大線能量焊接用EH420海工鋼生產(chǎn)工藝及焊接性能

劉洪波，李建新，吝章國，李玉謙，田志強(qiáng)，杜琦銘，梅東貴，劉 崇，劉占禮，馬浩冉

1) 河鋼集團(tuán)鋼研總院，石家莊 050000 2) 河鋼股份有限公司，石家莊 050000 3) 河鋼股份有限公司邯鄲分公司，邯鄲 056000

隨著海洋平臺(tái)和船舶等制造業(yè)的發(fā)展，對(duì)相應(yīng)鋼鐵材料的綜合性能提出了更高的要求[1].在現(xiàn)代海洋工程和船舶的建造過程中，焊接是一項(xiàng)重要工序，焊接工作量約占30%～40%[2].因此，提高焊接效率，降低制造成本，開發(fā)可適應(yīng)大線能量焊接的海洋工程用鋼成為必然.但是，隨著焊接輸入線能量的提高，焊接熱影響區(qū)（HAZ）的峰值溫度會(huì)隨之增加，勢(shì)必會(huì)造成鋼材在高溫時(shí)間停留時(shí)間延長(zhǎng)，造成HAZ奧氏體晶粒顯著粗化，使其韌性嚴(yán)重惡化[3-5].

20世紀(jì)90 年代，Takamura 和Mizoguchi[6-7]、Sawai等[8]和Ogibayashi等[9]針對(duì)以上現(xiàn)象提出了“氧化物冶金”的概念，即利用特定細(xì)小的夾雜物能夠誘發(fā)針狀鐵素體的特性，從而細(xì)化HAZ粗晶區(qū)組織和晶粒，改善焊縫和HAZ的強(qiáng)度和韌性.基于氧化物冶金技術(shù)，日本新日鐵公司開發(fā)了HTUFF技術(shù)[10]，該技術(shù)是利用Ti-Mg-Ca元素與鋼中氧形成的氧化物和凝固過程析出的硫化物，這些細(xì)小夾雜物彌散分布在鋼中具有抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大的作用，可以顯著釘扎奧氏體晶界移動(dòng)，促進(jìn)針狀鐵素體析出[11]，使焊接線能量提高至500 kJ·cm-1以上[12].日本JFE公司提出JFE EMEL技術(shù)[13]，通過合理的成分設(shè)計(jì)和快速冷卻技術(shù)改善熱軋板基體組織性能，通過控制鋼中合理的Ti/N比形成TiN粒子釘扎晶界，抑制奧氏體晶粒粗化長(zhǎng)大[14]，開發(fā)的80 mm的EH40鋼板適用焊接線能量達(dá)到680 kJ·cm-1[15].日本神戶制鋼[16]提出采用更低的碳含量來減少M(fèi)-A組元，進(jìn)行了平衡的最佳化及合金成分設(shè)計(jì)，促進(jìn)Ti的擴(kuò)散，形成了KST技術(shù)，有效地改善了鋼板HAZ的低溫韌性.

國內(nèi)眾多研究院所對(duì)大線能量焊接用鋼及相關(guān)技術(shù)開發(fā)進(jìn)行了深入地研究，武漢科技大學(xué)鄭萬等[17]研究了Ti-Mg復(fù)合脫氧對(duì)鋼中夾雜物的影響，發(fā)現(xiàn)相比于Ti脫氧，Mg的脫氧能力較強(qiáng)，脫氧產(chǎn)物與鋼的界面能較低，形核臨界尺寸小，形核數(shù)量多，形成的高熔點(diǎn)產(chǎn)物有效地控制了鋼中夾雜物的顆粒長(zhǎng)大與撞長(zhǎng)大的趨勢(shì)，在鋼中形成了大量的細(xì)小夾雜物.東北大學(xué)沈海軍等[18]通過對(duì)低碳鋼中超細(xì)夾雜物的研究，發(fā)現(xiàn)Ti-Mg復(fù)合脫氧鋼在保溫60 min的情況下，鋼中尺寸＜1 μm的小尺寸夾雜物數(shù)量仍然較多，數(shù)量約占75.2%.東北大學(xué)王丙興等[19]對(duì)比了Ti-Ca和Ti-Mg兩種復(fù)合脫氧工藝對(duì)EH36鋼焊接HAZ組織和性能的影響，研究表明兩種復(fù)合脫氧工藝均能在HAZ內(nèi)形成大量細(xì)小的針狀鐵素體，從而提高鋼板的低溫沖擊韌性.北京科技大學(xué)鄧小旋等[20]研究了Ti-Al復(fù)合脫氧鋼中夾雜物對(duì)針狀鐵素體形核機(jī)制的影響，發(fā)現(xiàn)鋼中的Al元素含量需要維持在較低水平、Ti元素含量保持在中等水平可以促進(jìn)針狀鐵素體析出.此外，近些年來，包括河鋼舞鋼[21]、寶鋼[22]、南鋼[23]和沙鋼[24]等在內(nèi)的國內(nèi)鋼鐵企業(yè)也越來越重視大線能量焊接用系列鋼種的研發(fā)，河鋼舞鋼開發(fā)的EH36-W100級(jí)大線能量焊接用船板鋼應(yīng)用于全球首艘44500噸載重極地凝析油船[21].寶鋼開發(fā)了利用強(qiáng)脫氧劑改善焊接熱影響區(qū)韌性（ETISD）的技術(shù)，研發(fā)出了68 mm厚度規(guī)格的EH40鋼板，在400 kJ·cm-1線能量條件下焊接后，其焊接熱影響區(qū)的-20 ℃沖擊功值保持在200 J以上[22].南鋼[23]和沙鋼[24]均有EH36-W200級(jí)大線能量焊接用鋼成功試制的報(bào)道.

綜上所述，經(jīng)過數(shù)十年的發(fā)展，大線能量焊接用鋼的開發(fā)取得了一定的進(jìn)展，但根據(jù)現(xiàn)有資料來看，國內(nèi)更高強(qiáng)度和更低服役溫度的大線能量焊接用鋼板的工業(yè)化生產(chǎn)鮮有報(bào)道，相關(guān)工藝控制技術(shù)還不成熟.經(jīng)過多次試制，河鋼集團(tuán)有限公司（以下簡(jiǎn)稱“河鋼”）利用鋼液中形成TiOx-MgO-CaO細(xì)小夾雜物改善焊接粗晶熱影響區(qū)韌性（ITFFP）的技術(shù)，研發(fā)出大線能量焊接用EH420海工鋼.本文采用Gleeble-3800型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)試制鋼進(jìn)行了200 kJ·cm-1條件下焊接熱模擬試驗(yàn)，并利用氣電立焊設(shè)備對(duì)30 mm和60 mm厚度規(guī)格試制鋼板進(jìn)行了實(shí)焊試驗(yàn).在此基礎(chǔ)上，對(duì)試制鋼中夾雜物、組織和沖擊性能及其作用關(guān)系進(jìn)行了研究.

1 試驗(yàn)材料及方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料取自河鋼邯鋼，大線能量焊接用EH420海工鋼基本生產(chǎn)工藝流程為鐵水預(yù)脫硫→轉(zhuǎn)爐→轉(zhuǎn)爐爐后硅錳預(yù)脫氧→LF精煉→RH精煉→連鑄→控軋控冷（TMCP），工藝控制要點(diǎn)如下：

（1）鐵水預(yù)脫硫：鐵水硫的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低至＜0.005%，降低精煉脫硫負(fù)荷；

（2）轉(zhuǎn)爐：采用頂?shù)讖?fù)吹煉鋼法，將鋼中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低至＜0.05%，磷的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低至＜0.01%，采用滑板擋渣技術(shù)，減少鋼水回磷；

（3）轉(zhuǎn)爐爐后Si-Mn預(yù)脫氧：轉(zhuǎn)爐出鋼過程中隨著鋼流加入硅鐵和錳鐵進(jìn)行預(yù)脫氧處理，將鋼液中氧的質(zhì)量分?jǐn)?shù)降低至＜1×10-4；

（4）LF精煉：鋼包入站后喂入Fe-Ti-Mg質(zhì)特種合金包芯線，同時(shí)添加鈦鐵，在吊包之前喂入鈣線，采用鈦、鈣和鎂復(fù)合脫氧的方式使氧化物在鋼中呈彌散分布；

（5）RH精煉：RH精煉站配備了底吹氬、喂線及檢測(cè)裝置，有利于實(shí)現(xiàn)鋼中夾雜物的有效控制；

（6）連鑄：全程采用保護(hù)澆鑄，連續(xù)彎曲、矯直和多支點(diǎn)密排輥技術(shù)，另外，具有鑄坯凝固液芯動(dòng)態(tài)輕壓下技術(shù)，可明顯改善鑄坯疏松、縮孔和偏析等缺陷；

（7）TMCP：河鋼邯鋼中板產(chǎn)線配備了步進(jìn)式加熱爐、AGC厚度自動(dòng)控制、控軋技術(shù)、加速冷卻系統(tǒng)和超聲波探傷等技術(shù)，通過調(diào)整不同階段壓下率，充分發(fā)揮鋼板在再結(jié)晶區(qū)和未再結(jié)晶區(qū)組織均勻細(xì)化作用，另外，通過對(duì)開冷溫度、終冷溫度和輥速的調(diào)整，促進(jìn)鋼中細(xì)晶鐵素體的組織轉(zhuǎn)變.

試制生產(chǎn)的30 mm（H30試制鋼）和60 mm（H60試制鋼）厚度規(guī)格的大線能量焊接用EH420海洋工程用鋼成分如表1所示.

1.2 試驗(yàn)方法

（1）焊接熱模擬試驗(yàn).

在H30和H60試制鋼板表皮下2 mm處取11 mm×11 mm×71 mm焊接熱模擬試樣，利用Gleeble-3800熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行2爐試制鋼HAZ熱模擬試驗(yàn).模擬HAZ具體的參數(shù)設(shè)置如下：采用Rykalin-2D模型，模擬板厚分別為30 mm和60 mm，加熱速率為 100 ℃·s-1，峰值溫度為 1400 ℃，比熱容為1 J·g-1·℃-1，導(dǎo)熱率為 0.5 J·cm-1·s-1·℃-1，模擬焊接線能量為 200 kJ·cm-1.

（2）氣電立焊試驗(yàn).

利用氣電立焊設(shè)備對(duì)試制鋼進(jìn)行了實(shí)焊試驗(yàn)，試制鋼的尺寸為 50 mm×250 mm×（30、60）mm，焊前無預(yù)熱，焊后無熱處理，氣電立焊具體焊接參數(shù)設(shè)置如表2所示.其中，H30和H60試制鋼設(shè)置的焊接線能量分別為 247 kJ·cm-1和 224 kJ·cm-1.

（3）組織觀察及性能測(cè)試.

首先，在垂直于鋼板軋制方向取樣，利用MTS 2000KN電液伺服萬能試驗(yàn)機(jī)對(duì)H30和H60試制鋼熱軋鋼板進(jìn)行全厚度板拉伸性能測(cè)試，使用體積分?jǐn)?shù)4%硝酸酒精腐蝕出基體組織并使用Zeiss光學(xué)顯微鏡進(jìn)行組織觀察；另外，沿著鋼板軋制方向取樣，試樣經(jīng)過焊接熱模擬后，以焊點(diǎn)為中心得到HAZ，再將試樣加工成為10 mm×10 mm×55 mm標(biāo)準(zhǔn)沖擊試樣，焊點(diǎn)處開V型缺口，隨后利用450 J擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)試-40 ℃條件下HAZ沖擊韌性，同時(shí)采用Zeiss Ultra 55型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡觀察HAZ中的夾雜物和組織之間的作用關(guān)系，并使用電鏡附帶的能譜儀對(duì)夾雜物進(jìn)行線、面掃描分析.

表1 試制鋼的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical compositions of tested steels%

表2 氣電立焊焊接參數(shù)Table 2 Parameters during the electrode-gas welding process

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 母材組織與性能

在圖1所示，鋼板熱軋態(tài)顯微組織圖中可以看出，H30和H60試制鋼組織以粒狀貝氏體（GB）為主，同時(shí)還有少量的針狀鐵素體（AF）以及塊狀鐵素體（PF）.另外，對(duì)軋制后試制鋼板垂直于軋制方向取全厚度板拉伸試驗(yàn)試樣，平行于軋制取-40 ℃沖擊試驗(yàn)試樣，試驗(yàn)結(jié)果如表3所示.從結(jié)果中可以看出，H30和H60試制鋼屈服強(qiáng)度分別為461 MPa和534 MPa，抗拉強(qiáng)度分別為570 MPa和628 MPa，延伸率分別為26%和24.5%，已經(jīng)滿足GB/T 712—2011規(guī)定的EH420級(jí)海洋工程用鋼國家標(biāo)準(zhǔn)要求.另外，H30和H60試制鋼基體在-40 ℃的縱向沖擊功均值分別為338 J和315 J，遠(yuǎn)超國家標(biāo)準(zhǔn)≥42 J的要求.

圖1 H30 和 H60 試制鋼熱軋態(tài)顯微組織（GB：粒狀貝氏體，PF：塊狀鐵素體，AF：針狀鐵素體）.（a）H30；（b）H60Fig.1 Microstructure of hot-rolled H30 and H60 tested steels (GB: granular bainite, PF: polygonal ferrite, AF: acicular ferrite): (a) H30; (b) H60

表3 試制鋼母材力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties at room temperature of tested steels

2.2 焊接熱模擬試驗(yàn)

2.2.1 焊接熱影響區(qū)沖擊性能

表4所示為試制鋼在200 kJ·cm-1線能量條件下，在-40 ℃下的夏比沖擊吸收功.從結(jié)果中可以看出，H30和H60試制鋼HAZ沖擊功各值并未出現(xiàn)顯著的差異，平均值分別為203 J和135 J，均高于國標(biāo)≥42 J的要求.

表4 試制鋼200 kJ·cm-1焊接熱模擬后HAZ低溫沖擊吸收功Table 4 Impact absorbed energy of the HAZ in tested steels after 200 kJ·cm-1 welding thermal simulation

2.2.2 焊接熱影響區(qū)組織和夾雜物

圖2顯示了H30和H60試制鋼在200 kJ·cm-1線能量條件下熱模擬后HAZ顯微組織.從圖2（a）中可以看出，采用ITFFP技術(shù)后的H30試制鋼HAZ中出現(xiàn)了大量的AF，同時(shí)還伴有少量的晶界鐵素體（GBF）.Lee和Pan[25]研究稱，在一定范圍內(nèi)AF的形核潛能會(huì)隨著晶粒尺寸的增加而增大.王超[26]研究結(jié)果表明，由于HAZ高溫停留時(shí)間較長(zhǎng)，奧氏體晶粒尺寸顯著增加，晶內(nèi)形核位置增加，有利于AF的形成，AF析出能切割晶粒使HAZ區(qū)域的晶粒變得更加細(xì)小.另外，AF是一種具有大角度晶界、高位錯(cuò)密度板條狀的中溫轉(zhuǎn)變組織，該組織具有較高的取向差，可以有效阻礙脆性斷裂裂紋的擴(kuò)展，并同時(shí)提高沖擊韌性[27-29].因此，AF的生成會(huì)使H30試制鋼表現(xiàn)出更高的韌性.

圖2 H30 和 H60 試制鋼 HAZ 顯微組織（AF：針狀鐵素體，GBF：晶界鐵素體，F(xiàn)SP：側(cè)板條鐵素體）.（a）H30；（b）H60Fig.2 Microstructure of the HAZ in H30 and H60 tested steels (AF: acicular ferrite, GBF: grain boundary ferrite, FSP: ferrite side plate): (a) H30;(b) H60

同樣的，在圖2（b）所示的H60試制鋼HAZ顯微組織中出現(xiàn)了大量的AF，伴有少量的GBF和側(cè)板條鐵素體（FSP）.在熱模擬過程中，在相同線能量輸入下，試樣從800 ℃降低至500 ℃所需時(shí)間（t8/5時(shí)間）會(huì)隨著模擬鋼板厚度的增加而顯著降低，即H60試制鋼在該溫度區(qū)間的冷卻速率更大，較高的冷卻速率會(huì)在晶界上產(chǎn)生較高的激活能，優(yōu)先促進(jìn)GBF和FSP的形成，這與李遠(yuǎn)遠(yuǎn)等[30]的研究結(jié)果是一致的.

圖3顯示為H30試制鋼HAZ中夾雜物與顯微組織關(guān)系圖.在圖3（a）、（b）中可以明顯看出，H30試制鋼HAZ析出夾雜物P1和P2誘導(dǎo)析出大量的針狀鐵素體（AF）組織.從圖3（c）、（d）所示P1和P2夾雜物的線掃描和面掃描結(jié)果上來看，P1為CaO-Al2O3-TiOx-MnS夾雜，P2為CaO-MgOAl2O3-TiOx-MnS夾雜.兩類夾雜物的共同特點(diǎn)是CaO-(MgO)-Al2O3-TiOx夾雜為核心，MnS在夾雜在其表面附著析出.舒瑋等[31]采用Auger電子能譜測(cè)定了焊接熱影響區(qū)中TiOx-MnS類夾雜物的Mn元素分布圖，發(fā)現(xiàn)外圍包裹的MnS區(qū)域內(nèi)Mn含量最高，進(jìn)入核心TiOx區(qū)域后，Mn含量急劇下降.Shim等[32]和Mabuchi等[33]研究稱當(dāng)奧氏體中Mn含量較低時(shí)，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體的轉(zhuǎn)變溫度相應(yīng)升高，相變驅(qū)動(dòng)力增加.Zhuo等[34]研究發(fā)現(xiàn)TiOx-MnS型復(fù)合夾雜物在高溫下依然能夠保持穩(wěn)定，經(jīng)過焊接熱循環(huán)后，該類夾雜物并未發(fā)生溶解，可以在相變過程中誘導(dǎo)析出針狀鐵素體.在本研究中，H30試制鋼HAZ中形成的CaO(-MgO)-Al2O3-TiOx-MnS夾雜物在HAZ可以有效地誘導(dǎo)析出針狀鐵素體析出，顯著提高鋼材的沖擊韌性.

2.3 氣電立焊試驗(yàn)

將H30和H60試制鋼板在氣電立焊試驗(yàn)后進(jìn)行-40 ℃沖擊性能檢測(cè)，取樣位置分別為焊縫（WM）、熔合線（FL）、熔合線+1 mm（FL+1）、熔合線+2 mm（FL+2）、熔合線+5 mm（FL+5）和熔合線+7 mm（FL+7），其中，F(xiàn)L 和 FL+1～FL+7等位置均屬于焊接接頭熱影響區(qū).

H30試制鋼焊接接頭表面和根部各個(gè)位置在-40 ℃下沖擊吸收功檢測(cè)結(jié)果如圖4所示.在圖中可以看出，H30表面WM處的-40 ℃沖擊吸收功值在70～88 J之間，平均值為78 J；焊接接頭表面熱影響區(qū)各位置處的沖擊吸收功平均值均在137 J以上；H30根部WM處的沖擊吸收功值在58～82 J之間，平均值為74 J，焊接接頭根部熱影響區(qū)各位置處的沖擊吸收功平均值均在115 J以上.圖5為H60試制鋼焊接接頭表面和根部各個(gè)位置在-40 ℃下沖擊吸收功檢測(cè)結(jié)果，H60表面處的-40 ℃沖擊吸收功值在91～133 J之間，平均值為108 J；焊接接頭表面熱影響區(qū)各位置處的沖擊吸收功平均值都在181 J以上；H60根部WM處的沖擊吸收功值在50～122 J之間，平均值為91 J，焊接接頭根部熱影響區(qū)各位置處的平均值均在75 J以上.以上結(jié)果表明，H30和H60試制鋼焊接接頭表面和根部的焊縫和焊接熱影響區(qū)有著優(yōu)良的沖擊性能.

3 結(jié)論

（1）河鋼針對(duì)冶煉、軋制流程進(jìn)行了優(yōu)化改進(jìn)，采用ITFFP技術(shù)成功試制生產(chǎn)出大線能量焊接用鋼，30 mm和60 mm厚度規(guī)格試制鋼基體力學(xué)性能均滿足EH420海洋工程國家標(biāo)準(zhǔn)要求.

（2）在經(jīng)過 200 kJ·cm-1焊接熱模擬后，試制鋼HAZ顯微組織中出現(xiàn)了大量的AF，同時(shí)還伴有少量的GBF和FSP，鋼中形成的CaO(-MgO)-Al2O3-TiOx-MnS夾雜物在HAZ可以有效地誘導(dǎo)析出針狀鐵素體析出，顯著提高鋼材的沖擊韌性.

圖3 H30試制鋼 HAZ 顯微組織和夾雜物關(guān)系（CAT：CaO-Al2O3-TiOx-MnS 夾雜物，CMAT：CaO-MgO-Al2O3-TiOx-MnS 夾雜物）.（a）H30試制鋼HAZ顯微組織；（b）H30試制鋼HAZ顯微組織示意圖；（c）P1夾雜物線掃描分析結(jié)果；（d）P2夾雜物面掃描分析結(jié)果Fig.3 Relationships between the microstructures and inclusions of the HAZ in H30 tested steel (CAT: CaO-Al2O3-TiOx-MnS complex inclusions,CMAT：CaO-MgO-Al2O3-TiOx-MnS complex inclusion): (a) microstructure of the HAZ in H30 tested steel; (b) schematic diagram of the microstructure of the HAZ in H30 tested steel; (c) line scanning of P1 inclusion; (d) mapping scanning of P2 inclusion

圖4 H30試制鋼焊接接頭表面和根部各位置沖擊吸收功值.（a）H30試制鋼焊縫表面；（b）H30試制鋼焊縫根部Fig.4 Absorbed impact energy of the surface of a welded joint in H30 tested steel: (a) weld surface of H30 tested steel; (b) weld root of H30 tested steel

圖5 H60試制鋼焊接接頭表面和根部各位置沖擊吸收功值.（a）H60試制鋼焊縫表面；（b）H60試制鋼焊縫根部Fig.5 Absorbed impact energy of the surface of a welded joint in H60 tested steel: (a) weld surface of H60 tested steel; (b) weld root of H60 tested steel

（3）在經(jīng)過 247 kJ·cm-1和 224 kJ·cm-1氣電立焊實(shí)焊后，30 mm厚度規(guī)格試制鋼焊接接頭焊縫處在-40 ℃時(shí)沖擊吸收功平均值≥74 J，焊接熱影響區(qū)≥115 J，60 mm厚度規(guī)格試制鋼焊接接頭表面和根部焊縫處-40 ℃沖擊吸收功值≥91 J，焊接熱影響區(qū)≥75 J，焊接接頭的沖擊性能遠(yuǎn)高于國家標(biāo)準(zhǔn)值42 J.