焊接間隙1.00，1.25 mm下焊縫成形質(zhì)量良好；當焊接間隙過小時，焊接熔池的形成和擴展會受到限制，造成熔池的深度和寬度不足，此時焊縫金屬無法完全滲透到母材中，因此焊接間隙0.7 mm下接頭背面出現(xiàn)未焊透缺陷；過大的焊接間隙（1.50 mm）使得熔池在冷卻過程中整體下沉，導致焊縫背面出現(xiàn)焊瘤、焊渣等缺陷，從而影響焊接接頭質(zhì)量。 

圖  3  不同焊接間隙下接頭背面的宏觀形貌

Figure  3.  Macromorphology of joint back side under different welding gaps

2.2   微觀結(jié)構(gòu)

不同焊接間隙下接頭的截面形貌相似，選擇焊接間隙1.25 mm下的接頭為例進行觀察。由圖4可以看出，接頭分為焊縫（區(qū)域a）、熱影響區(qū)（區(qū)域b～區(qū)域d）和母材區(qū)（區(qū)域e），以焊縫為中心對稱分布，其中熱影響區(qū)包括熱影響區(qū)粗晶區(qū)（區(qū)域b）、熱影響區(qū)細晶區(qū)（區(qū)域c）和不完全重結(jié)晶區(qū)（區(qū)域d）。 

圖  4  焊接間隙1.25 mm下接頭截面形貌

Figure  4.  Section morphology of joint under welding gap of 1.25 mm

不同焊接間隙下焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織基本相同，以焊接間隙1.25 mm下的接頭為例進行說明。由圖5可以看出，接頭不同區(qū)域的組織有明顯差異：焊縫組織呈現(xiàn)一定的方向性，為粗大的板條馬氏體和針狀鐵素體，這與焊接熱輸入較高有關(guān)；熱影響區(qū)粗晶區(qū)與細晶區(qū)組織相似，均為馬氏體組織，粗晶區(qū)距焊縫較近，溫度較高，組織受熱發(fā)生奧氏體化轉(zhuǎn)變且奧氏體長大，冷卻后形成粗大馬氏體，而細晶區(qū)距焊縫較遠，奧氏體化晶粒來不及長大，冷卻后形成較小的馬氏體晶粒；不完全重結(jié)晶區(qū)晶粒尺寸較其他區(qū)域顯著減小，由于距焊縫最遠，僅部分鐵素體發(fā)生奧氏體化，另一部分鐵素體長大，最終冷卻后組織不均勻，主要由鐵素體和粒狀貝氏體組成[11]。 

圖  5  焊接間隙1.25 mm下接頭不同區(qū)域的顯微組織

Figure  5.  Microstructures of different regions in joint under welding gap of 1.25 mm: (a) weld; (b) coarse-grained zone of heat-affected zone; (c) fine-grained zone of heat-affected zone and (d) incomplete recrystallisation zone

為了深入研究焊接接頭熱影響區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)變化，由EBSD獲得焊接間隙1.25 mm下接頭的熱影響區(qū)和母材區(qū)的反極圖（IPF）、晶粒取向散布（GOS）圖、晶粒平均取向差（KAM）圖和晶粒取向差分布圖。由圖6～圖9可以看出：母材區(qū)主要由拉長的軋制鐵素體晶粒組成；熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)主要由馬氏體組成，粗晶區(qū)距焊縫中心較近，晶粒發(fā)生嚴重長大，細晶區(qū)距焊縫中心相對較遠，熱輸入減少，晶粒長大不明顯[12]；不完全重結(jié)晶區(qū)由鐵素體和粒狀貝氏體組成，晶粒分布無方向性，尺寸不均勻。通常用GOS圖中取向差小于2°的晶粒占比來表示動態(tài)再結(jié)晶占比[13]。母材區(qū)的動態(tài)再結(jié)晶晶粒以軋制拉長的鐵素體晶粒為主，其占比為17.9%；不完全重結(jié)晶區(qū)的動態(tài)再結(jié)晶晶粒主要以等軸晶為主，因在焊接過程中發(fā)生重結(jié)晶，其動態(tài)再結(jié)晶占比（51.1%）明顯高于母材；熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)主要存在尺寸不均勻的動態(tài)再結(jié)晶晶粒，動態(tài)再結(jié)晶占比較低，分別約為10.5%和7.9%。母材區(qū)、熱影響區(qū)粗晶區(qū)、熱影響區(qū)細晶區(qū)、不完全重結(jié)晶區(qū)的幾何必須位錯密度平均值分別為1.22°，1.11°，0.88°，0.67°；母材區(qū)的位錯密度高于焊接接頭的熱影響區(qū)，且分布較為均勻。通常將取向差不大于15°的晶粒稱為小角度晶粒（LAGBs），取向差大于15°的為大角度晶粒（HAGBs）。母材和不完全重結(jié)晶區(qū)的LAGBs占比分別僅為17.24%和16.05%，熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)的LAGBs占比分別為51.34%和49.80%。由于馬氏體板條塊內(nèi)部為小取向差的亞板條塊，因此熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)的LAGBs占比較高[14]。 

圖  6  焊接間隙1.25 mm下接頭母材區(qū)的EBSD分析結(jié)果

Figure  6.  EBSD analysis results of base metal zone in joint under welding gap of 1.25 mm: (a) IPF; (b) GOS map; (c) KAM map and (d) grain orientation difference distribution

圖  7  焊接間隙1.25 mm下接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)的EBSD分析結(jié)果

Figure  7.  EBSD analysis results of coarse-grained zone of heat-affected zone in joint under welding gap of 1.25 mm: (a) IPF; (b) GOS map; (c) KAM map and (d) grain orientation difference distribution

圖  8  焊接間隙1.25 mm下接頭熱影響區(qū)細晶區(qū)的EBSD分析結(jié)果

Figure  8.  EBSD analysis results of fine-grained zone of heat-affected zone in joint under welding gap of 1.25 mm: (a) IPF; (b) GOS map; (c) KAM map and (d) grain orientation difference distribution

圖  9  焊接間隙1.25 mm下接頭不完全重結(jié)晶區(qū)的EBSD分析結(jié)果

Figure  9.  EBSD analysis results of incomplete recrystallisation zone in joint under welding gap of 1.25 mm: (a) IPF; (b) GOS map; (c) KAM map and (d) grain orientation difference distribution

由圖10可以看出：母材織構(gòu)主要由再結(jié)晶織構(gòu)R-CubeND{001}<110>和軋制織構(gòu)S{123}<634>組成，織構(gòu)最大強度為8.16，這表明在母材的軋制過程中，高應變速率導致母材中形成局部應力集中，發(fā)生幾何動態(tài)再結(jié)晶[15]；熱影響區(qū)粗晶區(qū)織構(gòu)主要由再結(jié)晶織構(gòu)R-CubeND{001}<110>組成，織構(gòu)最大強度為9.05；熱影響區(qū)細晶區(qū)內(nèi)部除了存在再結(jié)晶織構(gòu)R-CubeND{001}<110>外，還存在少量Z{111}<110>織構(gòu)，因此織構(gòu)最大強度較大，為12.82；不完全重結(jié)晶區(qū)存在再結(jié)晶織構(gòu)R-CubeND{001}<110>和Copper{112}<111>織構(gòu)[16]，織構(gòu)最大強度最小，為5.54。 

圖  10  焊接間隙1.25 mm下接頭不同區(qū)域的織構(gòu)圖

Figure  10.  Texture maps of different regions in joint under welding gap of 1.25 mm: (a) base metal zone; (b) coarse-grained zone of heat-affected zone; (c) fine-grained zone of heat-affected zone and (d) incomplete recrystallisation zone

由圖11～圖14可以看出，不同焊接間隙下焊縫組織均由粗大的板條馬氏體和針狀鐵素體組成。焊接間隙0.75，1.00 mm下焊縫晶粒取向主要為<101>方向，而焊接間隙1.25，1.50 mm下晶粒取向主要為<111>方向。焊接間隙0.75，1.00，1.25，1.50 mm下焊縫的動態(tài)再結(jié)晶占比分別為19.3%，16.5%，17.8%，25.7%，幾何必須位錯密度平均值分別為0.80°，0.95°，0.71°，0.67°；隨著焊接間隙的增加，動態(tài)再結(jié)晶程度先減弱后增強，幾何必須位錯密度平均值先增大后減小，焊接間隙1.50 mm下的動態(tài)再結(jié)晶程度最高，幾何必須位錯密度最低。不同焊接間隙下焊縫的HAGBs主要以取向差大于50°的晶粒為主；隨著焊接間隙的增加，焊縫中HAGBs占比先降后增再降，焊接間隙1.25 mm下的HAGBs占比最大，為67.06%。 

圖  11  焊接間隙0.75 mm下接頭焊縫的EBSD分析結(jié)果

Figure  11.  EBSD analysis results of weld in joint under welding gap of 0.75 mm: (a) IPF; (b) GOS map; (c) KAM map and (d) grain orientation difference distribution

圖  12  焊接間隙1.00 mm下接頭焊縫的EBSD分析結(jié)果

Figure  12.  EBSD analysis results of weld in joint under welding gap of 1.00 mm: (a) IPF; (b) GOS map; (c) KAM map and (d) grain orientation difference distribution

圖  13  焊接間隙1.25 mm下接頭焊縫的EBSD分析結(jié)果

Figure  13.  EBSD analysis results of weld in joint under welding gap of 1.25 mm: (a) IPF; (b) GOS map; (c) KAM map and (d) grain orientation difference distribution

圖  14  焊接間隙1.50 mm下接頭焊縫的EBSD分析結(jié)果

Figure  14.  EBSD analysis results of weld in joint under welding gap of 1.50 mm: (a) IPF; (b) GOS map; (c) KAM map and (d) grain orientation difference distribution

由圖15可以看出，不同焊接間隙下焊縫的物相類型基本相同，均為α-Fe相，衍射峰尖銳。隨著焊接間隙的增加，α（110）和α（211）晶面的衍射峰強度先增大后減少，α（200）晶面衍射峰強度變化不大。α-Fe相不同晶面的衍射峰強度的變化是由于焊接間隙的不同導致焊接區(qū)域的冷卻速率和相變過程不同，使得碳在α相中固溶量發(fā)生變化所致[17]。 

圖  15  不同焊接間隙下焊縫的XRD譜

Figure  15.  XRD patterns of weld under different welding gaps

2.3   力學性能和殘余應力

由圖16可以看出：不同焊接間隙下接頭的顯微硬度變化趨勢基本相同，隨著距焊縫中心距離的增加，硬度先升高后降低再升高，母材硬度穩(wěn)定在約310 HV；熱影響區(qū)細晶區(qū)的硬度高于焊縫、熱影響區(qū)粗晶區(qū)和不完全重結(jié)晶區(qū)，這是由細晶強化效應所致[18-19]；焊縫的硬度最低，這是由于焊縫內(nèi)存在硬度較低的針狀鐵素體。隨著焊接間隙的增加，熱影響區(qū)細晶區(qū)和焊縫的硬度均先升后降，焊接間隙1.25 mm下二者硬度均最高，其最大值分別約為307 HV和275 HV。隨著焊接間隙增加，焊縫的動態(tài)再結(jié)晶程度先減弱后增強，位錯密度先增大后減小，因此焊縫的硬度先升后降。 

圖  16  不同焊接間隙下接頭的截面硬度分布曲線

Figure  16.  Hardness distribution curves on section of joints under different welding gaps

焊接間隙0.75，1.00，1.25,1.50 mm下接頭焊縫背面的殘余應力為拉應力，其數(shù)值分別為163，167，174，269 MPa，隨著焊接間隙的增加，接頭殘余應力增大。在焊接過程中，焊接間隙0.75 mm下焊縫背面存在未焊透缺陷，說明受到熱作用小，產(chǎn)生的熱應力也相對較小。隨著焊接間隙增加，熱影響區(qū)和焊縫的寬度增加，在加熱和冷卻過程中不同區(qū)域收縮程度差異增大，導致殘余應力增大[20]。 

由圖17可以看出，焊接間隙0.75 mm下接頭的拉伸性能最差，這是由于接頭存在未焊透缺陷。焊接間隙0.75，1.00，1.25,1.50 mm下接頭的抗拉強度分別為516.7，692.1，697.1，695.0 MPa，斷后伸長率分別為2.5%，9.6%，10.4%，8.9%，隨著焊接間隙的增加，抗拉強度和斷后伸長率均先升后降，焊接間隙1.25 mm下的抗拉強度和斷后伸長率均最大，拉伸性能最優(yōu)。在1.25 mm焊接間隙條件下，焊縫晶粒取向主要為<111>方向，<111>方向的晶粒相較于<101>方向的晶粒具有較多的滑移系統(tǒng)，可提供更好的塑性；該條件下的幾何必須位錯密度居中，適合密度的位錯既可以通過固溶強化和位錯交互作用增強材料的強度，又不會導致焊縫的脆性增加；該條件下的大角度晶界占比最大，而大角度晶界通常能夠提供更好的阻止裂紋擴展的能力[21]。 

圖  17  不同焊接間隙下接頭的拉伸工程應力-應變曲線

Figure  17.  Tensile engineering stress-strain curves of joints under different welding gaps

不同焊接間隙下接頭拉伸試樣均在焊縫處斷裂。由圖18可以看出：焊接間隙0.75 mm下拉伸斷口存在少量韌窩，主要以解理面為主，說明此時接頭的斷裂形式為脆性斷裂；焊接間隙1.00，1.25，1.50 mm下拉伸斷口均主要以韌窩為主，斷裂形式為韌性斷裂，其中焊接間隙1.25 mm下斷口中的韌窩較多，接頭具有良好的塑性，斷后伸長率最大[22]。 

圖  18  不同焊接間隙下接頭拉伸斷口SEM形貌

Figure  18.  SEM tensile fracture morphology of joints under different welding gaps

3.   結(jié)　論

（1） 隨著焊接間隙增大，焊縫背面的余高和熔寬增加，焊接間隙1.00，1.25 mm下焊縫成形質(zhì)量良好，焊接間隙0.75 mm下焊縫背面出現(xiàn)未焊透缺陷，焊接間隙1.50 mm下出現(xiàn)焊瘤、焊渣等缺陷。接頭由焊縫、熱影響區(qū)和母材區(qū)組成，熱影響區(qū)分為粗晶區(qū)、細晶區(qū)、不完全重結(jié)晶區(qū)；焊縫主要由針狀鐵素體和板條馬氏體組成，熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)均主要由晶粒尺寸不同的馬氏體組成，不完全重結(jié)晶區(qū)由鐵素體和粒狀貝氏體組成。 

（2） 不同焊接間隙下熱影響區(qū)的微觀結(jié)構(gòu)相似，不完全重結(jié)晶區(qū)的動態(tài)再結(jié)晶晶粒以等軸晶為主，動態(tài)再結(jié)晶占比最高，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的幾何必須位錯密度最高，熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細晶區(qū)的小角度晶粒占比較高。隨著焊接間隙增加，焊縫的動態(tài)再結(jié)晶程度先減弱后增強，幾何必須位錯密度平均值先增大后減小，大角度晶粒占比先降后增再降；焊接間隙1.50 mm下焊縫的動態(tài)再結(jié)晶程度最高，幾何必須位錯密度最低，焊接間隙1.25 mm下的大角度晶粒占比最大。 

（3）不同焊接間隙下接頭熱影響區(qū)細晶區(qū)的硬度最高，焊縫的硬度最低；隨著焊接間隙的增加，熱影響區(qū)細晶區(qū)和焊縫的硬度均先升后降，接頭的殘余拉應力增大，抗拉強度和斷后伸長率均先升后降。最佳焊接間隙為1.25 mm，此時接頭細晶區(qū)和焊縫的硬度最高，斷后伸長率為10.4%，抗拉強度為697.1 MPa，達到母材的90%以上。

文章來源——材料與測試網(wǎng)