齊祥羽，嚴 玲，張 鵬，王曉航，杜林秀

(1.海洋裝備用金屬材料及其應用國家重點實驗室，鞍山 114009;2.鞍鋼集團鋼鐵研究院，鞍山 114009;3.東北大學,軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點實驗室，沈陽 110819)

0 引 言

熱軋中錳鋼因具有強度高、塑性好和低溫沖擊韌性優(yōu)異等特點而受到越來越多的關(guān)注[1]。目前對中錳鋼的研究主要集中在軋制、熱處理工藝對組織和性能的影響，以及顯微組織與力學性能的對應關(guān)系方面[2-4]。中錳鋼在海洋平臺建造領(lǐng)域有著廣闊的應用前景，而海洋平臺是典型的超大焊接結(jié)構(gòu)。但是在焊接過程中，中錳鋼優(yōu)異的強韌性能會被具有加熱速率快、峰值溫度高、冷卻速率不均勻等特點的焊接熱循環(huán)所破壞[5]；同時中錳鋼的強度級別較高，且淬透性極強，焊后極易產(chǎn)生焊接冷裂紋[6]。

目前，評價高強鋼焊接冷裂紋敏感性的方法主要分兩類：一類是通過檢測鋼的淬硬性來表征其焊接冷裂紋敏感性，如碳當量Ceq法和最高硬度法；另一類是采用拘束焊接來檢測其抗焊接冷裂紋的能力，如插銷試驗、角開裂試驗和斜Y型坡口焊接裂紋試驗(小鐵研試驗)等[7]。由鋼材焊接性判據(jù)[8]可知：當Ceq小于0.4%時，鋼的淬硬傾向不明顯，焊接性好；當Ceq為0.4%～0.6%時，鋼的淬硬性增強，有產(chǎn)生冷裂紋的趨勢，焊前需要進行預熱；當Ceq大于0.6%時，鋼的淬硬性較強，易產(chǎn)生冷裂紋，焊前必須預熱，焊后應采取熱處理措施。當鋼中碳質(zhì)量分數(shù)在0.12%以內(nèi)時，日本焊接學會提出了一種更為準確判定鋼材焊接冷裂紋傾向的方法，即焊接冷裂紋敏感指數(shù)Pcm法[9]；當Pcm不大于0.25%時，鋼材的焊接性好，產(chǎn)生焊接冷裂紋的傾向小，焊前不需要預熱[10]。

中錳鋼中錳元素含量較高，其質(zhì)量分數(shù)為3%～10%，導致其Ceq和Pcm偏高，Ceq大于1%，Pcm大于0.3%，接頭中產(chǎn)生冷裂紋的傾向嚴重，因此在焊接中錳鋼時，需配合焊前預熱和焊后熱處理工藝。中錳鋼鋼板廣泛應用于建造海洋平臺半圓板、樁腿和齒條，因而其焊接性能的好壞直接決定著海洋平臺的使用壽命[11]。CO2氣體保護焊和焊條電弧焊是高強度海洋平臺用鋼最適合的焊接方式。目前，應用于海洋平臺建造領(lǐng)域的中錳鋼牌號有Q550ZM、Q620ZM和Q690ZM，而對中錳鋼焊接冷裂紋敏感性研究較少。因此，作者通過最高硬度試驗和斜Y型坡口焊接裂紋試驗評價了高強韌Q690ZM中錳鋼的焊接冷裂紋敏感性，為中錳鋼焊前預熱及焊后熱處理工藝的制定提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗用鋼為國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的30 mm厚Q690ZM中錳鋼板，室溫組織為逆轉(zhuǎn)變奧氏體+回火馬氏體的復合層狀組織[12]；焊絲為四川大西洋公司生產(chǎn)的低合金高強鋼實芯氣體保護焊焊絲，牌號為CHW-100GX ER110S-G，焊絲直徑為1.2 mm。試驗鋼和焊絲的化學成分及力學性能分別見表1和表2，其中試驗鋼的Ceq為1.06%，Pcm為0.35%，焊接冷裂傾向嚴重。

表1 中錳鋼和焊絲的化學成分Table 1 Chemical composition of medium-Mn steel and welding wire %

表2 中錳鋼和焊絲的力學性能Table 2 Mechanical properties of medium-Mn steel and welding wire

按照GB/T 4675.5-1984進行最高硬度試驗，室溫下(20 ℃)焊接時，母材尺寸為200 mm×75 mm×20 mm，預熱溫度下(100,200 ℃)焊接時，母材尺寸為200 mm×150 mm×20 mm，長度方向均平行于軋制方向，制備得到的焊縫長度為(125±10)mm。焊接前去除試樣表面的水、油脂、鐵銹及氧化層，采用Quinto GLC403型半自動氣體保護焊焊機進行單道次焊接，保護氣體為80%(體積分數(shù)，下同)Ar+20%CO2，焊接工藝參數(shù)如表3所示，其中1#，2#，3#試樣用于研究焊接熱輸入對中錳鋼焊接熱影響區(qū)最高硬度的影響，2#，4#，5#試樣用于研究預熱溫度對中錳鋼焊接熱影響區(qū)最高硬度的影響。焊后在空氣中靜置12 h，采用線切割方法垂直切割焊縫中部，然后在此截面上切取最高硬度試樣，試樣經(jīng)研磨、拋光，用體積分數(shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，采用光學顯微鏡觀察低倍組織；在既切于熔合線底部切點O，又平行于軋制面的直線上，采用FM-700型硬度計測定切點O及左右兩側(cè)各7個點的維氏硬度，測試間距為0.5 mm，載荷為0.5 N，保載時間為10 s。

表3 中錳鋼最高硬度試驗工藝參數(shù)Table 3 Parameters of maximum hardness test for medium-Mn steel

斜Y型坡口焊接裂紋試驗通過在鋼板兩側(cè)焊接全熔透焊縫，對焊縫施加拘束，以評價焊接接頭在規(guī)定條件下的冷裂紋敏感性。按照CB/T 4364—2013制備斜Y型坡口試樣，采用機械切削的方法加工試樣坡口，焊前去除試樣表面的水、油脂、鐵銹及氧化層，試樣裝配形式如圖1所示，在試驗焊縫部位插入2 mm厚的薄鐵片，以保證焊縫的間隙。采用Quinto GLC403型半自動氣體保護焊焊機進行焊接，保護氣體為80%Ar+20%CO2。拘束焊縫為雙面焊縫，為防止變形和未焊透缺陷，先焊正面第一層焊縫，后焊背面第一層焊縫，再焊正面第二層焊縫，如此交替焊接，直至將拘束焊縫填滿。拘束焊縫的焊接電流為250 A，焊接電壓為30 V，焊接速度為30 cm·min-1，焊接熱輸入為15 kJ·cm-1。中間的試驗焊縫采用平焊位置單道焊，焊前需打磨掉焊接拘束焊縫時的飛濺物，要求試驗焊縫與拘束焊縫兩端不相連，且弧坑處應填滿；試驗焊縫的具體焊接工藝參數(shù)如表4所示，其中試樣A，B，C用于研究焊接熱輸入對中錳鋼焊接冷裂紋的影響，試樣B，D，E，F(xiàn)用于研究預熱溫度對中錳鋼焊接冷裂紋的影響。

圖1 斜Y型坡口焊接冷裂紋試樣裝配示意Fig.1 Diagram of assembly of Y-groove welding cold cracking sample

表4 中錳鋼斜Y型坡口焊接冷裂紋試驗工藝參數(shù)Table 4 Parameters of welding cold cracking test of medium-Mn steel with Y-groove

將焊接結(jié)束后的試樣靜置在空氣中自然冷卻48 h后，采用精度不小于0.02 mm的游標卡尺測量試驗焊縫的表面裂紋長度，表面裂紋率的計算公式為

(1)

式中：Cf為表面裂紋率，%；∑lf為表面裂紋長度之和，mm；L為試驗焊縫長度，mm。

采用線切割方法切除拘束焊縫后，在試驗焊縫中間部位切取試樣，取樣過程中應避免大的振動，以免引起裂紋擴展。試樣經(jīng)研磨、拋光后，采用精度不小于0.02 mm的游標卡尺測量試驗焊縫的斷面裂紋長度，斷面裂紋率的計算公式為

(2)

式中：Cs為斷面裂紋率，%；Hc為斷面裂紋的高度，mm；H為試驗焊縫的最小厚度，mm。

按照GB/T 4364—2013將試樣著色后彎斷，采用精度不小于0.02 mm的游標卡尺測量試驗焊縫根部裂紋長度，根部裂紋率的計算公式為

(3)

式中：Cr為根部裂紋率，%；∑lr為根部裂紋長度之和，mm。

采用線切割法在斜Y型坡口試驗焊縫處切取金相試樣，經(jīng)研磨、拋光，用體積分數(shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕后，采用光學顯微鏡觀察截面顯微組織及冷裂紋微觀形貌。在室溫下采用體積分數(shù)為12.5%的高氯酸酒精溶液對試驗焊縫熔合線處進行電解拋光，采用帶有電子背散射系統(tǒng)(EBSD)的Zeiss Ultra 55型掃描電子顯微鏡(SEM)分析熔合線附近顯微組織的晶體取向特征和晶界分布，并用Flamenco和HKL-Channel 5軟件對EBSD圖像進行分析處理。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 基于最高硬度試驗的焊接冷裂紋敏感性

由圖2可以看出：焊前不預熱條件下，隨著焊接熱輸入的增加(1#,2#,3#試樣)，焊縫寬度和余高均逐漸增大，但是提高預熱溫度(2#,4#,5#試樣)對焊縫成形無影響；2#試樣組織中黑色區(qū)域為焊縫，焊縫處的顯微組織為針狀鐵素體，緊鄰熔合線的粗晶熱影響區(qū)的顯微組織為粗大的板條馬氏體，遠離熔合線的細晶熱影響區(qū)的顯微組織為細小的板條馬氏體。

圖2 最高硬度試驗制備得到焊縫的宏觀形貌及2#試樣的顯微組織Fig.2 Macromorphology of welds (a)and microstructure of 2# sample (b)prepared in maximum hardness test

由圖3可知:在焊前不預熱的條件下，中錳鋼焊接熱影響區(qū)的顯微硬度隨著焊接熱輸入的增加而略微降低，這是因為隨著焊接熱輸入的增加，輸出到鋼板上的熱量增大，焊后冷卻速率降低，導致熱影響區(qū)出現(xiàn)輕微軟化現(xiàn)象；不同焊接熱輸入下焊接熱影響區(qū)最高硬度均出現(xiàn)在距熔合線底部切點左側(cè)3 mm處的細晶熱影響區(qū)，這是因為細晶熱影響區(qū)組織中的馬氏體板條尺寸小，位錯密度高，所以具有較高的硬度[13]。當焊接熱輸入為15 kJ·cm-1時，焊接熱影響區(qū)的顯微硬度隨著預熱溫度的升高而略微降低。隨著預熱溫度的升高，在焊后空冷的過程中，焊接熱影響區(qū)的冷卻速率降低，焊接后熔池溫度由800 ℃降低到500 ℃的時間t8/5增大，原奧氏體晶粒粗大，淬硬傾向降低，導致焊接熱影響區(qū)硬度降低。

圖3 最高硬度試驗制備各試樣焊接熱影響區(qū)的硬度分布曲線Fig.3 Hardness distribution curves of welding heat affected zone of each sample prepared in maximum hardness test

根據(jù)國際焊接學會及中國船級社對焊接熱影響區(qū)最高硬度的規(guī)定，對于690 MPa級高強鋼，焊接熱影響區(qū)允許的最高硬度為420 HV。當焊接熱影響區(qū)的最高硬度超過420 HV時，即認為焊接接頭具有冷裂傾向。無論是增大焊接熱輸入還是升高預熱溫度，Q690ZM中錳鋼焊接熱影響區(qū)的硬度均小幅度降低，最高硬度均高于420 HV。因此，在焊接中錳鋼時，除了要選擇合適的焊接工藝參數(shù)及焊前預熱溫度，還應進行相應的焊后熱處理，避免冷裂紋的產(chǎn)生。

2.2 基于斜Y型坡口焊接裂紋試驗的焊接冷裂紋敏感性

由表5可知，在焊前不預熱條件下，當焊接熱輸入由10 kJ·cm-1增加到20 kJ·cm-1時，焊縫表面裂紋率、斷面裂紋率和根部裂紋率降低。隨著焊接熱輸入的增加，焊縫金屬的冷卻速率減小，高溫停留時間延長，焊接冷裂傾向降低；但在不預熱條件下，不同焊接熱輸入下焊縫表面裂紋率、斷面裂紋率和根部裂紋率均較大，且隨著焊接熱輸入的增加，裂紋率的降低幅度均較小，冷裂傾向嚴重。在焊接熱輸入為15 kJ·cm-1條件下，當焊前預熱溫度為100 ℃時，焊縫表面未發(fā)現(xiàn)裂紋，斷面裂紋率為62.29%，根部裂紋率為4.67%；當預熱溫度升高至150，200 ℃時，無表面裂紋和根部裂紋，斷面裂紋率降低。由于斜Y型坡口焊接裂紋試驗的拘束度較大，焊后極易產(chǎn)生冷裂紋，因此通常認為當焊縫斷面裂紋率小于20.00%且無根部和表面裂紋時，焊接工藝參數(shù)合理。在焊接中錳鋼時，為了避免焊接冷裂紋的產(chǎn)生，除了應選擇合適的焊接工藝參數(shù)，焊前必須進行預熱，且預熱溫度為150～200 ℃。

表5 中錳鋼斜Y坡口焊接冷裂紋試驗結(jié)果Table 5 Welding cold cracking test results of medium-Mn steel with Y-groove

由圖4可知：不同試樣焊縫截面裂紋均從根部萌生；試樣B焊縫根部冷裂紋沿緊鄰熔合線的粗晶熱影響區(qū)向焊縫內(nèi)部擴展。焊縫根部的拘束應力最大，在焊接過程中粗晶熱影響區(qū)的峰值溫度高，原奧氏體晶粒長大嚴重，相變后的組織異常粗大，因而粗晶熱影響區(qū)成為整個焊接接頭性能最薄弱的環(huán)節(jié)。

圖4 斜Y型坡口焊接冷裂紋試驗制備各試樣焊縫的宏觀截面形貌以及試樣B焊縫根部冷裂紋微觀形貌Fig.4 Macroscopic section morphology of weld of each sample (a)and cold crack micromorphology at weld root of sample B (b)prepared by Y-groove welding cold cracking test

由圖5可以看出，熔合區(qū)(熔合線處母材與焊縫過渡區(qū))包含板條馬氏體、多邊形鐵素體和針狀鐵素體等組織。熔合區(qū)的溫度高，接近熔點溫度，部分熔化的母材在焊后冷卻過程中形成粗大的板條馬氏體，而熔化的焊縫金屬除了形成少量的先共析多邊形鐵素體，主要形成大量的針狀鐵素體。熔合區(qū)的組織均勻性極差，性能不穩(wěn)定，極易成為焊接接頭力學性能的薄弱環(huán)節(jié)。

圖5 試樣B焊接熔合線處的顯微組織Fig.5 Microstructure near welding fusion line of sample B:(a)OM morphology and (b)SEM morphology

由圖6可知：焊縫中針狀鐵素體晶粒尺寸較小，相鄰針狀鐵素體板條之間具有不同的晶體學取向；在粗晶熱影響區(qū)顯微組織中，原奧氏體晶粒內(nèi)包含多個馬氏體板條束，每個板條束內(nèi)馬氏體板條相互平行；焊縫組織中針狀鐵素體和多邊形鐵素體晶界均以大角度晶界為主，大角度晶界密度大，多邊形鐵素體直徑為1～3 μm，針狀鐵素體長3～8 μm，寬1～3 μm；粗晶熱影響區(qū)中馬氏體板條束或板條塊內(nèi)部相互平行的馬氏體板條晶界為高比例的小角度晶界。

在體心立方晶體結(jié)構(gòu)材料中，微裂紋主要沿解理面({001}或{110}密排面)進行擴展[14]。當相鄰晶粒的晶體學取向發(fā)生變化時，裂紋的擴展路徑也隨之改變[7]。因此，解理裂紋的擴展速率主要取決于解理面之間的晶界取向差[14]。此外，大角度晶界可有效改變裂紋的擴展方向，從而降低裂紋的擴展速率，而小角度晶界對裂紋擴展的阻礙作用有限[15]。粗晶熱影響區(qū)的晶體學取向差小，大角度晶界密度低，抵抗解理裂紋擴展的能力弱。因此，中錳鋼焊接冷裂紋萌生后易沿著緊鄰熔合線的粗晶熱影響區(qū)擴展。

3 結(jié) 論

(1)當焊接熱輸入由10 kJ·cm-1增加至20 kJ·cm-1或預熱溫度由20 ℃升高至200 ℃時，Q690ZM中錳鋼焊接熱影響區(qū)的顯微硬度均略微降低，最高硬度均高于430 HV，焊接冷裂傾向嚴重。

(2)當焊接熱輸入為15 kJ·cm-1，預熱溫度由100 ℃升高至200 ℃時，斜Y型坡口焊接裂紋試驗焊縫的表面裂紋和根部裂紋逐漸消失，斷面裂紋率降低至9.09%。

(3)粗晶熱影響區(qū)的顯微組織為粗大的板條馬氏體，晶體學取向差小，大角度晶界密度低，抵抗解理裂紋擴展的能力弱；焊接冷裂紋萌生后沿緊鄰熔合線的粗晶熱影響區(qū)擴展。中錳鋼焊前必須進行150～200 ℃的預熱，并進行相應的焊后熱處理，以防止焊接冷裂紋產(chǎn)生。