鲍亮亮，刘福建，徐艳红，张新明，欧阳凯，韩涛
(1.中建安装集团有限公司,南京,210000；
2.中国石油大学(华东),青岛,266580)
激光电弧复合焊是一种高效高精度焊接技术，在海洋工程领域低合金高强钢中厚板的焊接方面具有良好的应用前景[1-2].一般情况下，激光电弧复合焊匹配的激光器功率越大，激光束穿透力越强，单道次焊缝的焊接熔深也越大.然而一味地增加激光器功率，会导致设备成本成倍增加.目前，激光电弧复合焊通常配备20 kW 的光纤激光器，可实现20 mm 厚度以下的钢板单道一次性焊透，对于20 mm 厚度以上的钢板，可采用激光电弧复合多层多道焊或激光电弧复合焊与其他焊接方法复合的方式焊接[3-4].
Bao 等人[5]和 Li 等人[6-7]对低合金高强钢多道次焊接热影响区(heat affected zone,HAZ)组织与韧性研究发现，由于焊接热循环的叠加作用，单道次焊缝热影响区，尤其是粗晶区(coarse grained HAZ,CGHAZ)，组织与性能会进一步恶化，临界再热粗晶区(intercritically reheated CGHAZ,ICCGHAZ)往往成为其性能薄弱区.然而，对于低合金高强钢激光电弧复合焊多层多道焊热影响区组织与性能的研究鲜有报道，现有研究多集中在单道次激光电弧复合焊热影响区的组织与性能方面.Bao 等人[5,8]对EQ70 低合金高强钢激光电弧复合焊接接头组织与冲击韧性之间的关系进行了研究，研究发现EQ70 钢激光电弧复合焊接头热影响区发生了局部脆化.采用有限元数值模拟技术和热电偶测温法对EQ70 钢激光电弧复合焊的焊接热循环进行了模拟与测量，并分析了复合焊焊接热循环对热影响区组织演变的影响，研究发现粗晶区是低合金高强钢单道次激光电弧复合焊热影响区的局部脆化区[9-10].
为进一步研究双道次激光电弧复合焊后续焊接热循环对单道次CGHAZ 微观组织和性能的影响，采用焊接热模拟技术制备了低合金高强钢双道次激光电弧复合焊HAZ 的均匀化组织试样，并采用示波冲击试验和微观组织表征技术，分析了二次峰值温度对双道次热模拟试样微观组织和韧性的影响规律.
HAZ 是一个不均匀的梯度化组织区域.根据焊接热循环峰值温度的不同[11]，单道次HAZ 可分为：①完全淬火区，最高温度在Ac3至1 350 ℃之间，组织完全奥氏体化，冷却后得到马氏体组织或马氏体与贝氏体的混合组织.又可细分为CGHAZ(1 100～ 1 350 ℃)和细晶区(fine grained HAZ,Ac3～1 100 ℃,FGHAZ)；
②不完全淬火区，峰值温度在Ac1～Ac3之间，组织部分奥氏体化，又称为两相区或临界区(intercritically HAZ,ICHAZ)，冷却后得到马氏体与铁素体共存的组织，组织均匀性较差；
③回火软化区，峰值温度介于Ac1至回火温度之间，软化程度取决于焊前调质回火温度，峰值温度低于回火温度，组织性能不发生变化，峰值温度高于回火温度，组织发生软化，成为局部软化区，又称为亚临界区(subcritically HAZ,SCHAZ).
对于多道焊，由于热循环的叠加作用，HAZ 分布更复杂.多数情况下，CGHAZ 是HAZ 的性能薄弱区，所以一般研究热循环对前道次CGHAZ 的影响.图1 为单道次和双道次焊缝的HAZ 分布图.按照二次热循环峰值温度的不同，CGHAZ 可以分为4 个区域[12-14].区域1 为未转变粗晶区(unaltered CGHAZ,UACGHAZ)，二次热循环峰值温度介于1 100～ 1 350 ℃，组织完全奥氏体化，峰值温度较高，晶粒尺寸进一步长大，性能较差；
区域2 为超临界再热粗晶区(supercritically reheated CGHAZ,SCRCGHAZ)，二次热循环峰值温度介于Ac3至1 100 ℃之间，组织经历第二次完全奥氏体化过程，但由于二次热循环峰值温度较低，晶粒细小，性能良好，与FGHAZ 组织类似，所以又简称为FGHAZ；
区域3 为ICCGHAZ，二次热循环峰值温度介于Ac1～Ac3之间，组织不完全奥氏体化，韧性较差；
区域4 为亚临界再热粗晶区(subcritically reheated CGHAZ,SRCGHAZ)，二次热循环峰值温度在Ac1以下，由于回火作用，组织硬度有所下降，韧性升高.
图1 焊接热影响区分区Fig.1 Welding HAZ distribution.(a) single-pass;(b)double-pass
选用调质态EQ70 低合金高强钢，其化学成分如表1 所示.结合激光电弧复合焊热循环测量结果和温度场数值模拟结果[9]，根据复合焊热循环特点，双道次激光电弧复合焊热模拟试验的加热速度ωH统一采用CGHAZ 平均加热速度400 ℃/s，高温停留时间tH统一设定为1 s.单道次峰值温度TM1和800 ℃冷却至500 ℃时间t8/5(1)统一设定为1 300 ℃和5 s，用来得到均匀化的单道次CGHAZ热模拟试样.二次峰值温度TM2设定为690，760，800，840，900，1 300 ℃，用来模拟双道次HAZ 不同微区组织.二次800 ℃冷却至500 ℃时间t8/5(2)设定为5 s，TM2为690，760，800，840，900，1 300 ℃的试样，分别代表SRCGHAZ，ICCGHAZ (760，800，840 ℃)，SCRCGHAZ 和UACGHAZ 试样.表2 为焊接热模拟试样参数.
表1 EQ70 钢的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical compositions of EQ70 steel
表2 焊接热模拟试样参数Table 2 Welding simulation specimen parameters
焊接热模拟试样尺寸为70 mm × 10.5 mm ×10.5 mm，经表面处理后，在Gleeble-3800 型热模拟试验机上进行试验.热模拟后将试样加工成55 mm× 10 mm × 10 mm 的标准冲击试样.采用RKP-450型试验机对试样进行示波冲击试验[15-16]，按照标准GB/T 2650—2008《焊接接头冲击试验方法》通过JSM-7200F 型扫描电子显微镜观察试样冲击后的断口形貌.热模拟试样的微观组织采用DM2500MLeica 型光学显微镜和JSM-7200F 型扫描电子显微镜进行表征.
3.1 双道次热模拟热影响区试样的微观组织
3.1.1 UACGHAZ
图2 为UACGHAZ 试样(试样1)的微观组织.一次热模拟CGHAZ 试样经过高达1 300 ℃的二次峰值温度后，组织完全奥氏体化，由于复合焊具有快速的冷却速度，冷却后组织仍为晶粒粗大的板条马氏体，如图2a 和图2b 所示.多视域组织观察发现试样1 晶粒尺寸在84～ 98 μm 之间，与CGHAZ试样相比，晶粒尺寸增加12.0%～ 30.7%.由于复合焊升温速度快、高温停留时间短，一次热模拟CGHAZ 组织均质化和碳化物溶解不充分，经二次热循环1 300 ℃高温后，晶粒进一步长大，且组织均质化和碳化物溶解更加不充分，马氏体板条间有碳化物颗粒存在，如图2c 所示.
图2 试样1 的微观组织Fig.2 Microstructure of specimen 1.(a) optical microstructure;(b) scanning electron microstructure (low magnification);(c) scanning electron microstructure (high magnification)
3.1.2 SCRCGHAZ
图3 为SCRCGHAZ 试样(试样2)的微观组织.CGHAZ 试样经过900 ℃的二次峰值温度后，组织完全奥氏体化，由于二次峰值温度不高，新转变的奥氏体晶粒来不及长大，晶粒尺寸较小.在随后快速冷却速度下，组织主要为板条马氏体.
由于激光电弧复合焊快速加热、短时高温停留的特点，晶粒内部板条间也有粒状碳化物存在，如图3c.由于组织类型和晶粒尺寸与一次热循环FGHAZ 试样组织相近，所以也称为FGHAZ.多视域观察发现试样2 晶粒尺寸为15.7～ 19.2 μm.
图3 试样2 的微观组织Fig.3 Microstructure of specimen 2.(a) optical microstructure;(b) scanning electron microstructure (low magnification);(c) scanning electron microstructure (high magnification)
3.1.3 ICCGHAZ
EQ70 钢相变点Ac1，Ac3分别为720，850 ℃.考虑复合焊焊接热循环对相变点的影响，分别选取临界温度为760，800，840 ℃的热模拟试样对ICCGHAZ显微组织进行表征.
图4 为采用4%硝酸酒精和LePera 试剂腐蚀的ICCGHAZ 试样的光学显微组织.ICCGHAZ 组织为晶界和亚晶界分布有M-A 组元的板条马氏体，M-A 组元的分布、形态和数量随二次峰值温度的不同有所差异.当二次峰值温度较低时(760 ℃)，M-A 组元主要分布在原奥氏体晶界，呈块状.这些块状M-A 组元在晶界聚集成链状，形成所谓的链状M-A 组元，如图4d 所示.当二次峰值温度为800 ℃时，晶界上链状M-A 组元开始变得相对分散，晶粒内部亚晶界开始有薄片状逆转组织形成，如图4e 所示.当二次峰值温度进一步升高至840 ℃时，由于温度接近Ac3，原马氏体组织大部分都逆转为奥氏体，在后续快速冷却过程中转变为细小的板条马氏体，原奥氏体晶界消失，细小的M-A 组元弥散分布于马氏体内部，如图4f 所示.
图4 ICCGHAZ 试样的光学显微组织Fig.4 Optical microstructures of ICCGHAZ specimens.(a) specimen 5 (nital);(b) specimen 4 (nital);(c) specimen 3(nital);(d) specimen 5 (LePera);(e) specimen 4 (LePera);(f) specimen 3 (LePera)
3.1.4 SRCGHAZ
图5 为SRCGHAZ 试样(试样6)的显微组织图片.由于二次峰值温度低于奥氏体转变温度，相当于对CGHAZ 组织进行了一次回火处理，试样6 基本保持了CGHAZ 试样的组织形态，组织主要为板条马氏体，晶粒尺寸与CGHAZ 试样相近，多视域观察统计可知其晶粒尺寸在79～ 88 μm 之间.
图5 试样6 的显微组织Fig.5 Microstructures of specimen 6.(a) optical microstructure;(b) scanning electron microstructure
3.2 双道次热模拟热影响区试样的冲击韧性
3.2.1 峰值温度对热模拟试样冲击韧性的影响
对双道次热模拟HAZ 试样进行了示波冲击试验，表3 为示波冲击试验数据.图6 为不同二次峰值温度试样的示波冲击吸收功特征值.从总冲击吸收功Et看，母材的Et最高，SRCGHAZ，SCRCGHAZ 和CGHAZ 试样Et相差不大，ICCGHAZ 和UACGHAZ试样的Et较低，其中ICCGHAZ 试样5 的Et最低，仅为20.7 J，低于EQ70 钢标准要求的最低冲击吸收功27.0 J.文献[5]研究发现总冲击吸收功Et并不能真实反映出试样间的韧性差异.从裂纹形成功Ei看，母材Ei最高，表明母材抵抗裂纹形成能力最高.ICCGHAZ 试样Ei较低，其中试样5 的Ei最低，仅为14.6 J，说明ICCGHAZ 试样抵抗裂纹形成的能力最差.从裂纹扩展功Ep看，ICCGHAZ 和UACGHAZ 试样抵抗裂纹扩展能力较低，其中试样5 和试样1 抵抗裂纹扩展的能力最差.
图6 不同二次峰值温度试样的示波冲击吸收功特征值Fig.6 Instrumented impact energy parameters of different TM2 specimens
表3 示波冲击试验数据(J)Table 3 Instrumented impact test results
双道次UACGHAZ 试样(试样1)的总冲击吸收功Et为30.0 J，裂纹形成功Ei为24.3 J，裂纹扩展功Ep为5.7 J，均低于单道次CGHAZ 热模拟试样.相较于CGHAZ 试样，UACGHAZ 试样抵抗裂纹形成和扩展的能力均有所降低.试样1 冲击断口几乎没有纤维区，均为白亮色、结晶状放射区.图7为试样1 的冲击断口形貌，其裂纹形成区微观断口表现为韧窝+解理的混合型断裂特征，裂纹扩展区微观断口为脆性解理断裂特征.
图7 试样1 的断口形貌Fig.7 Fracture surfaces of specimen 1.(a) crack initiation zone;(b) crack propagation zone
双道次SCRCGHAZ 试样(试样2)总冲击吸收功Et为40.0 J，裂纹形成功Ei为23.8 J，裂纹扩展功Ep为16.2 J.图8 为试样2 的微观断口形貌.裂纹形成区微观断口表现为细小均匀的韧窝特征，裂纹扩展区微观断口为细小韧窝和少量解离刻面特征.SCRCGHAZ 试样韧性较单道次CGHAZ 试样有所改善，基本满足EQ70 钢标准要求.
图8 试样2 的断口形貌Fig.8 Fracture surfaces of specimen 2.(a) crack initiation zone;(b) crack propagation zone
图9 为不同二次峰值温度对ICCGHAZ 示波冲击特征值的影响.随二次峰值温度的升高，ICCGHAZ 的示波冲击特征值也不断升高.当二次峰值温度为760 ℃时，其裂纹形成功Ei(14.6 J)和裂纹扩展功Ep(6.1 J)均较低；
当二次峰值温度升至800 ℃时其裂纹形成功Ei(19.6 J)有所增加，裂纹扩展功Ep(9.4 J)变化较小；
当二次峰值温度进一步升至840 ℃时，其裂纹形成功Ei(20.2 J)和裂纹扩展功Ep(13.8 J)均有所改善.图10 为不同二次峰值温度ICCGHAZ 的裂纹扩展区的微观断口形貌.ICCGHAZ 试样裂纹扩展区微观断口均呈现准解理断裂特征，当二次峰值温度为760 和800 ℃时，主要由解理刻面和撕裂棱组成；
当二次峰值温度为840 ℃时，局部韧窝带明显增多，表明其对裂纹扩展阻碍作用有所提高.上述结果表明，二次峰值温度对ICCGHAZ 冲击韧性有一定影响，二次峰值温度处于下临界温度(760 ℃)时，ICCGHAZ冲击韧性较低，二次峰值温度在中(800 ℃)、上(840 ℃)临界温度时，ICCGHAZ 冲击韧性有所改善.ICCGHAZ 冲击韧性均较低，主要为脆性断口.
图9 不同二次峰值温度下ICCGHAZ 试样的示波冲击吸收功Fig.9 Instrumented impact energy of ICCGHAZ under different secondary peak temperature
图10 不同二次峰值温度下热模拟ICCGHAZ 的裂纹扩展区断口形貌Fig.10 Fracture surfaces of crack propagation zone of simulated ICCGHAZ specimens under different secondary peak temperature.(a) specimen 5;(b) specimen 4;(c) specimen 3
双道次SRCGHAZ 试样(试样6)总冲击吸收功Et为41.0 J，裂纹形成功Ei为22.9 J，裂纹扩展功Ep为18.1 J.试样6 冲击断口由纤维区、剪切唇组成.微观断口为均匀细小的韧窝，如图11 所示.双道次SRCGHAZ 试样冲击韧性较单道次CGHAZ试样有所改善，基本满足EQ70 钢标准要求.
图11 试样6 的断口形貌Fig.11 Fracture surface of specimen 6
3.2.2 局部脆化区组织与韧性的关系
冲击试验研究发现双道次热模拟HAZ 中UACGHAZ，ICCGHAZ 试样冲击韧性相对较低，冲击断口呈现脆性断裂特征，是双道次激光电弧复合焊热影响区的局部脆化区.UACGHAZ 组织类型与CGHAZ 基本一致，UACGHAZ 冲击韧性的降低主要是因为其经历了二次高温热循环，晶粒尺寸进一步粗化导致的.Bao 等人[17]研究发现板条块亚结构是控制CGHAZ 裂纹稳定扩展的微观组织单元，且板条块亚结构宽度随原奥氏体晶粒尺寸(prior austenite grain size,PAGS)的增加而变大.所以PAGS 的增加，导致UACGHAZ 组织中block 宽度增加，导致其抵抗裂纹扩展能力降低，裂纹扩展功Ep仅为5.7 J.
ICCGHAZ 组织随二次峰值温度变化有所不同.由图4 可知，ICCGHAZ 基体组织均为板条马氏体，差异主要体现在M-A 组元的形态、分布、数量、尺寸等方面.为研究二次峰值温度对M-A 组元的影响，利用Image-Pro Plus 软件对LePera 试剂腐蚀后的金相图片进行处理，并统计M-A 组元的体积分数(采用二维金相图片的面积分数近似代替体积分数，每个峰值温度下至少统计5 张500 倍金相图片)，图12 为利用Image-Pro Plus 软件处理后的ICCGHAZ 的金相图.M-A 组元尺寸通过扫描电子显微镜图片统计(至少统计30 个M-A 组元，取平均值)，图13 为不同二次峰值温度ICCGHAZ 试样扫描电子显微镜组织图.
图12 Image-Pro Plus 软件处理后的ICCGHAZ 金相图Fig.12 Metallograph images of ICCGHAZ after processing by Image-Pro Plus software.(a) specimen 5;(b) specimen 4;(c) specimen 3
图13 ICCGHAZ 扫描电子显微镜组织图Fig.13 Scanning electron microstructure images of ICCGHAZ.(a) specimen 5;(b) specimen 4;(c) specimen 3
鲍亮亮等人[17]的研究已经证明板条块亚结构是控制板条马氏体韧性的微观组织单元，所以利用电子背散射衍射(electron backscattered diffraction,EBSD)欧拉图统计各试样板条块亚结构宽度以及45°以上大角度晶界比例，如图14 所示.欧拉图中黄色代表45°以上晶界.表4 为不同二次峰值温度下ICCGHAZ 试样的板条块亚结构宽度、M-A 组元的体积分数和尺寸、45°以上大角度晶界比例.
表4 ICCGHAZ 试样板条块亚结构宽度、M-A 组元的体积分数和尺寸Table 4 Block width,M-A constituent volume fraction and size of ICCGHAZ specimen
图14 ICCGHAZ 试样的EBSD 表征Fig.14 EBSD characterizations of ICCGHAZ specimens.(a) band contrast map of specimen 5;(b) band contrast map of specimen 4;(c) band contrast map of specimen 3;(d) euler map of specimen 5;(e) euler map of specimen 4;(f) euler map of specimen 3
当二次峰值温度为760，800 ℃，ICCGHAZ 晶粒尺寸基本一致，均保持了试样3，4 和5 粗大的晶粒尺寸，所以两者具有相近的板条块亚结构宽度，分别为19.3 和21.7 μm.
图14a 和图14d 为760 ℃试样的EBSD 表征图.从图14a 和图14d 看出，试样基体组织为板条马氏体，M-A 组元连续分布在原奥氏体晶界，呈块状.760 ℃试样基本保持了CGHAZ 试样粗大的晶粒尺寸，45°以上大角度晶界主要分布内部板条束晶界和板条块亚结构晶界，板条块亚结构宽度为19.3 μm.760 ℃试样大角度晶界比例仅为12.6%.统计得到760 ℃试样中M-A 组元的平均晶粒尺寸为2.5 μm，体积分数为2.9%.
图14b 和图14e 为800 ℃试样的EBSD 表征图.当二次峰值为800 ℃时，晶界链状M-A 组元开始分散，仍呈块状分布.晶粒尺寸与760 ℃试样相近，其板条块亚结构宽度为21.7 μm.45°以上大角度晶界主要分布内部板条束晶界和板条块亚结构晶界800 ℃试样大角度晶界比例仅为13.9%.800 ℃试样中M-A 组元的平均晶粒尺寸为2.1 μm，体积分数为3.2%.
图14c 和图14f 为840 ℃试样的EBSD 图.二次峰值温度升至840 ℃时，由于峰值温度较高临近Ac3，大部分组织转化为奥氏体，冷却后形成板条马氏体和M-A 组元，原奥氏体晶界无法分辨，晶粒变细小，板条块亚结构宽度仅为12.5 μm，45°以上大角度晶界比例较760，800 ℃试样增大，为16.3%.M-A 组元的平均晶粒尺寸为1.8 μm，体积分数为0.9%.
二次峰值温度对ICCGHAZ 试样裂纹扩展功有显著影响.随着二次峰值温度的升高，裂纹扩展功Ep不断升高.随着二次峰值温度的升高，ICCGHAZ 中板条马氏体板条块亚结构宽度不断降低，导致45°以上大角度晶界比例不断升高，试样抵抗裂纹扩展能力不断增强.
二次峰值温度对ICCGHAZ 试样裂纹形成功也有较大影响.随着二次峰值温度的升高，其裂纹形成功Ei不断升高.当二次峰值温度为760，800 ℃时，M-A 组元体积分数变化不大，分别为2.9%和3.2%.当二次峰值温度为840 ℃时，M-A 组元骤降至0.9%，说明裂纹形成功的变化与M-A 组元体积分数相关性不大.随二次峰值温度的升高，ICCGHAZ 试样中M-A 组元的分布由晶界向晶内扩展，由聚集向发散转变，M-A 组元的尺寸不断减小.所以M-A 组元的分布和尺寸与裂纹形成功的变化相关性较大.M-A 组元的尺寸越大，试样裂纹形成功越低.M-A 组元在晶界呈链状分布时，试样裂纹形成功较低，在晶界或晶内离散分布时，试样裂纹形成功相对有所改善.
综上所述，下临界温度ICCGHAZ 试样(760 ℃试样)由于既遗传了CGHAZ 粗大的晶粒尺寸(板条块宽度)，且晶界有链状M-A 组元的存在，M-A组元的尺寸较大，导致其裂纹形成功和裂纹扩展功均较低，韧性最差.中临界温度ICCGHAZ 试样(800 ℃试样)，由于晶界M-A 组元开始离散，与760 ℃ 试样相比，其裂纹形成功有所增加.上临界温度ICCGHAZ 试样(840 ℃试样)由于晶粒得到细化，且M-A 组元尺寸较小，离散分布在晶粒内部，所以裂纹形成功和扩展功均有所增加，韧性相对较好.
(1)双道次激光电弧复合焊热模拟热影响区微观组织以板条马氏体为主，二次峰值温度主要影响其晶粒尺寸大小.ICCGHAZ 试样的板条马氏体晶界和亚晶界处分布由块状M-A 组元，二次峰值温度为760 ℃时，块状M-A 组元主要分布在原奥氏体晶界，且聚集成链状.二次峰值温度为800 ℃时，晶界上链状M-A 组元开始变得分散，且有部分M-A 组元在亚晶界弥散分布.二次峰值温度为840 ℃时，原奥氏体晶界消失，转变为细小的板条马氏体，M-A 组元在晶界分布进一步分散，晶内弥散分布有M-A 组元.
(2)示波冲击试验结果表明，UACGHAZ 试样和ICCGHAZ 试样是双道次激光电弧复合焊热模拟热影响区的局部脆化区.ICCGHAZ 试样抵抗裂纹形成能力最低，ICCGHAZ 和UACGHAZ 试样抵抗裂纹扩展能力最差.
(3)UACGHAZ 冲击韧性的降低主要是因为其经历了二次高温热循环，晶粒尺寸进一步粗化导致.ICCGHAZ 试样的冲击韧性与晶粒尺寸和MA 组元有关，760 ℃试样由于遗传了CGHAZ 粗大晶粒，且晶界有链状M-A 组元的存在，导致其韧性最差.800 ℃试样由于晶界M-A 组元开始离散，与760 ℃ 试样相比，其韧性有所改善.840 ℃试样由于晶粒得到细化，且M-A 组元尺寸较小，离散分布在晶粒内部，其韧性相对较好.
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