20世纪80年代以来，低合金高强钢因具有较高强度、良好塑韧性和较好的焊接性能，同时具备因比强度高能减轻质量的特点，已被广泛应用于工程机械、海洋结构、压力容器、电力、军用机械装备等领域^[1].其中，在工程机械结构上，焊接结构占比可达50%~70%，焊接结构的优劣直接影响产品的质量、性能及使用可靠性，而焊接性是影响低合金高强钢作为焊接结构件质量的关键因素，因此深入研究低合金高强钢的焊接性对其工程化应用具有重要意义.

国内对低合金高强钢焊接性的研究，多集中在Q690、Q890及Q960等1 000 MPa级以下的高强钢，对强度级别更高的钢种的研究较少.本文采用的是屈服强度达1 200 MPa的调质超高强钢，为工程机械焊接用钢.焊接时该钢焊接热影响区(HAZ)受热情况复杂，虽然不同焊接方法及焊接工艺参数下所获得的HAZ 区域及其所包括的ICHAZ(焊接热影响区临界相变区)、CGHAZ(焊接热影响区的粗晶区)、FGHAZ(焊接热影响区的细晶区)各区域大小不同，同时各区域因组织、晶粒大小不同所获得的性能差别也很大，但热影响区各区域性能均对熔焊接头的性能具有较大影响.CGHAZ附近为该钢种整个焊接接头的薄弱环节，晶粒粗大，往往成为接头裂纹萌生的根源，根据模拟焊接热影响区连续冷却转变曲线(SH-CCT)图可反映该区域在焊接热循环作用下的组织转变过程，进而掌握其焊接热影响区的相变规律.在同样条件下，焊接冷却时间(t_8/5)主要取决于焊接热输入，即取决于焊接电流、电压等焊接工艺参数，而不同焊接冷却时间条件下得到的组织类型及硬度变化规律均在SH-CCT图中得到体现，因而，可根据SH-CCT图指导焊接工艺参数的选取，以获得满意的组织及性能指标.同时，在实际应用过程中，只要得知被焊钢材热影响区某一部位的实际冷却时间(t_8/5)，或在某个温度下的冷却速度，将其与该钢SH-CCT图提供的临界冷却时间或临界冷却速度相比较，就能判断所研究部位的组织和淬硬倾向，其中，淬硬倾向的判断是通过将SH-CCT曲线各冷却条件下对应硬度与该钢允许的热影响区最高硬度相比较而得出.因此，研究该钢种SH-CCT曲线及各t_8/5条件下热影响区的组织性能对该钢的实际工程应用具有重要价值.

因此，本文采用焊接热模拟技术，利用膨胀法测定了不同冷却速度下试验钢的临界相变温度并绘制出SH-CCT曲线，同时分析各冷却条件下对应的热影响区显微组织及硬度变化规律，以期为该钢在工程应用中焊接工艺的合理选取与制定提供理论和试验依据^[2-4].

1 试 验 1.1 试验材料

试验用钢为国内某钢厂生产的低合金调质钢板，经钢铁研究总院复验，其主要化学成分见表 1，热处理工艺为淬火+低温回火，板厚40 mm，其金相组织照片见图 1，可以看出，该组织为回火马氏体组织.由表 1可看到，该钢碳含量较低，通过在钢中加入Si、Mn、Ni、Cu、Mo、Cr等元素可产生固溶强化作用，其中，Si、Mn、Mo元素还可产生相变强化作用，这些元素的加入可提高其淬透性^[5].利用合金元素的强化作用结合热处理工艺，其基本力学性能见表 2.

1.2 试验方法

依据YB/T 5127—93《钢的临界点测定方法》，采用Formast热模拟试验机对钢的平衡临界相变温度点进行测定，试样为Φ3 mm×10 mm的小圆棒.对获得的平衡临界相转变条件下的温度-膨胀量曲线用切线法进行标定，得出相转变温度如下：A_c1=720 ℃，A_c3=830 ℃，M_s=400 ℃，M_f=250 ℃.

SH-CCT图测定参照YB/T 5128—93《钢的连续冷却转变曲线图的测定方法》进行，采用Gleeble-3800对不同连续冷却条件下的热影响区粗晶区组织转变规律进行测定和研究，试样取自40 mm厚试验钢板轧制面下1/4厚度处，试样尺寸为Φ10 mm×80 mm的圆棒，焊接热循环试验参数如下：热模拟区域CGHAZ，加热速度W_H=200 ℃/s，峰值温度t_p=1 350 ℃，峰值温度停留时间t_H=1 s，冷却时间分别为6、10、20、30、60、150、300、600、1 000、2 000 s.同样，根据热膨胀曲线在试样冷却过程中发生相变时出现的拐点，利用切线法标定出不同t_8/5(热模拟试样由800 ℃冷却到500 ℃所需的时间)冷却时间下对应的相变温度，从而绘制SH-CCT曲线.

将热模拟后的试样靠近整段中间侧焊热电偶处的端面进行打磨、抛光，用体积分数3%的硝酸酒精溶液腐蚀处理后，在金相显微镜下观察并拍摄显微组织形貌，分析不同冷却速度条件下的组织变化规律.此外，利用HV-5型维氏硬度计进行硬度测试，载荷施加力为5 kg，加载时间10 s，每个试样测6个位置点，取平均值后绘制成曲线.

2 结果与分析 2.1 显微组织分析

钢材的化学成分及冷却条件是影响其相变组织的主要因素，不同t_8/5冷却条件下的试样在OM(金相显微镜)下观察到的热影响区显微组织如图 2所示.由图 2(a)~2(c)可以看出，t_8/5小于20 s时，冷却速度较快，晶粒尺寸相对较小，室温组织为典型的板条马氏体.由图 2(d)可见，t_8/5为30 s时组织中出现少量板条贝氏体，室温组织为板条马氏体+少量板条贝氏体.t_8/5为60 s时，晶粒长大，板条贝氏体数量增加，室温组织主要为板条贝氏体，见图 2(e).t_8/5为150 s时，组织以板条贝氏体为主，并出现极少量的粒状贝氏体，见图 2(f).由图 2(h)~2(j)可以看到，随着t_8/5的增加，板条贝氏体逐渐减少，粒状贝氏体逐渐增多，原奥氏体晶界内部的亚结构之间发生合并长大，晶界变得模糊，组织取向变得愈不明显.这是因为板条组织通常需要在较快冷却速度下形成，而随着冷却速度降低，在较高相变温度停留的时间增长，C元素的扩散较充分，未转变的奥氏体增多，这有利于粒状贝氏体的形成.另外，随着冷却速度的降低，板条组织逐渐粗化，这是由于相变驱动力小，形核点减少，各组织有更大的空间进行生长.

对于粒状贝氏体来讲，一般认为，在原奥氏体晶界析出BF板条时，碳从贝氏体铁素体中扩散到相邻的未转变奥氏体中，当未转变奥氏体中碳富集到一定程度后，抑制这部分奥氏体向贝氏体铁素体转变，而在随后的冷却过程中形成残余奥氏体或M-A组元，形状呈断续的长条状或块状，分布在贝氏体铁素体基体上，形成粒状贝氏体.粒状贝氏体组织的存在一般会造成焊接热影响区冲击韧性的下降.

通过SISC IAS8.0分析软件测算结果得到图 3的组织组成比例.由图 3可知：试验钢焊接冷却时，t_8/5为6~20 s时，热影响区的粗晶区为板条马氏体组织，即t_8/5为6、10、20 s时板条马氏体组织占比为100%；t_8/5为20~50 s时，粗晶区主要为板条马氏体+板条贝氏体的混合组织，t_8/5为30 s时，板条马氏体与板条贝氏体的组织占比分别为60%、40%，并随着t_8/5增大，热影响区的粗晶区组织中马氏体所占比例由100%逐渐减小为0，而板条贝氏体占比由0逐渐增加，在t_8/5=50 s时组织组成为100%板条贝氏体；t_8/5>50 s时，粗晶区组织主要为板条贝氏体+粒状贝氏体，组织由较快冷却速度下的以板条贝氏体+少量粒状贝氏体为主，转变为较慢冷却速度下的以粒状贝氏体+少量板条贝氏体为主，即随着t_8/5增大，板条贝氏体占比由100%逐渐减少，粒状贝氏体占比逐渐增加到100%^[6-7].

2.2 模拟CGHAZ的硬度分析

不同冷却速率条件下热模拟试样中心区域维氏硬度的变化曲线如图 4所示.

从图 4可知，试验钢CGHAZ的硬度随冷却时间t_8/5的增大，其基本变化趋势是逐渐降低的^[8].t_8/5为6 s时，硬度最高，达477 HV5，此时连续冷却速率极快，奥氏体中的碳来不及扩散、聚集，以过饱和形式存在于原奥氏体当中，在低温区以切变机制发生非扩散型相变，相变产物富碳并存在大量高密度位错，从而硬度很高.t_8/5为6~60 s时，随着冷却速率的降低，组织由完全马氏体逐渐转变为板条贝氏体+少量板条马氏体；t_8/5>20 s时开始出现板条贝氏体，硬度随之降低；在t_8/5为60 s时硬度为380 HV5，此时热模拟区域硬度低于母材，组织出现软化.t_8/5为60~600 s时，硬度下降较快，在t_8/5为600 s时硬度下降为300 HV5，组织先转变为板条贝氏体为主+粒状贝氏体，随冷却速度进一步降低，板条贝氏体逐渐减少，伴随着硬度的下降，形成以粒状贝氏体为主的组织.当t_8/5>600 s时，由于冷却速率极慢，高温停留时间较长，组织中析出渗碳体等碳化物硬脆相，硬度出现少量增加^[9-11].

2.3 SH-CCT图分析

根据测得的不同冷速热膨胀曲线，采用切线法确定各相变温度起始点及结束点并标定在对应冷速曲线上，结合各冷却条件下的显微组织及维氏硬度分析结果，绘制出SH-CCT曲线如图 5所示.该曲线反应了焊接冷却条件下试验钢热影响区粗晶区的组织变化规律^[12-13].随焊后冷却速率由快变慢，调质低合金高强钢发生了M、M+B和B 3种不同类型的组织转变.当冷速较快，t_8/5＜20 s时，热影响区粗晶区发生马氏体转变，可得到完全马氏体，t_8/5=20 s可视为完全马氏体转变临界点；当20 st_8/5＜50 s时，粗晶区发生马氏体和贝氏体混合相变；当t_8/5>50 s时发生的是贝氏体相变.

根据试验钢SH-CCT曲线中各区域组织的临界转变条件，结合各冷却条件下(t_8/5)对应的焊接热影响区组织类型及硬度分析结果，为使试验钢种焊接热影响区获得较好的组织性能，对于本实验钢种，应该尽量避免焊接热循环落在组织晶粒粗大的区域以及性能较差的粒状贝氏体生成区域，而随着t_8/5的增大，组织晶粒长大倾向明显，导致组织性能变差.根据硬度分析结果，在t_8/5为60 s时硬度为380 HV5，此时热模拟区域硬度低于母材，组织出现软化，但同时此硬度已经高于国际焊接协会标准所规定的具有冷裂纹敏感性的热影响区最高硬度(350 HV5)，在t_8/5为30 s时硬度为408 HV5，与母材硬度相当.综上所述，在实际焊接过程中，该钢种焊接冷却时间t_8/5宜小于30 s，通过控制焊接热输入，获得以板条马氏体或板条马氏体+少量板条贝氏体的组织.

2.4 冷裂纹敏感性评价

钢材化学成分对其焊接热影响区的淬硬及冷裂纹敏感性有直接影响，常利用碳当量来评定材料的冷裂纹敏感性^[14].通过钢研复验成分计算碳当量，根据上述化学成分及调质高强钢特点，采用日本JIS标准所规定的碳当量(Ceq)计算公式：

$\text{Ceq}\left( \text{JIS} \right)\text{=}\omega \text{C+}\omega /\left( \text{Mn} \right)6+\omega \left( \text{Si} \right)\text{/24+}\omega \left( \text{Ni} \right)/40\text{+}\omega \left( \text{Cr} \right)/5+\omega \left( \text{Mo} \right)/4+\omega \left( \text{V} \right)/14$

(1)

式中，ω为质量分数，%.

经计算，试验钢碳当量为0.626%，冷裂纹敏感系数计算公式为

$\begin{align} & {{P}_{\text{em}}}=\omega \left( \text{C} \right)\text{+}\left( \omega \left( \text{Mn} \right)\text{+}\omega \left( \text{Cu} \right)+\omega \left( \text{Cr} \right) \right)/20+ \\ & \omega \left( \text{Si} \right)/30+\omega \left( \text{Ni} \right)/60+\omega \left( \text{Mo} \right)/15+ \\ & \omega \left( \text{V} \right)/10+5\omega \left( \text{B} \right). \\ \end{align}$

(2)

计算得到该钢冷裂纹敏感系数为0.335%.由试验钢的碳当量及冷裂纹敏感系数计算结果，分别高于用于评定具有冷裂纹倾向的碳当量指标0.45%及敏感系数指标0.25%，钢材淬硬倾向较大，焊接热影响区容易产生冷裂纹.因而，焊前需要预热，预热温度可在60~100 ℃，并且焊后需进行150~250 ℃的低温回火热处理，以避免焊接冷裂纹及氢致延迟裂纹的形成，获得组织性能良好的焊接接头^[15].

综上所述，在试验条件下的各冷却速率范围内，以较快冷却速率连续冷却可得到板条马氏体组织，硬度较高，晶粒相对细小；在较低冷却速率连续冷却时，得到以板条贝氏体为主的组织，硬度降低，晶粒长大，t_8/5为60 s时热模拟区域硬度低于母材，组织出现软化；随着冷却速率进一步降低，得到以粒状贝氏体为主的组织，硬度进一步下降.在焊接施工中，试验钢种焊接冷却时间t_8/5宜小于30 s，获得以板条马氏体或板条马氏体+少量板条贝氏体的组织.试验钢具有较大的淬硬倾向及冷裂纹敏感性，且强度、屈强比均较高，应用于重要场合时宜依据低匹配原则选择焊接材料，并采取焊前预热和焊后热处理的措施避免产生冷裂纹等缺陷^[16].

3 结 论

1) 通过焊接热模拟试验，绘制出试验钢的焊接热影响区连续冷却转变曲线(SH-CCT)，当冷却速率较慢(t_8/5=600~2 000 s)时，热影响区组织主要为粒状贝氏体；当冷却速率较快(t_8/5＜20 s)时，组织为板条马氏体；在相当宽的冷却速率范围内(t_8/5=60~600 s)，热影响区组织先以板条贝氏体为主，随冷却速度降低，板条贝氏体逐渐减少，而粒状贝氏体逐渐增多.

2) 试验钢在焊接过程中CGHAZ的硬度随冷却时间t_8/5的增大，其基本变化趋势是逐渐降低，即随着冷却速率增大，伴随着组织由粒状逐渐向板条束状转化，硬度逐渐增加，最高硬度达477 HV5.t_8/5为60 s时，热模拟区域硬度低于母材，组织出现软化.

3) 在焊接施工中，应控制试验钢种接头焊接的热输入，焊接冷却时间(t_8/5)宜小于30 s，获得以板条马氏体或板条马氏体+少量板条贝氏体的组织.试验钢碳当量为0.626%，冷裂纹敏感系数为0.335%，具有较大的淬硬倾向及冷裂纹敏感性，宜依据低匹配原则选择焊接材料，并采取焊前预热和焊后热处理的措施避免产生冷裂纹等缺陷.