【正文】 本實驗采用日本荒川等人提出的經(jīng)驗公式確定后熱溫度[31]，公式如下（2—7）、（2—8）： （2—7）式中[Ceq]P表示與后熱有關(guān)的碳當(dāng)量。由此結(jié)果可以看出，為防止冷裂紋的出現(xiàn)，母材需要較低的后熱溫度，這樣低的后熱溫度往往不能滿足其他方面的要求，但是會導(dǎo)致成本增加，工藝復(fù)雜，從而使生產(chǎn)效益降低，所以Q890高強鋼一般焊后不進行后熱處理。 焊接工藝參數(shù)層數(shù)熱輸入(kJ/cm)電流(A)電壓(V)焊速(cm/min)道間溫度(℃)預(yù)熱溫度(℃)保護氣體氣體流量(L/min)打底層2202233110～15010080%Ar+20%CO220填充及蓋面層15280303312280294192202432（1）接頭宏觀分析焊接接頭宏觀分析對于焊接接頭的研究有著重要的意義。⑵可以對焊接接頭進行宏觀缺陷分析，如熱裂紋等。本次實驗首先要對不同熱輸入下的Q890鋼的焊接接頭進行宏觀分析。宏觀照片的拍攝需要采用數(shù)碼相機以及體視顯微鏡進行拍攝。（2）微觀組織分析 要想有效的了解接頭的微觀組織，必須進行微觀顯微組織分析。本次研究對Q890鋼的焊接接頭進行了試樣切割加工，切割加工完成后，把試樣在砂紙上磨制（從小號到大號磨制），然后用拋光機拋光最后用腐蝕液腐蝕后，在金相顯微鏡下對組織觀察拍照。金相試樣制備時，所選用的腐蝕劑為3%的稀硝酸酒精溶液（即按照3ml硝酸+97ml酒精的比例進行配制），腐蝕時間大約為610s。實驗所選用的設(shè)備為JSM6460LV型掃描電子顯微儀。高、低真空切換；⑶樣品移動范圍：X：125mm，Y：100mm，Z：5~80mm，T：10~+90176。利用拉伸試驗得到的數(shù)據(jù)可以確定材料的彈性極限、伸長率、彈性模量、比例極限、面積縮減量、拉伸強度、屈服點、屈服強度和其它拉伸性能指標(biāo)。切取方向為縱向，試樣焊縫余高以機械方法去除，使之與母材齊平加工刀痕應(yīng)與焊縫軸線垂直。Q890鋼焊的焊接接頭沖擊試驗采取夏比V型缺口沖擊試驗，沖擊試樣的制作按照GB26502008的規(guī)定，尺寸為55mm10mm10mm。其中焊縫沖擊試樣在焊縫距表面2mm進行取樣，缺口分別開在焊縫中部，缺口方向垂直于焊縫表面；熱影響區(qū)的沖擊試樣在距熔合線約1mm處開缺口，熱影響區(qū)取樣前先用10%的硝酸酒精溶液腐蝕。硬度并不是金屬獨立的基本性能，它是指金屬在表面上的較小體積內(nèi)抵抗變形或者破裂的能力，硬度是評定材料的一個重要技術(shù)指標(biāo)，與金屬組織密切相關(guān)，一般情況下材料的硬度越高，則強度、耐磨性也越好，但同時也會導(dǎo)致脆性增大，韌性下降。充分了解焊接接頭區(qū)域硬度分布規(guī)律。本次研究使用HX1000型顯微硬度計，對Q890的焊接接頭試樣進行硬度測定。即沿接頭橫向測試焊道的表面、中間及根部焊道，測試時要從焊縫中心一直測到母材，表層焊道的測試路徑距離式樣上表面2mm，此外還要沿這接頭的縱向進行一次測量。焊層與焊層之間的焊接良好，母材與焊縫之間沒有出現(xiàn)明顯的未焊透、焊縫內(nèi)沒有出現(xiàn)氣孔、夾雜、裂紋等缺陷。熱影響區(qū)寬度隨著熱輸入的增加逐漸的增加。 HAZ內(nèi)的峰值溫度分布曲線，A區(qū)域為過熱粗晶區(qū)，B區(qū)域為細(xì)晶區(qū)，C區(qū)域為不完全淬火區(qū)，Tks為粗化溫度1100℃，Ac3約為850℃，Ac1約為700 ℃，不完全淬火區(qū)寬度約為1mm。（1）母材的微觀組織低合金高強鋼Q890一般的供貨狀態(tài)為調(diào)質(zhì)狀態(tài)，在調(diào)質(zhì)處理時淬火溫度一般在920℃左右，在200—700℃溫度范圍內(nèi)回火的時候，隨著回火溫度的升高，馬氏體組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體、回火托氏體和回火索氏體，硬度逐漸下降。 。由于Q890鋼合金元素含量高、淬透性強，在淬火后獲得低碳馬氏體，再經(jīng)高溫回火（500℃—600℃），低碳馬氏體由于碳的擴散析出形成回火索氏體。此時的鐵素體已基本無碳的過飽和度，碳化物也為穩(wěn)定型碳化物。（2）焊縫的微觀組織焊縫是焊接接頭的重要組成部分，其組織的形態(tài)對焊接接頭質(zhì)量與性能起著決定性作用，焊縫金屬一般是熔焊過程中填充金屬和熔化的母材金屬在熔池中混合而成的，它往往要經(jīng)歷加熱熔化、凝固結(jié)晶以及固態(tài)相變等重要階段。隨后焊縫金屬組織發(fā)生固態(tài)相變，即而形成二次顯微組織，二次組織是從高溫時形成的奧氏體組織，經(jīng)過連續(xù)冷卻，繼而發(fā)生相變，高溫組織連續(xù)的轉(zhuǎn)變?yōu)榈蜏亟M織，即發(fā)生固態(tài)相變形成室溫下的顯微組織。焊接的缺陷如：夾雜、氣孔、裂紋等都是在一次組織形成的時候出現(xiàn)的，而且一次組織結(jié)晶所形的粗大柱狀晶會使接頭的脆性增大，韌性下降。針狀鐵素體（AF）組織非常細(xì)小，一般生于500℃附近，其出現(xiàn)于原奧氏體晶內(nèi)并有一定的方向性，呈放射狀生長，相鄰AF間的方位差為大傾角，其間隙存在有滲碳體，針狀鐵素體晶內(nèi)位錯密度較高，位錯之間也互相纏結(jié)，分布也不均勻。當(dāng)出現(xiàn)大量針狀鐵素體組織時，焊縫金屬具有較高的強度和良好的低溫沖擊韌度。即隨著線能量的不斷增大，焊縫柱狀晶的寬度也在不斷的增大。由此可見，不同線能量的焊縫組織均以針狀鐵素體為主，這主要取決于焊縫的成分。隨著焊接線能量的增加，冷卻速度減慢。同時針狀鐵素體之間的大角度晶界密度有輕微的減少。一般情況下針狀鐵素體的形核方式有兩種：第一種形核方式是由非金屬夾雜物誘導(dǎo)，使幾個針狀鐵素體以球形夾雜物呈放射性狀伸展稱為一次晶內(nèi)鐵素體。在圖中分別用箭頭2表示針狀鐵素體在奧氏體晶內(nèi)形核的第一種和第二種形核方式位置，并對夾雜物進行EDS能譜分析。組成焊縫中非金屬夾雜物的物質(zhì)是各種氧化物如：SiOMnO、Al2OFeO、TiO2等及其復(fù)合化合物。Mn 、Si、Ti等合金元素對先共析鐵素體的析出的阻礙作用不斷增強，奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變會被推遲，在冷卻過程中焊縫中的中溫轉(zhuǎn)變組織產(chǎn)物含量將不斷提高，從而生成更多的針狀鐵素體或貝氏體組織，所以焊縫中隨著含錳、硅、鈦含量的增加，針狀鐵素體的數(shù)量會顯著增加，同時，這些元素含量較高時，還可細(xì)化針狀鐵素體[33]。（4）熔合區(qū)微觀組織分析熔合區(qū)就是熔化區(qū)和非熔化區(qū)之間的過渡部分，在這個過渡區(qū)域內(nèi)成分和組織既不同于母材，也不同于焊縫金屬。其性能常常是焊接接頭中最差的。熔合區(qū)一般由母材部分熔化區(qū)、不完全混合區(qū)、完全混合區(qū)組成。其中焊縫金屬的柱狀晶沿著散熱的方向垂直于熔合線，伴有明顯的聯(lián)生特征。(5) 熱影響區(qū)域微觀組織在焊接過程中，在焊接熱循環(huán)作用下，焊縫兩側(cè)處于固態(tài)的母材發(fā)生明顯的組織和性能變化的區(qū)域，稱為焊接熱影響區(qū)。Q890鋼雖然含碳量較低，但含有較高的微量元素，如Cr 、Ni、Mn、Mo等，這些合金元素都會增加鋼淬透性，所以Q890屬于易淬火鋼，固可以把熱影響區(qū)分為完全淬火區(qū)（又可以分為粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)）、不完全淬火區(qū)和回火區(qū)三部分。由于Q890鋼的合金元素種類多，含量較高，過冷奧氏體的穩(wěn)定性較強，其淬硬傾向較大。，其組織主要為馬氏體，但是由于Q890鋼的含碳量低，所以馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度相對較高，因此形成的馬氏體有一定的自回火效應(yīng)，從而在馬氏體板條上高位錯處析出碳化物。當(dāng)E=12KJ/cm時，冷卻速度減慢，生成的組織主要是大量的板條狀馬氏體和少量的細(xì)小粒狀貝氏體。使形成的板條馬氏體尺寸變大，但是由于冷卻速度的減慢，在熱輸入增大時有粒狀貝氏體出現(xiàn)，使組織變?yōu)榘鍡l狀馬氏體和少量的細(xì)小粒狀貝氏體的混合組織，起到改善韌性的作用；當(dāng)E增大到 15KJ/cm時，冷卻速度進一步減慢，CGHAZ中仍保留原奧氏體部分大角度晶界，原始奧氏體晶粒尺寸差異較大，部分晶粒發(fā)生長大，轉(zhuǎn)變后的組織仍為板條馬氏體，但是由于冷卻速度進一步減慢，使粒狀貝氏體進一步增多，得到板條馬氏體和粒狀貝氏體的混合組織，少量板粒狀貝氏體雜亂分布在大的馬氏體之間，使韌性進一步增強。2）完全淬火細(xì)晶區(qū)Q890鋼完全淬火細(xì)晶區(qū)組織主要為等軸的細(xì)晶馬氏體。因此該區(qū)的組織特征是組織細(xì)小、而均勻。 （a）E=9KJ/cm 淬火細(xì)晶區(qū) （b）E= 12KJ/cm 淬火細(xì)晶區(qū)（c）E=15 KJ/cm淬火細(xì)晶區(qū) 淬火細(xì)晶區(qū)微觀形貌2）不完全淬火區(qū)調(diào)質(zhì)鋼的HAZ 不完全淬火區(qū)組織為細(xì)晶等軸狀板條馬氏體 + 鐵素體。在隨后快冷時，過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小的馬氏體。如含碳量和合金元素含量不高或冷卻速度較小時，也可能出現(xiàn)索氏體和鐵素體。 (a) E=9KJ/cm兩相區(qū) (b) E=12KJ/cm兩相區(qū) (c) E=15 KJ/cm兩相區(qū) 不完全淬火區(qū)微觀形貌從圖中我們可以看到不管采用哪一種熱輸入，該區(qū)域的組織都極不均勻，圖中的晶界處析出的黑色物質(zhì)應(yīng)該為托氏體組織，受焊接熱循環(huán)的作用當(dāng)溫度降低到600—500℃左右時，—，由于其片間距極細(xì)，所以在光學(xué)顯微鏡下無法辨別其層片狀特征而呈黑色。(a)、(b)、(c)三圖，可知隨著線能量的增大，黑色的托氏體物質(zhì)在增加，這是由于線能量較大，冷卻速度慢，在600—500℃停留時間比較長，過冷奧氏體較多轉(zhuǎn)變?yōu)橥惺象w，同時也使馬氏體組織減少。由于本次研究采用的焊接工藝合理，所以在接頭中的回火軟化區(qū)域不明顯。熱輸入KJ/cm試驗溫度（℃）接頭板拉伸Rm/MPa強度平均值Rm/MPa母材標(biāo)準(zhǔn)值Rm/MPa92010351030≥9401025122010051005100515201010995980從表中可以看出，焊接熱輸入在 9kJ/cm 時，焊縫的拉伸強度在三種焊接熱輸入中最優(yōu)，焊接熱輸入為 15 kJ/cm 時焊縫強度最差，焊接熱輸入為12 kJ/cm 時焊縫力學(xué)性能介于兩者之間。從實驗結(jié)果還可以看出：由于焊條優(yōu)異的焊接性，焊縫沒有出現(xiàn)氣孔、裂紋等缺陷。從組織方面講，熱輸入越大焊縫的冷卻速度越慢，越易生成針狀鐵素體等高韌性的組織，同時也會使強度下降，而焊接熱輸入越小冷卻速度越快，會形成貝氏體、馬氏體等強度較大的組織，但是會引起焊縫韌性的下降。之所以熱輸入越小韌性越小。而熱輸入較大的時候，焊縫的組織主要為針狀鐵素體，伴有少量的粒狀貝氏體組織，且隨著熱輸入的增加，焊縫中針狀鐵素體所占的比例不斷增大，貝氏體減少，馬氏體逐漸消失，由于針狀鐵素體對于韌性非常有利，從而使焊縫的韌性不斷的增大。其中斷口形貌凹凸不平，呈暗灰色為纖維區(qū)；斷口表面平整，呈現(xiàn)出金屬光澤的為放射區(qū)。的區(qū)域為剪切唇。一般情況下，纖維區(qū)和剪切唇面積越大表明材料的韌性就越好，如果放射區(qū)的面積越大，那么材料的沖擊韌性就越差[36]。②焊縫沖擊斷口的微觀形貌分析 ℃試驗溫度下沖擊斷口形貌。(a)、焊縫區(qū)裂紋擴展前期SEM (b)、焊縫區(qū)裂紋失穩(wěn)擴展SEME=9KJ/cm (c)、焊縫區(qū)裂紋擴展前期SEM (d)、焊縫區(qū)裂紋失穩(wěn)擴展SEM E =12 J/cm(e)、焊縫區(qū)裂紋擴展前期SEM (f)焊縫區(qū)裂紋失穩(wěn)擴展SEME=15KJ/cm 沖擊斷口微觀形貌 ，焊縫的沖擊斷口在裂紋擴展前期的微觀形貌基本上是以韌窩為主，如（a）、（c）、（e）所示，但是在裂紋失穩(wěn)擴展階段的斷口微觀形貌是由起伏非常大的解理刻面組成。通過對比還可以發(fā)現(xiàn)，在裂紋擴展前期，隨著熱輸入的增大，斷口中韌窩的數(shù)量越來越多，且變得越來越密集，如圖（a）、（c）、（e）所示。說明隨著熱輸入的增加焊縫的低溫沖擊韌性也在不斷的增大。說明這幾種焊接方法都是合格的。①熱影響區(qū)沖擊斷口宏觀形貌分析。②熱影響區(qū)沖擊斷口的微觀形貌分析℃試驗溫度下沖擊斷口形貌。 (a) 熱影響區(qū)裂紋擴展前期SEM (b) 熱影響區(qū)裂紋失穩(wěn)擴展SEME=9KJ/cm(c) 熱影響區(qū)裂紋擴展前期SEM (d) 熱影響區(qū)裂紋失穩(wěn)擴展SEM E =12 J/cm (e) 熱影響區(qū)裂紋擴展前期SEM (f) 熱影響區(qū)裂紋失穩(wěn)擴展SEME=15KJ/cm 不同熱輸入熱影響區(qū)沖擊斷口形貌，從圖中我們可以看出，熱影響區(qū)的沖擊斷口微觀形貌由拉長的韌窩和滑移帶組成，以韌窩為主，可知試樣斷裂前都有較大的塑性變形，即使是在裂紋失穩(wěn)擴展階段仍然是以韌窩為主，但在熱輸入較小的時候有河流花樣。 對比裂紋失穩(wěn)擴展區(qū)域的沖擊斷口微觀形貌，由圖（b）（d）（f）可知，斷口微觀形貌中，熱輸入為12 kJ/cm時，（（d）圖所示），韌窩要比熱輸入為9kJ/cm（（a）所示）時的大，但熱輸入增加到15kJ/cm（（f）所示）時，韌窩的數(shù)量在大量的增加。由接頭焊縫與熱影響區(qū)的沖擊分析可知，在不同的焊接工藝下焊接接頭的韌性都比較好，斷裂都是以韌性斷裂為主，但是隨著熱輸入的增加，斷口中的韌窩區(qū)域明顯增加，接頭的韌性在不斷的提高，這與沖擊值的變化是對應(yīng)的；此外，在同一熱輸入下，熱影響區(qū)的韌性要高于焊縫。表層中部根部(a) 不同熱輸入焊縫縱向硬度分布曲線母材焊縫HAZ(b) 三種熱輸入焊縫表層硬度分布曲線焊縫母材HAZ (c) E=9KJ/cm焊縫中部硬度分布曲線HAZ焊縫母材(d) E=9KJ/cm焊縫根部硬度分布曲線 接頭的硬度分布曲線(a)圖為線能量為9KJ/cm和15KJ/cm時的焊縫縱向硬度分布圖，對于同種線能量，硬度在不同位置呈波浪變化，這是因為本次研究采用多層多道焊接，前一道焊對后一道焊起到預(yù)熱的作用，而后道一焊對前道焊道會產(chǎn)生熱處理的作用。對于不同的線能量，從圖（a）可知E=15KJ/cm的硬度曲線都分布在E=9KJ/cm的上方，這就說明在焊縫同一位置，線能量越大變大，硬度也越大。熱輸入越大，焊接峰值溫度也較大，強化相會較多的融入焊縫組織，從而使硬度增大