铁路的蓬勃发展极大促进了社会经济进步，同时，大跨度铁路钢桥的建设需求日益迫切。高性能桥梁钢，要求钢材在强度、韧性、耐大气腐蚀、焊接性等方面具有优良的综合性能[1-4]，实际上这些性能往往存在一定的矛盾。随着相关研究的不断深化，高强、高韧、耐大气腐蚀的高性能桥梁钢逐步在桥梁建设中得到示范应用和推广[5-7]。我国铁路桥梁用钢等级逐步从345、370MPa级到420MPa级，发展到以Q500qENH耐候桥梁钢为代表的500 MPa级高性能桥梁钢[8-11]。新型高性能桥梁钢的研发和应用，使得大跨度桥梁建设水平得到大幅提升。
在结构形式上，现代化钢桥建设向着全焊接方向快速进步，高性能桥梁钢的焊接性研究受到重视。焊接热循环过程作用下，母材的组织重构，焊接材料熔化再凝固形成焊缝。在材料方面，不断探索新的合金成分设计及微合金化技术，旨在提高桥梁钢的强度、韧性以及焊接性能等[12-14]。在焊接工艺上，对诸如焊条电弧焊、气体保护焊、埋弧焊等不同焊接方法下的工艺参数优化进行了深入研究，其中焊接电流的合理选择是工艺优化的重点之一[15-16]。焊接电流在焊接过程中起到关键作用，焊接电流的大小、波形等参数不仅会影响焊接过程中的热输入，还会进一步对焊接接头的组织形态演变产生决定性作用。例如，焊接电流过大可能导致焊缝及热影响区过热，使晶粒粗大，从而降低接头的力学性能；而焊接电流过小则可能造成熔合不良、未焊透等缺陷，同样影响接头质量。
高性能桥梁钢焊缝的强韧化，始终是高性能桥梁钢焊接性研究的重点。焊缝性能与母材的合理匹配，一方面取决于焊接材料的选择，另一方面也取决于焊接工艺的控制。近年来，国内外众多学者针对高性能桥梁钢开展了诸多研究。然而，对于焊接电流作用下高性能桥梁钢接头的组织演化，虽然已有部分基础研究，但仍缺乏系统且深入的分析。鉴于高性能桥梁钢在桥梁建设中的重要地位及焊接电流对焊接接头质量的关键影响，开展焊接电流作用下高性能桥梁钢接头的组织演化研究具有重要的理论与实际意义，能够为进一步优化焊接工艺、提高桥梁焊接接头质量提供有力依据，进而保障桥梁结构在服役过程中的安全可靠性。
本文针对500 MPa级耐候桥梁钢Q500qENH开展焊缝组织和冲击韧性的影响研究，阐明焊接电流对焊接接头微观组织的影响规律，揭示焊接接头微观组织与其冲击韧性的构效关系，以期为高性能桥梁钢焊接工艺设计提供依据。
1 实验材料与方法
研究所用钢板母材为500 MPa级Q500qENH耐候桥梁钢，其成分如表1所示。试验用钢的屈服强度大于500MPa，钢板厚度为20mm。焊接时，焊接接头开V型坡口，采用自动埋弧焊机(MZ-1000)以直流反极性接法进行焊接，采用直径5.0mm的实心焊丝，其成分如表2所示，焊接工艺参考郝玉朋等[15,17]前期的研究成果，优选了热输入范围为20～50kJ/cm的工艺参数，如表3所示。
表1 Q500qENH耐候桥梁钢化学成分
Tab.1 Chemical composition of the Q500qENH weathering bridge steel
(mass fraction/%)C Mn Si Cu+Ni+Cr Mo V≤0.11 1.10～1.50≤0.50 0.60～1.50≤0.25≤0.10
表2 专用埋弧焊丝主要化学成分
Tab.2 The main chemical composition of specialized submerged arc welding wire
(mass fraction/%)C Mn Si Cu+Ni+Cr Mo V≤0.08 1.20～1.60≤0.45 0.80～1.70≤0.25≤0.10
表3 埋弧焊工艺参数
Tab.3 Submerged arc welding process parameters
Sample Heat input/(kJ·cm-1) Current/A Travel speed/(m·h-1)1#25 600 26.02#30 640 23.03#50 670 16.0
利用NI300C型摆锤试验机对样品进行冲击韧性测试，测试温度参考GB/T 714-2015选择-40 ℃，采用55 mm×10mm×10mm的冲击试样，开V型缺口，深度2 mm，取样位置如图1所示，即在垂直于焊缝轴线的每组接头处取样。
图1 冲击试样取样位置示意图
Fig.1 Schematic diagram of the sampling position of the impact samples
利用Zeiss Axio Observer金相显微镜(OM)观察焊接接头处的微观组织形貌，金相试样抛光后均经浓度为4%的硝酸酒精溶液腐蚀。采用配备EDAX Velocity Super背散射探头的Thermo Scientific Apreo 2C场发射扫描电镜(SEM)对焊接接头进行EBSD表征，研究并分析其晶体取向和微观结构随焊接电流的演化。使用Zeiss SUPER 55型场发射SEM对冲击断口形貌进行观察，分析冲击试样的失效模式。
2 实验结果及讨论
2.1 焊接接头冲击性能及断口形貌分析
表4是不同编号焊接接头的冲击测试结果。由表中数据可知，1#～3#接头在-40 ℃条件下的冲击吸收能依次降低，尤其当焊接电流为640A时，其冲击吸收能为90.90 J，当焊接电流增加至670A时，冲击吸收能降至53.70 J，降幅达40.9%，接头抗冲击性能急剧恶化。表4还列出了不同编号焊接接头冲击测试所得裂纹萌生功和裂纹扩展功。对比1#和2#样品的冲击性能可见，二者的裂纹扩展功相差不明显，而裂纹萌生功由1#样品的67.71 J降低至2#样品的35.29 J，降幅47.9%。由此可知，二者抵抗裂纹萌生能力的差异是导致其冲击性能降低的主要原因。对比2#和3#样品，裂纹萌生功相差不大，而裂纹扩展功由2#样品的55.60 J降低至3#样品的21.69 J，降幅61.0%。因此，二者抵抗裂纹扩展能力的差异是导致其冲击性能降低的主要原因。
表4 不同编号焊接接头的冲击性能
Tab.4 Impact performance of welds
Crack initiation Sample Crack propagation Impact absorption energy/J energy/J energy/J67.71 50.80 118.511#62.12 58.73 120.8566.57 55.94 122.51 Average 65.47 55.16 120.6235.29 55.62 90.922#37.11 54.53 92.1437.26 55.57 93.83 Average 36.55 55.57 92.7532.06 21.74 53.753#34.15 18.19 52.2730.90 18.64 49.47 Average 32.37 19.52 51.83
3种编号焊接接头的冲击断口形貌如图2所示。由图2a可知，1#焊接接头的断口形貌中存在大量韧窝结构，表明1#焊接接头的冲击韧性较好。与图2a不同的是，在图2b所示2#焊接接头的断口形貌中除了存在韧窝聚集区外，还存在具有明显河流花样的解理脆断区，表明2#焊接接头的冲击韧性较1#有所下降。如图2c所示，3#样品的断口形貌中，可见少量韧窝结构及大量解理脆断所产生的河流花样，其冲击韧性较2#焊接接头进一步下降。3种编号焊接接头的断口形貌特性表现与表3所示冲击性能测试结果一致。
图2 3种编号焊接接头的冲击断口形貌：(a)1#;(b)2#;(c)3#
Fig.2 Impact fracture morphology of the welds:(a)1#;(b)2#;(c)3#
2.2 焊接接头微观组织特征分析
图3为OM观察所得3种编号焊接接头母材热影响区的微观组织。3种焊接接头的热影响区微观组织特征相似，均由大量的等轴晶粒构成，分析认为此等轴状组织应由焊接热输入使母材热影响区发生再结晶所产生。对比图3a～c可见，3种编号焊接接头热影响区的等轴奥氏体晶粒尺寸相当，表明3种编号焊接接头冲击性能的差异受其热影响区微观组织影响较小，而主要受熔敷金属区微观组织影响。
图3 3种编号焊接接头热影响区的微观组织：(a)1#;(b)2#;(c)3#
Fig.3 Microstructures of the heat affected zones in the welds:(a)1#;(b)2#;(c)3#
图4显示了OM观察所得3种编号焊接接头熔敷金属区的微观组织。3种编号焊接接头的熔敷金属区微观组织主要由铁素体及少量分布的贝氏体组织构成。在图4a所示1#焊接接头的熔敷金属区微观组织中，可见大量宽度为1～3 μm，长径比8∶1～3∶1的细小针状铁素体组织交错分布，形成“网篮组织”。此类组织不仅各针状铁素体之间相互咬合形成约束，使得材料抵抗变形的能力增强，可显著提高焊接接头承受冲击时的裂纹萌生功，此外，细小、交错分布的针状铁素体组织晶界密度高，可分散裂纹扩展应力，达到阻碍裂纹扩展的效果，提高焊接接头的裂纹扩展功[18-19]，从而使焊接接头具有良好的冲击韧性。
图4 3种编号焊接接头熔敷金属区的微观组织：(a)1#;(b)2#;(c)3#
Fig.4 Microstructures of the deposited metals in the welds:(a)1#;(b)2#;(c)3#
对比1#焊接接头，在图4b所示2#焊接接头的熔敷金属区，微观组织不仅含有大量交错分布的针状铁素体，还在针状铁素体基体中观察到呈岛状分布的多边形铁素体。分析认为，此多边形铁素体的形成源于焊接电流增加所致的热输入增大进而使局部晶粒长大。通常情况下，岛状分布的多边形铁素体与针状铁素体基体间的晶粒取向差较大，大取向差的晶界因缺陷浓度较高，易成为裂纹源促使晶间裂纹萌生，从而使材料的裂纹萌生功下降。然而，由于多边形铁素体自身的均匀变形能力较强，可通过自身塑性变形消耗裂纹扩展的能量，从而减缓裂纹扩展[20]。2#焊接接头与1#焊接接头相比，组织中的多边形铁素体明显增多，是其裂纹萌生功明显降低的主要原因。
对比2#焊接接头，在图4c所示3#焊接接头的熔敷金属区微观组织中亦存在大量交错分布的针状铁素体和部分多边形铁素体组织。由于焊接电流进一步增加，使焊接热输入增大，其微观组织中的针状铁素体长大明显，其宽度由1#焊接接头的1～3 μm增加至5～10 μm。大尺寸的针状铁素体组织晶界密度减小，促使裂纹分散偏转的能力相比细小的针状铁素体组织更弱[21-22]，因而，3#焊接接头的裂纹扩展功明显低于2#焊接接头。
2.3 焊接接头晶体取向及微观结构分析
3种编号焊接接头EBSD表征所得反极图(IPF)如图5所示。总体而言，3种编号焊接接头的组织无明显晶体学择优取向，均呈现为较大的柱状晶内部包含大量细小晶粒的结构特征。以大于10°的晶界为标准统计，所得1#～3#焊接接头IPF图中晶粒数量分别为42564、50855和45 692个。
图5 3种编号焊接接头的IPF图：(a)1#;(b)2#;(c)3#
Fig.5 IPF map of three welds:(a)1#;(b)2#;(c)3#
图6为图5中3种编号焊接接头IPF图统计所得各晶粒间的晶界取向差分布。对比3种编号焊接接头的晶粒取向差可见，1#焊接接头与2#焊接接头的晶粒取向差分布差异明显，2#焊接接头的高取向差的晶界占比显著高于1#焊接接头，如2#焊接接头中晶界取向差为54.1°时的占比为0.272，而1#焊接接头中晶界取向差为54.1°时的占比仅为0.202。此与金相结果分析所得结论一致，即由于2#焊接接头多边形铁素体含量较1#焊接接头多，使微观组织中的晶界取向差增大。在承受冲击载荷时，裂纹易从缺陷浓度较高的高角度晶界处萌生，故2#焊接接头的裂纹萌生功低于1#焊接接头。2#焊接接头与3#焊接接头的晶粒取向差分布差异不明显，故二者的裂纹萌生功相近。
图6 晶界取向差分布：(a)1#;(b)2#;(c)3#
Fig.6 Distribution of grain boundary disorientation:(a)1#;(b)2#;(c)3#
图7为2#与3#焊接接头IPF图统计所得晶粒尺寸分布结果。由图可知，2#焊接接头的小尺寸晶粒占比明显高于3#焊接接头，2#焊接接头中尺寸小于3 μm的晶粒占比为0.56，而3#焊接接头中尺寸小于3 μm的晶粒占比仅为0.453。由图7计算所得，2#焊接接头的平均晶粒尺寸为2.60 μm，3#焊接接头的平均晶粒尺寸为2.91 μm。此结果与金相结果分析中3#焊接接头的针状铁素体组织较2#焊接接头明显长大的结论一致。在承受冲击载荷时，因较大的针状铁素体组织促使裂纹分散偏转能力弱，故3#焊接接头的裂纹扩展功低于2#焊接接头。
图7 晶粒尺寸分布：(a)2#;(b)3#
Fig.7 Grain size distributions:(a)2#;(b)3#
3 结论
(1)在600～700A的焊接电流范围内，随焊接电流增大，焊接接头的冲击韧性下降，焊接电流为670A时相较焊接电流600A时，焊接接头在-40 ℃下的冲击吸收能下降幅度40.9%。
(2)焊接电流增大通过增加焊接时的热输入影响焊接接头的微观组织。当焊接电流较小时，较小的热输入使焊接接头熔敷金属区的针状铁素体组织细小且交错分布，当焊接电流增大时，热输入增加使焊接接头熔敷金属的微观组织明显长大，形成岛状分布的多边形铁素体和明显长大的针状铁素体组织。
(3)焊接电流较低时，熔敷金属区细小且交错分布的针状铁素体组织形成“网篮结构”，增加裂纹萌生和扩展的阻力，使焊接接头的冲击韧性提高。随焊接电流增大，形成的多边形铁素体使晶粒间晶界的取向差增大，冲击载荷作用下更易于萌生晶间裂纹，降低了焊接接头的裂纹萌生功。形成的明显长大的针状铁素体则由于其促使裂纹分散偏转的能力较弱，降低了焊接接头的裂纹扩展功。
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