SG90T-9C高強韌性渣氣聯(lián)保藥芯焊材的研發(fā)

張 楠,田志凌,張書彥,張飛虎

(1.鋼鐵研究總院焊接研究所,北京 100081；2.東莞材料基因高等理工研究院,東莞 523808；3.首鋼技術(shù)研究院,北京 100041)

0 引 言

2016年發(fā)布的GB/T 1589-2016標準將六軸商用車總質(zhì)量上限從55 t降至49 t，由此帶動了輕量化商用車的發(fā)展。商用車梁架是一種典型的焊接結(jié)構(gòu)，在服役過程中承受著載貨負荷、路面隨機載荷、制動及轉(zhuǎn)向等附加應力作用。輕量化發(fā)展導致的車架用Q960E高強鋼厚度的減小對梁架焊接接頭結(jié)構(gòu)剛度[1]、成形性[2]、焊接性能[3-4]、斷裂韌性[5-6]、抗疲勞性能[7-9]等提出了苛刻的要求。目前，梁架的焊接多采用埋弧自動焊，焊材匹配H08Mn2SiA焊絲與酸性HJ431焊劑。酸性HJ431焊劑替代高氟鈣型SJ101堿性焊劑，能保證良好的焊接工藝性，并兼顧低廉的焊材成本，但也帶來以下問題：一是在追求生產(chǎn)效率而提高焊接速度的條件下，H08Mn2SiA焊絲與酸性HJ431焊劑的匹配會增大焊接氣孔發(fā)生率；二是HJ431焊劑會導致熔池中過渡較多的Mn-Si合金[10]，使接頭強度偏高；三是焊縫金屬韌性儲備不足，成為影響梁架服役壽命的主要問題?；谝陨蠁栴}，作者開發(fā)了一種SG90T-9C渣氣聯(lián)保藥芯焊絲，通過渣氣聯(lián)保方式提高高速焊下的熔池保護能力，通過藥粉靈活實現(xiàn)合金過渡，改善焊縫金屬的韌性，提高焊接梁架的疲勞壽命。

1 試樣制備與試驗方法

所研SG90T-9C焊絲為金紅石型(TiO2-ZrO2-SiO2-MnO渣系)渣氣聯(lián)保藥芯焊絲，藥粉質(zhì)量填充率為13.2%。藥粉以Mn-Si-B體系為基礎(chǔ)，出于強度考慮，酌量添加鎳、鉬等合金元素；其配方中含有質(zhì)量分數(shù)35%的金紅石、質(zhì)量分數(shù)28%的鐵粉(粒徑小于100 μm)以及適量的脫渣劑(如Bi4Ti3O12等)、穩(wěn)弧-造氣劑(如K2CO3、Na2CO3、BaF2等)、純鎳粉(粒徑小于100 μm)和合金粉。錳、硅、硼、鉬元素分別通過50%Mn-Fe(質(zhì)量分數(shù)，下同)、70%Si-Fe、10%B-Fe、50%Mo-Fe合金粉的形式添加。在鎳、鉬、硼元素添加量不變的基礎(chǔ)上，改變錳和硅元素的添加量，試制6種成分的焊絲，其中：Z1焊絲原料配方不添加10%B-Fe合金粉(即不添加硼元素)，其他組分同Z2焊絲；Z2～Z6焊絲中鎳、鉬、硼元素添加量不變，錳、硅添加量依次增加。所有焊絲直徑均為1.6 mm。

按照GB/T 10045-1988進行焊接工藝性能試驗。試板及墊板材料選用16Mn鋼，板厚20 mm，坡口角度16°，坡口間隙12 mm，預留20°反變形。采用直流反接，預熱溫度75 ℃±5 ℃，多層多道焊的層間溫度控制在130 ℃±20 ℃，焊接電流280 A±10 A，電弧電壓29 V±1 V，焊絲伸出長度15～20 mm，平均焊接速度8.1 mm·s-1，焊接熱輸入約10 kJ·cm-1。改變焊接速度控制熱輸入在9～11 kJ·cm-1，以便開展焊接工藝性研究。采用日立OE750型直讀光譜儀測定熔敷金屬的化學成分；按照GB/T 2652-2008，采用CMT5504型電子萬能材料試驗機測試熔敷金屬的拉伸性能；按照GB/T 2650-2008，采用ZBC2000-DE型擺錘沖擊試驗機測試沖擊性能，取樣位置見圖2，沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，缺口深度2 mm；采用蔡司LSM800型共聚焦顯微鏡觀察熔敷金屬的顯微組織及沖擊斷口截面的二次裂紋形貌，金相試樣經(jīng)磨拋后，用質(zhì)量分數(shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕3～6 s；采用表面氧化淬火法(900 ℃保溫1 h，淬火)處理金相試樣，在蔡司LSM800型共聚焦顯微鏡上觀察奧氏體晶粒形貌。

圖1 沖擊試驗取樣位置Fig.1 Sampling position of impact test

選用首鋼生產(chǎn)的6.5 mm厚Q960E高強鋼板進行焊接適應性研究，化學成分見表1，屈服強度為980 MPa，抗拉強度為1 030 MPa，斷后伸長率為14.0%，-40 ℃下的平均沖擊功為43 J。采用NB350型焊機進行平板對接焊，鋼板開V型坡口，坡口角度60°，鈍邊為1 mm，間隙1.5 mm，先進行打底焊，焊接電流80～100 A，電壓14.5～15.5 V，再在熱輸入約10 kJ·cm-1下進行填充焊，焊接電流為280 A±10 A，電弧電壓為29 V±1 V。焊后對焊縫進行化學成分測定，拉伸和沖擊性能測試方法同前。選擇強韌性匹配最佳的焊絲，控制熱輸入在9，11，12 kJ·cm-1進行填充焊。在焊縫處截取金相試樣，經(jīng)磨拋，質(zhì)量分數(shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕3～6 s后，在蔡司LSM800型共聚焦顯微鏡下觀察顯微組織；用Lepera試劑腐蝕電鏡試樣后，采用S-3400N型掃描電鏡(SEM)觀察組織中馬氏體/奧氏體(M/A)的分布情況。

表1 Q960E鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of Q960E steel (mass) %

對不同牌號焊絲的綜合性能進行對比分析。焊接熱輸入為10 kJ·cm-1，熔敷金屬性能測試時試板材料為25 mm厚的16Mn鋼板，焊縫性能測試時的母材為SQ960E鋼，焊接材料分別為Z4號SG90T-9C焊絲、同級別國產(chǎn)渣氣聯(lián)保藥芯焊絲CHT91K2、同級別進口渣氣聯(lián)保藥芯焊絲ESAB91K2以及H08Mn2SiA焊絲/HJ431焊劑。H08Mn2SiA焊絲/HJ431焊劑采用埋弧焊，焊接電流450 A，焊接電壓31 V；ESAB91K2、CHT91K2和SG90T-9C焊絲采用氣體保護焊，焊接參數(shù)一致。采用ACD-1-M60型高速攝影機拍攝射流過渡的電弧形貌，其他測試方法同前。沿熔敷金屬焊道縱向截取疲勞試樣，按照GB/T 3075-2008,采用Landmark-810型電液伺服疲勞試驗機測試疲勞性能，應力比為-1，采用板狀疲勞試樣，工作段截面尺寸為5 mm×10 mm。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 焊接工藝性能

2.1.1 熔敷金屬的化學成分

由表2可以看出，隨著焊絲中錳、硅添加量的增加(即Z2～Z6)，熔敷金屬中鈦和硼的含量增加，二者呈正相關(guān)。在焊接熔池中，錳和硅是主要的脫氧元素，會與游離氧反應形成MnO2和SiO2，并且當含量較高時還會參與還原金紅石(TiO2)反應，使得熔池中的鈦含量增加。鈦與氮和碳的親和力較強，可反應形成TiN和TiC，減小固溶氮和碳對焊縫韌性的有害作用。固溶硼易與氮、碳反應生成BN和B4C。但是由于鈦與氮的親和力強于硼與氮的[11]，因此當熔池中鈦含量足夠多時，鈦優(yōu)先與氮反應而減少了自由氮含量，從而保護固溶硼，降低其與氮的反應傾向；此外，鈦的降碳作用也可以降低硼與碳的反應傾向。因此，隨著鈦含量的增加，硼含量也增加。

表2 熔敷金屬的主要化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 2 Main chemical composition of deposited metals (mass) %

2.1.2 熔敷金屬的顯微組織

由圖2可以看出：不同成分焊絲熔敷金屬均由先共析鐵素體(PF)、晶內(nèi)針狀鐵素體(AF)及少量粒狀貝氏體(LB)組成；Z1、Z2焊絲熔敷金屬的先共析鐵素體含量較高，而Z3、Z4焊絲熔敷金屬的先共析鐵素體含量降低，針狀鐵素體含量較高，Z5、Z6焊絲熔敷金屬的先共析鐵素體消失，針狀鐵素體含量較高，這主要和熔敷金屬中的硼含量有關(guān)。

圖2 不同成分焊絲熔敷金屬的顯微組織Fig.2 Microstructures of welding wire deposited metals with different composition:(a)Z1 welding wire;(b)Z2 welding wire; (c)Z3 welding wire;(d)Z4 welding wire;(e)Z5 welding wire and (f)Z6 welding wire

新相一般先在母相奧氏體晶界形核[12]。在新相形核初期，熔池中的固溶硼在奧氏體晶界偏聚，填充部分晶界缺陷，或析出微細的共格硼相降低晶界能，使得晶界能量起伏減弱；在硼的晶界偏聚效應及焊接極冷的條件下，碳原子在晶界處擴散受阻，成分起伏減弱；硼在晶界偏聚對位錯滑移形成封鎖，造成晶內(nèi)位錯密度增加，不利于低位錯密度相形核，使得結(jié)構(gòu)起伏也減弱。因此，固溶硼不利于奧氏體分解時新相的形核，會造成奧氏體分解的孕育期延長[12]，淬透性提高[13]，抑制先共析鐵素體的形核和長大。此外，高熔點的TiN和BN可作為結(jié)晶核心，細化焊縫晶粒，誘導針狀鐵素體形核。綜上所述，Z1、Z2焊絲中硼含量較少，未能抑制先共析鐵素體的形核和長大，因此其含量較高；Z5、Z6焊絲中鈦硼含量均較高，反應形成的TiN和BN含量較高，因此組織中存在較多的針狀鐵素體。

由圖3結(jié)合表2可以看出，隨著硼含量增加，奧氏體平均晶粒尺寸增大，同時出現(xiàn)大晶粒中混雜小晶粒的現(xiàn)象，破壞了晶粒尺寸的均勻性，這不利于沖擊韌性的改善。

圖3 不同成分焊絲熔敷金屬在900 ℃保溫1 h淬火的顯微組織Fig.3 Microstructures of welding wire deposited metals with different composition by quenching at 900 ℃ for 1 h:(a)Z1 welding wire; (b)Z2 welding wire;(c)Z3 welding wire;(d)Z4 welding wire;(e)Z5 welding wire and (f)Z6 welding wire

合適的鈦硼比例可以改變?nèi)鄢啬踢^程中的相變孕育期，其物理本質(zhì)是抑制新相形核，特別是抑制先共析鐵素體的形核；但抑制先共析鐵素體形核的代價可能是晶粒粗大。均勻形核和長大時，單位體積內(nèi)晶粒的平均數(shù)量與形核率、晶粒平均長大速率的關(guān)系為

Z=K(N/G)3/4

(1)

式中：Z為單位體積內(nèi)晶粒的平均數(shù)量；K為比例常數(shù)，取0.9；N為形核率；G為晶粒平均長大速率。

固溶硼在降溫過程中會偏聚在奧氏體晶界，阻礙先共析鐵素體在奧氏體晶界形核，導致奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變時的形核率降低；并且硼對晶粒的長大速率沒有明顯影響。因此，隨著硼含量增加，晶粒數(shù)量減少，平均晶粒尺寸增大。

2.1.3 熔敷金屬的力學性能

結(jié)合表2和表3可知：隨著鈦、硼含量增加，熔敷金屬的抗拉強度增大，強度等級甚至可達700 MPa；沖擊功先增大后減小，當鈦質(zhì)量分數(shù)在0.039%～0.05%，硼質(zhì)量分數(shù)在0.002 2%0.003%時，沖擊功相對較大，即Z3、Z4焊絲熔敷金屬的韌性相對較好。

表3 不同成分焊絲熔敷金屬的力學性能Table 3 Mechanical properties of welding wire deposited metals with different composition

針狀鐵素體晶粒細小，晶界交角較大，裂紋萌生到擴展需要消耗更多的能量，因此晶內(nèi)針狀鐵素體的含量越高，熔敷金屬的韌性越好；相對于針狀鐵素體，先共析鐵素體屬于軟相，位錯密度較小[14]，塑性變形首先會在先共析鐵素體內(nèi)發(fā)生，且位錯容易在非金屬夾雜物處塞積[15]，使裂紋萌生并在先共析鐵素體內(nèi)擴展，對熔敷金屬的沖擊韌性產(chǎn)生不利影響。因此，Z1、Z2焊絲熔敷金屬的韌性較差，Z3、Z4焊絲熔敷金屬的韌性較好。

示波沖擊功由啟裂功和擴展功組成。在示波曲線中，沖擊載荷上升到最大值時的沖擊功反映了試樣的抗啟裂能力，標記為啟裂功；在隨后沖擊載荷下降階段，沖擊功反映了材料的抗裂紋擴展能力，標記為擴展功。由圖4可以看出，Z3、Z4焊絲熔敷金屬的沖擊載荷在達到最大值后緩慢降低，說明裂紋擴展沒有發(fā)生明顯的失穩(wěn)，裂紋尖端擴展的阻力較大，沖擊韌性較好；Z1、Z2、Z5、Z6焊絲熔敷金屬的沖擊載荷達到最大值后均出現(xiàn)了驟降現(xiàn)象，說明裂紋尖端擴展阻力較小，裂紋發(fā)生失穩(wěn)擴展，沖擊韌性較差。

圖4 不同成分焊絲熔敷金屬在-40 ℃下的示波沖擊曲線Fig.4 Oscillographic impact curves of welding wire deposited metals with different composition at -40 ℃:(a)Z1 welding wire; (b)Z2 welding wire;(c)Z3 welding wire;(d)Z4 welding wire;(e)Z5 welding wire and (f)Z6 welding wire

由圖5可以看出：Z1、Z2焊絲熔敷金屬沖擊斷口的二次裂紋明顯沿先共析鐵素體擴展，且Z1焊絲熔敷金屬斷口邊緣主裂紋處可見先共析鐵素體；Z3、Z4焊絲熔敷金屬二次裂紋在針狀鐵素體內(nèi)發(fā)生明顯偏折，說明裂紋尖端在擴展過程中受阻，裂紋擴展所需的能量較大；Z5、Z6焊絲熔敷金屬斷口邊緣組織為針狀鐵素體+少量貝氏體，二次裂紋較平直。

圖5 不同成分焊絲熔敷金屬的沖擊斷口截面形貌Fig.5 Morphology of impact fracture section of welding wire deposited metals with different composition:(a)Z1 welding wire; (b)Z2 welding wire;(c)Z3 welding wire;(d)Z4 welding wire;(e)Z5 welding wire and (f)Z6 welding wire

2.2 焊接適應性

2.2.1 焊縫金屬的化學成分

對比表2和表4可知，不同成分焊絲熔敷金屬和Q960E鋼接頭焊縫金屬的化學成分存在差異，這是由于Q960E鋼的碳、鉻、鉬含量較高，且無鎳添加，焊絲和母材在熔焊過程中發(fā)生了成分再分配。

表4 不同成分焊絲焊接Q960E鋼接頭焊縫金屬的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 4 Chemical composition of weld metal of Q960E steel joint welded with welding wires of different composition (mass) %

2.2.2 焊縫金屬的力學性能

對比表3和表5可知：焊縫金屬的抗拉強度高于焊絲熔敷金屬的。除了無硼添加焊絲外，其他焊絲焊接Q960E鋼焊縫金屬的抗拉強度等級均在700 MPa以上。-40 ℃下焊縫金屬的沖擊韌性較熔敷金屬的差，這主要與熔合比有關(guān)。Z4焊絲熔敷金屬和焊縫金屬的沖擊韌性均最佳。

表5 不同焊絲焊接Q960E鋼接頭焊縫金屬的力學性能Table 5 Mechanical properties of weld metal of Q960E steel joint welded with different welding wires

2.2.3 焊縫金屬中M/A島及其形態(tài)控制

鐵基體組織中的M/A島為非共格相，能起到強化作用，但會破壞基體的連續(xù)性，易成為裂紋源和裂紋擴展通道，對材料脆韌轉(zhuǎn)變點的影響較大。Z4焊絲熔敷金屬和焊接Q960E鋼焊縫金屬的韌性最好，故以該焊絲為例研究焊接熱輸入對M/A島形態(tài)的影響規(guī)律，從顯微組織角度為確定焊接工藝參數(shù)提供參考。由圖6可以看出，隨焊接熱輸入增加，焊縫金屬中M/A島從點狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，從均勻彌散分布轉(zhuǎn)變?yōu)樵谙裙参鲨F素體晶界富集。這主要是由于熱輸入的增加提高了奧氏體的穩(wěn)定性，有利于二次轉(zhuǎn)變的晶界先共析鐵素體的形核和長大，同時伴隨的排碳效應促使先共析鐵素體晶界碳的富集而形成晶界M/A島。當熱輸入達到11 kJ·cm-1時，柱狀晶界出現(xiàn)了較多的M/A島，與基體組織形成粒狀貝氏體。相比針狀鐵素體中彌散的點狀M/A島，晶界處的粒狀貝氏體相對較軟。在外界載荷作用下，位錯在軟相中優(yōu)先發(fā)生滑移并受到內(nèi)部碳化物的阻隔而產(chǎn)生應力集中，誘發(fā)晶界微裂紋，從而降低材料的沖擊韌性和疲勞性能。因此，焊接熱輸入應控制在10 kJ·cm-1以內(nèi)。

圖6 不同熱輸入下Z4焊絲焊接Q960E鋼焊縫金屬中M/A島的微觀形貌Fig.6 Micromorphology of M/A island in weld metal formed by welding Q960E steel with Z4 welding wire at different heat input

2.3 焊絲綜合性能對比分析

2.3.1 熔敷金屬的力學性能對比

控制焊接熱輸入為10 kJ·cm-1，在25 mm厚16Mn鋼板的坡口中獲得CHT91K2、ESAB91K2、H08Mn2SiA/HJ431 3種焊材熔敷金屬。由表6可以看出，與其他2種同級別焊絲(CHT91K2和ESAB91K2焊絲)及常用H08Mn2SiA焊絲/HJ431焊劑相比，Z4配比的SG90T-9C焊絲熔敷金屬的抗拉強度最高，沖擊韌性最好。

表6 不同焊材熔敷金屬的力學性能Table 6 Mechanical properties of deposited metal of different welding materials

由圖7可以看出：與同級別藥芯焊絲CHT91K2和ESAB91K2相比，SG90T-9C焊絲熔敷金屬的疲勞性能顯著提高；與H08Mn2SiA焊絲匹配HJ431焊劑相比，SG90T-9C焊絲熔敷金屬的疲勞性能較好。

圖7 不同焊材熔敷金屬的S-N曲線Fig.7 S-N curves of deposited metals of different welding materials

2.3.2 焊接工藝性對比

由表7可以看出:采用氣體保護焊焊接Q960E鋼時，CHT91K2焊絲形成焊縫的表面成形較差，而SG90T-9C焊絲和ESAB91K2焊絲形成的焊縫表面成形較好；3種焊絲形成焊縫的截面均無未焊透等焊接缺陷。

表7 不同焊絲焊接Q960E鋼接頭焊縫的宏觀形貌Table 7 Macromorphology of weld of Q960E steel joint welded with different welding wires

由表8可以看出，SG90T-9C焊絲與另2種同級別藥芯焊絲在渣覆蓋程度及自動脫渣性方面處于同一水平。

表8 不同焊絲焊接Q960E鋼接頭焊縫表面脫渣前后的形貌Table 8 Morphology of weld surface before and after slag removal of Q960E steel joint welded with different welding wires

由表9可以看出，在電流350 A和電壓34 V的焊接工藝參數(shù)下，SG90T-9C焊絲和ESAB91K2焊絲的電弧穩(wěn)定性較好，均呈現(xiàn)全射流過渡(射滴未探及)形態(tài)，無明顯飄移和偏吹，而CHT91K2焊絲的電弧飄移現(xiàn)象明顯。

表9 一個射流過渡周期內(nèi)不同焊絲焊接Q960E鋼時的電弧形貌Table 9 Arc morphology during welding of Q960E steel with different welding wires in a jet transition period

2.4 實際應用情況

由表10可以看出，采用SG90T-9C焊絲替代H08Mn2SiA焊絲/HJ431焊劑焊接Q960E高強鋼梁架，其氣孔率和返修率顯著降低。

表10 5家廠商半掛車梁架的焊接氣孔率和斷梁返修率Table 10 Welding porosities and broken beam repair rates of semi trailer beam produced by five manufacturers

此外，國外成熟的金紅石型酸性渣氣聯(lián)保藥芯焊絲焊接Q960E鋼接頭的最高強度級別為600 MPa，Z4～Z6號SG90T-9C焊絲焊接Q960E鋼接頭的強度級別達700 MPa，且Z4焊絲在10 kJ·cm-1的焊接熱輸入下，其熔敷金屬的疲勞性能及-40 ℃下的沖擊韌性明顯優(yōu)于同級別CHT91K2和ESAB91K2焊絲的。在焊接工藝性方面，SG90T-9C焊絲達到ESAB91K2焊絲的水平。

因此，SG90T-9C焊絲可替代目前工業(yè)化的埋弧焊材用于焊接Q960E高強鋼[16]。

3 結(jié) 論

(1)研制了金紅石型(TiO2-ZrO2-SiO2-MnO渣系)SG90T-9C渣氣聯(lián)保藥芯焊絲；隨著錳、硅添加量的增加，該焊絲熔敷金屬中的鈦、硼含量增加，熔敷金屬的抗拉強度增大(等級可高達700 MPa)，沖擊韌性先增大后減?。划斺佡|(zhì)量分數(shù)在0.039%～0.05%，硼質(zhì)量分數(shù)在0.002 2%～0.003%時沖擊韌性相對較大。

(2)采用SG90T-9C焊絲焊接Q960E鋼時，隨著焊接熱輸入增加，M/A島形狀從點狀轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀，并向先共析鐵素體晶界富集，熱輸入應控制在10 kJ·cm-1以內(nèi)。

(3)與同級別CHT91K2和ESAB91K2焊絲相比，SG90T-9C焊絲熔敷金屬的拉伸、沖擊和疲勞性能優(yōu)異，焊接Q960E高強鋼形成的焊縫表面質(zhì)量較好，渣覆蓋程度及自動脫渣性與同級別焊絲的相當，電弧穩(wěn)定性也較好；在實際應用中，以SG90T-9C焊絲替代H08Mn2SiA焊絲/HJ431焊劑焊接Q960高強鋼梁架的氣孔率和返修率顯著降低。