低合金高強鋼激光—電弧復合焊焊縫組織及性能研究

許 軻

(寶山鋼鐵股份有限公司中央研究院,上海 201999)

1 概述

低合金高強鋼因具有較高的強度,在鐵路、公路、機場、地鐵等基礎(chǔ)設施建設中獲得廣泛應用。但由于低合金高強鋼焊接時,焊接區(qū)域受熱不均勻、冷卻速度不一致,導致接頭組織及力學性能不均勻,熱輸入的大小直接關(guān)系到熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒尺寸、熱影響區(qū)寬度,以及焊縫的性能,大的熱輸入會導致熱影響區(qū)軟化和脆化寬度較大,而小的熱輸入會導致焊縫較脆[1],最終焊接性能縮小了高強鋼的使用范圍。因而,高強鋼的焊接大都采用焊接熱輸入密度集中、效率高、熔池保護及脫氫效果好、焊接變形小的CO2焊或者富氬混合氣體保護焊,但也有根據(jù)各自生產(chǎn)制造實際采用手工焊條電弧焊、埋弧自動焊以及復合焊接方法焊接[2-6]。張元杰研究得出Q890高強鋼焊接具有明顯的淬硬傾向,而且預熱溫度和焊接熱輸入對冷裂紋敏感性的改善效果不大[7];婁宇航等分別采用手工電弧焊和埋弧焊方法研究了690 MPa級低合金高強鋼的焊接性,最后得出通過焊前預熱方法,預熱溫度為80 ℃,可以獲得滿足性能要求的焊接接頭[8]。

激光焊具有能量密度高、焊接效率高、可控性強、加工柔性好、相對污染小及不受環(huán)境影響等特點,但是激光焊接時由于深寬比較大,與普通焊接方法相比,容易產(chǎn)生氣孔及空洞等缺陷[9-11]。同時,焊縫快冷導致出現(xiàn)馬氏體組織,使得整個焊縫的韌性降低及引發(fā)冷裂紋。為了提高焊縫金屬的韌性,ZHANG等[12]采用激光—電弧復合焊方法,實現(xiàn)了高強鋼的焊接,且焊縫成形較好,無缺陷產(chǎn)生,性能滿足要求。

本文針對寶鋼生產(chǎn)的16 mm厚BG890QL低合金高強鋼中厚板,采用激光復合焊方法,通過電弧引入降低焊縫冷卻速率,同時高能量激光引入增加焊接速度,降低熱影響區(qū)寬度,從而實現(xiàn)對中厚板低合金高強鋼焊縫成形及力學性能調(diào)控,解決低合金高強鋼的焊接問題,為低合金高強鋼的工程應用提供理論指導和工程應用參考。

2 試驗材料及方法

本試驗所采用的BG890QL鋼是寶山鋼鐵股份有限公司生產(chǎn)的,屈服強度為890 MPa,抗拉強度約為1 000 MPa,主要化學成分如表1所示。BG890QL鋼經(jīng)過熔煉軋制后,淬火后在640 ℃回火,并保溫60 min后空冷,獲得組織為回火馬氏體。

表1 BG890QL鋼主要化學成分Table 1 The main chemical compositions for BG890QL steel %

激光焊接采用IPG公司生產(chǎn)的最大功率為10 kW光纖激光器,電弧焊采用福尼斯公司生產(chǎn)的 TPS 5000全數(shù)字化焊機。本文采用激光+富氬氣保護復合焊方法,在BG890QL鋼16 mm中厚板開坡口進行焊接,具體坡口示意圖見圖1。本研究中激光和電弧之間的光絲間距為4 mm,采用激光引導電弧尾隨的方法進行激光—電弧復合焊。由于板厚為16 mm,直接激光復合焊時很難一次性穿透,因此首先采用激光打底焊,隨后再采用激光復合焊進行焊接,保證焊縫雙面成形較好。焊縫填充材料為伯樂蒂森GM120焊絲,具體成分見表2。焊絲熔覆金屬屈服強度≥890 MPa,抗拉強度為940～1 180 MPa,-60 ℃沖擊功平均值大于47 J。

圖1 激光—電弧復合焊時坡口形狀及尺寸Fig.1 Profile of single groove in laser-arc hybrid welding

表2 伯樂蒂森GM120焊絲典型化學成分Table 2 Typical chemical composition of BOHLER THYSSEN GM120 weld wire %

焊接時采用純激光打底焊,隨后再采用激光復合焊,最終完成16 mm中厚板對接焊。純激光打底焊時,激光功率為5 kW,焊接速度為1 m/min;激光復合焊時,激光功率為7 kW,電弧電流為240 A,電壓為21.6 V,焊接速度為1 m/min,焊接時電弧干伸長12 mm。

3 試驗結(jié)果及分析

3.1 激光—電弧復合焊焊縫成形特征

圖2展示了BG890QL鋼焊接接頭橫截面的宏觀組織形貌,雙重熱源加之雙層焊從而形成了特殊的接頭形貌。復合焊接接頭的截面形貌類似“Y”型?！癥”型焊縫的上部和下部的主導熱源不同:焊縫上部由電弧和激光兩個熱源疊加共同作用,而焊縫下部主要受到單激光熱源作用。復合焊“Y”型接頭可粗略地劃分為焊縫(WM)、熱影響區(qū)(HAZ)和母材(BM)三個區(qū)域。焊縫內(nèi)又分為柱狀晶區(qū)(CCZ)和焊縫中心等軸晶區(qū)(ECZ),而熱影響區(qū)又分為粗晶熱影響區(qū)(CGZ)和細晶熱影響區(qū)(FGZ)。整個接頭的打底部分通過純激光焊形成,其厚度約為4 mm。受到激光和電弧雙重熱源作用,復合焊焊縫和熱影響區(qū)微觀組織較為復雜。激光—電弧復合焊焊縫的組織形貌如圖3所示,主要分為兩側(cè)柱狀晶和頂部等軸晶組成。焊接過程中,熔池中各區(qū)域受熱程度以及冷卻速度各不相同。焊縫凝固首先從熔合線處開始,以柱狀晶的方式垂直于熔合線沿最大溫度梯度方向向熔池內(nèi)部生長,其柱狀晶晶粒寬度約100 μm,長度可超過500 μm。電弧的引入使得作用于焊縫頂部的峰值溫度高于其他區(qū)域,導致熔池上部溫度梯度的降低,同時電弧產(chǎn)生的電磁收縮力等會對上部熔池進行強烈的機械攪拌,促進液態(tài)金屬的流動,使得熔池的傳熱和傳質(zhì)更加均勻,細化了焊縫頂部組織,因此焊縫余高區(qū)域會形成明顯的等軸晶,其原奧氏體晶粒尺寸約為50 μm,如圖3(d)。

圖2 激光—電弧復合焊接頭及母材形貌Fig.2 Macrostructure of weld joint and BM in laser-arc hybrid welding

3.2 激光—電弧復合焊焊縫組織特征

圖3、圖4和圖5分別顯示了BG890QL鋼復合焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)中的宏觀和顯微組織。焊縫等軸晶區(qū)與柱狀晶區(qū)均形成了板條馬氏體以及粒狀貝氏體,如圖3、4所示。同時,焊接過程中,少量塊狀鐵素體共析出來,并沿著原奧氏體晶界向內(nèi)生長為條狀鐵素體。在焊縫的原奧氏體晶界以及相界處分布著一定量的碳化物。根據(jù)圖3(a)所示,隨著與熔合線的距離增大,熱影響區(qū)劃分為粗晶區(qū)(Coarse grain zone,CGZ)、細晶區(qū)(Fine grain zone,FGZ)和兩相區(qū)(Intercritical HAZ,IC-HAZ),具體每個區(qū)域的放大組織形貌如圖5中(b)、(d)、(f)所示。在細晶區(qū),峰值溫度略高于Ac3,原始的母材組織在焊接過程中發(fā)生完全奧氏體化相變,形成較小的奧氏體晶粒,在快速冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體板條組織,其原奧氏體晶粒尺寸小于10 μm。在掃描電子顯微鏡下能夠觀察到細晶區(qū)的馬氏體板條間以及原奧氏體晶界上分布著細小的碳化物,如圖5(d)所示。粗晶區(qū)的峰值溫度遠高于Ac3,由于該區(qū)域在奧氏體化溫度以上停留時間比較長,導致奧氏體晶粒嚴重長大,快冷后形成粗大的馬氏體板條組織,如圖5(e)和(f)所示,原奧氏體晶粒的平均尺寸約為50 μm,靠近熔合線附近甚至存在尺寸超過100 μm的晶粒。

圖3 激光—電弧復合焊焊縫宏觀組織Fig.3 Macrostructure for WM (hybrid welding)

圖4 激光—電弧復合焊焊縫微觀組織Fig.4 Microstructure for WM (hybrid welding)

圖5 熱影響區(qū)微觀組織的掃描圖Fig.5 SEM image of the microstructure for HAZ

熱影響區(qū)兩相區(qū)內(nèi),出現(xiàn)大量的塊狀相,經(jīng)放大后發(fā)現(xiàn)主要為板條馬氏體及碳化物,如圖5(a)、(b)所示。主要由于兩相區(qū)溫度處于Ac3和Ac1之間,鐵素體部分溶入奧氏體,而馬氏體等轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,隨后快冷再次轉(zhuǎn)變成馬氏體。

3.3 激光—電弧復合焊焊縫沖擊性能

圖6為焊縫、熱影響區(qū)和母材在室溫以及-40 ℃的沖擊試驗結(jié)果。室溫下,母材的平均沖擊功為117 J,熱影響區(qū)沖擊功較高為147 J,焊縫沖擊功較低,約為58 J;在-40 ℃下,熱影響區(qū)沖擊功高于母材的65 J,為66.5 J,而焊縫沖擊功較低,為40 J。可見熱影響區(qū)的沖擊性能均優(yōu)于焊縫和母材,焊縫沖擊功最低。在-40 ℃的低溫環(huán)境的作用下,焊接接頭的沖擊韌性降低。

圖6 復合焊接接頭在室溫及-40 ℃沖擊性能Fig.6 Impact property for weld joint of hybrid welding at room temperature and-40 ℃

圖7為熱影響區(qū)和焊縫在室溫以及-40 ℃的裂紋擴展路徑宏觀形貌。熱影響區(qū)的裂紋擴展過程中會同時穿過母材、熱影響區(qū)和焊縫。如圖7(a)、(b)所示,可觀察到室溫以及-40℃下熱影響區(qū)試樣的裂紋擴展至母材,裂紋擴展路徑曲折。室溫下,當熱影響區(qū)試樣中擴展的裂紋逐漸接近兩相區(qū)和過回火區(qū)時,在點A處發(fā)生了明顯的偏折。偏折的裂紋重新在母材中擴展,并在點B處再次發(fā)生偏折。在-40 ℃下,裂紋同樣在接近兩相區(qū)和過回火區(qū)處的點C和點D處改變擴展方向。裂紋偏折次數(shù)越多,則裂紋表面積越大,擴展所需要的表面能更大,裂紋擴展的難度也相應增加。由裂紋擴展特點可知,兩相區(qū)和過回火區(qū)較低的硬度,導致了熱影響區(qū)試樣具有較高的沖擊韌性。兩相區(qū)在焊接熱循環(huán)的過程中發(fā)生了軟化,其硬度較低,韌性較高,當裂紋擴展至兩相區(qū)和過回火區(qū)時,能夠發(fā)生較大塑性變形,使得裂紋受到拘束,導致裂紋擴展能力下降。焊縫試樣的裂紋則主要在焊縫柱狀晶區(qū)中擴展,同時穿過多個柱狀晶晶粒。對焊縫裂紋擴展路徑進行觀察,從圖7(c)、(d)中可看到焊縫在室溫以及-40 ℃的裂紋擴展較為平直,裂紋擴展過程中受到的阻礙較小,可在焊縫基體中連續(xù)貫穿。激光電弧復合焊接過程中,由于電弧熱源的加入,導致焊縫中粗大柱狀晶的形成,裂紋擴展的抗力較低。

圖7 復合焊接頭沖擊斷裂路徑Fig.7 Fracture path of impact test for weld joint of hybrid welding

圖8(a)、(c)中顯示,焊縫在室溫以及低溫下的裂紋穿晶擴展,很少存在裂紋的偏折。圖8(b)、(d)顯示裂紋擴展路徑上的焊縫基體也存在一定的應變。裂紋擴展路徑附近基體的應變程度反映了材料本身裂紋擴展的能力,應變程度越大,材料發(fā)生的塑性變形越大,能夠更多地吸收裂紋擴展的能量,導致裂紋擴展能力下降。在不同溫度下,熱影響區(qū)的應變程度要高于焊縫,表明熱影響區(qū)具有更多能夠發(fā)生良好變形的組織。從晶體取向與晶粒尺寸的角度分析,熱影響區(qū)的晶粒尺寸較大,晶體取向相對更加單一;而焊縫的晶粒取向相對復雜,各向異性程度較大,導致形成的宏觀結(jié)構(gòu)應變集中更為嚴重,一旦受到?jīng)_擊過程中的力作用,應變集中區(qū)域最容易促進裂紋擴展。

圖8 焊縫沖擊斷裂路徑EBSD分析Fig.8 EBSD analysis for fracture path of impact test in WM

圖9(a)、(c)的反極圖中能夠觀察到室溫以及低溫下熱影響區(qū)中的裂紋穿晶擴展,并存在明顯的偏折行為。圖9(b)、(d)分別是兩種溫度對應的裂紋路徑上的應變分布,兩種溫度下的熱影響區(qū)裂紋擴展路徑上均存在一定應變,熱影響區(qū)在室溫下的應變峰值所占區(qū)域小于低溫下應變峰值所占區(qū)域。

圖9 熱影響區(qū)沖擊斷裂路徑EBSD分析Fig.9 EBSD analysis for fracture path of impact test in HAZ

4 結(jié)論

(1) 采用激光—電弧復合方法焊接BG890QL鋼,焊縫成形較好,無明顯缺陷存在。焊縫頂部為等軸晶組織,兩側(cè)由柱狀晶組成,微觀組織主要為板條馬氏體和粒狀貝氏體。熱影響區(qū)分為粗晶區(qū)、細晶區(qū)及兩相區(qū),其微觀組織主要為板條馬氏體。

(2) 室溫時,母材的平均沖擊功約為117 J,熱影響區(qū)沖擊功較高,為147 J,焊縫沖擊功較低,為58 J;-40 ℃時,熱影響區(qū)沖擊功為66.5 J,母材沖擊功為65 J,而焊縫沖擊功為40 J。室溫及低溫沖擊性能均能滿足工程應用要求。

(3) 焊縫及熱影響區(qū)裂紋擴展路徑上均存在一定的應變。焊縫區(qū)域應變集中較大,有利于促進裂紋擴展。