0. 引　言

Q690D高強(qiáng)度鋼常用于制造挖掘機(jī)、裝載機(jī)、推土機(jī)和其他工程機(jī)械的結(jié)構(gòu)件，如車(chē)架、動(dòng)臂、斗齒等[1]，與傳統(tǒng)低碳鋼和高強(qiáng)度鋼相比，其最大優(yōu)勢(shì)在于兼具高強(qiáng)度和高韌性。在工程機(jī)械結(jié)構(gòu)件中，鋼板的焊接結(jié)構(gòu)件占比達(dá)到50%以上[2]，應(yīng)用較多的焊接方法為氣體保護(hù)焊接，該方法具有成本低、生產(chǎn)效率高、操作簡(jiǎn)單、焊縫抗裂能力強(qiáng)等優(yōu)勢(shì)[3]。目前，有關(guān)Q690D高強(qiáng)度鋼焊接工藝的研究主要集中在焊接電流、熱輸入和保護(hù)氣體流量等常規(guī)焊接參數(shù)對(duì)接頭組織和性能影響方面。ZHANG等[4]研究發(fā)現(xiàn)，Q690高強(qiáng)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(hù)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(hù)氣體流量顯著影響Q690D高強(qiáng)度鋼板氣體保護(hù)焊接質(zhì)量。

研究[8-9]發(fā)現(xiàn)，適當(dāng)?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(zhǎng)大，從而提高焊接接頭的力學(xué)性能。然而，目前未見(jiàn)焊接間隙對(duì)Q690D高強(qiáng)度鋼CO2氣體保護(hù)焊接接頭組織和性能影響的研究報(bào)道。因此，作者以厚度4 mm的Q690D高強(qiáng)度鋼板作為研究對(duì)象，在不同焊接間隙下對(duì)其進(jìn)行CO2氣體保護(hù)焊接，研究了不同焊接間隙下焊接接頭的顯微組織和力學(xué)性能，以期為Q690D高強(qiáng)度鋼的焊接工藝制定提供試驗(yàn)參考。

1. 試樣制備與試驗(yàn)方法

母材為安陽(yáng)鋼鐵廠(chǎng)生產(chǎn)的熱軋態(tài)Q690D鋼板，尺寸為150 mm×80 mm×4 mm，抗拉強(qiáng)度為730 MPa，斷后伸長(zhǎng)率約為26%。母材的顯微組織如圖1所示，以長(zhǎng)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(xué)成分如表1所示。采用OTC焊接機(jī)器平臺(tái)進(jìn)行CO2氣體保護(hù)焊接試驗(yàn)，采用平板拼焊，保護(hù)氣體為工業(yè)純度CO2，由焊絲同軸送氣。焊接前，對(duì)鋼板進(jìn)行打磨以去除氧化層，用乙醇擦洗干凈并吹干。CO2氣體保護(hù)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?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕10 s后，采用DMI3000M型光學(xué)顯微鏡觀(guān)察接頭不同區(qū)域的顯微組織。采用Rigaku Smartlab 型X射線(xiàn)衍射儀（XRD）對(duì)焊縫進(jìn)行物相分析，采用銅靶，Kα射線(xiàn)，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?jǐn)?shù)70％硝酸和30％甲醇組成的溶液進(jìn)行電化學(xué)拋光，拋光溫度為−35 ℃，拋光電壓為15 V，拋光時(shí)間為35 s，采用帶有Aztec-Max80型電子背散射衍射（EBSD）探頭的SIGMA場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）進(jìn)行微觀(guān)結(jié)構(gòu)分析。采用HVS-1000Z型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試接頭截面硬度，載荷為9.8 N，保載時(shí)間為10 s，測(cè)試間距為0.5 mm。采用Rigaku Smartlab型X射線(xiàn)衍射儀對(duì)接頭焊縫背面的殘余應(yīng)力進(jìn)行測(cè)試[10]。按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)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(duì)焊縫余高不做加工處理，采用ETM105D型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，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(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀(guān)察拉伸斷口形貌。

圖 2拉伸試樣尺寸

Figure 2.Dimension of tensile specimen

2. 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀(guān)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(dāng)焊接間隙過(guò)小時(shí)，焊接熔池的形成和擴(kuò)展會(huì)受到限制，造成熔池的深度和寬度不足，此時(shí)焊縫金屬無(wú)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(guò)大的焊接間隙（1.50 mm）使得熔池在冷卻過(guò)程中整體下沉，導(dǎo)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(guān)形貌

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

2.2 微觀(guān)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(jìn)行觀(guān)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(duì)稱(chēng)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(xì)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(jìn)行說(shuō)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(xì)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?jiàn)W氏體長(zhǎng)大，冷卻后形成粗大馬氏體，而細(xì)晶區(qū)距焊縫較遠(yuǎn)，奧氏體化晶粒來(lái)不及長(zhǎng)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(yuǎn)，僅部分鐵素體發(fā)生奧氏體化，另一部分鐵素體長(zhǎng)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(guān)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(zhǎng)的軋制鐵素體晶粒組成；熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細(xì)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(yán)重長(zhǎng)大，細(xì)晶區(qū)距焊縫中心相對(duì)較遠(yuǎn)，熱輸入減少，晶粒長(zhǎng)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(wú)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(lái)表示動(dòng)態(tài)再結(jié)晶占比[13]。母材區(qū)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒以軋制拉長(zhǎng)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒主要以等軸晶為主，因在焊接過(guò)程中發(fā)生重結(jié)晶，其動(dòng)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(xì)晶區(qū)主要存在尺寸不均勻的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒，動(dòng)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(xì)晶區(qū)、不完全重結(jié)晶區(qū)的幾何必須位錯(cuò)密度平均值分別為1.22°，1.11°，0.88°，0.67°；母材區(qū)的位錯(cuò)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(chēng)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(xì)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(xì)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(xì)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(qiáng)度為8.16，這表明在母材的軋制過(guò)程中，高應(yīng)變速率導(dǎo)致母材中形成局部應(yīng)力集中，發(fā)生幾何動(dòng)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(qiáng)度為9.05；熱影響區(qū)細(xì)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(qiáng)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(qiáng)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(dòng)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(cuò)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度先減弱后增強(qiáng)，幾何必須位錯(cuò)密度平均值先增大后減小，焊接間隙1.50 mm下的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度最高，幾何必須位錯(cuò)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(lèi)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(qiáng)度先增大后減少，α（200）晶面衍射峰強(qiáng)度變化不大。α-Fe相不同晶面的衍射峰強(qiáng)度的變化是由于焊接間隙的不同導(dǎo)致焊接區(qū)域的冷卻速率和相變過(guò)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(xué)性能和殘余應(yīng)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(shì)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(xì)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(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)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(xì)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度先減弱后增強(qiáng)，位錯(cuò)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(xiàn)

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(yīng)力為拉應(yīng)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(yīng)力增大。在焊接過(guò)程中，焊接間隙0.75 mm下焊縫背面存在未焊透缺陷，說(shuō)明受到熱作用小，產(chǎn)生的熱應(yīng)力也相對(duì)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(guò)程中不同區(qū)域收縮程度差異增大，導(dǎo)致殘余應(yīng)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(qiáng)度分別為516.7，692.1，697.1，695.0 MPa，斷后伸長(zhǎng)率分別為2.5%，9.6%，10.4%，8.9%，隨著焊接間隙的增加，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均先升后降，焊接間隙1.25 mm下的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)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(cuò)密度居中，適合密度的位錯(cuò)既可以通過(guò)固溶強(qiáng)化和位錯(cuò)交互作用增強(qiáng)材料的強(qiáng)度，又不會(huì)導(dǎo)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(kuò)展的能力[21]。

圖 17不同焊接間隙下接頭的拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)

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(shuō)明此時(shí)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(zhǎng)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(xì)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(xì)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(guān)結(jié)構(gòu)相似，不完全重結(jié)晶區(qū)的動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒以等軸晶為主，動(dòng)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(cuò)密度最高，熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細(xì)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度先減弱后增強(qiáng)，幾何必須位錯(cuò)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(dòng)態(tài)再結(jié)晶程度最高，幾何必須位錯(cuò)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(xì)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(xì)晶區(qū)和焊縫的硬度均先升后降，接頭的殘余拉應(yīng)力增大，抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率均先升后降。最佳焊接間隙為1.25 mm，此時(shí)接頭細(xì)晶區(qū)和焊縫的硬度最高，斷后伸長(zhǎng)率為10.4%，抗拉強(qiáng)度為697.1 MPa，達(dá)到母材的90%以上。

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