420 MPa級海洋工程用鋼大線能量焊接接頭顯微組織及力學(xué)性能研究

劉德祥 ，趙晉斌 ，李恒坤 ，車馬俊 ，陳林恒

（1.南京鋼鐵股份有限公司,江蘇 南京 210035；2.江蘇省高端鋼鐵材料重點實驗室,江蘇 南京 210035）

引 言

幾年來，隨著海洋工程領(lǐng)域開發(fā)的不斷發(fā)展，我國對海洋工程用鋼的需求不斷擴大［1-3］。屈服強度360 MPa以內(nèi)的寬厚板海洋工程用鋼已無法滿足某些特定的設(shè)計需求和使用場景，強度級別420，550，甚至690 MPa及以上級別的海洋工程結(jié)構(gòu)用鋼日漸得到使用，兼顧高強韌性的同時要求產(chǎn)品具有優(yōu)異的焊接性能［4-5］。

海洋工程建設(shè)結(jié)構(gòu)大多體積龐大，結(jié)構(gòu)復(fù)雜，焊接顯得尤為重要。隨著海洋工程用鋼板材厚度不斷增大，傳統(tǒng)多道次低效率焊接已經(jīng)無法滿足需求，大線能量焊接技術(shù)因適合更大厚度的板材，并且生產(chǎn)效率高等特點逐漸取代傳統(tǒng)的多道次寬厚板焊接，所謂大線能量焊接技術(shù)是指焊接時焊接輸入熱≥50 kJ/cm［6］。以氣電立焊為例，滿足海洋工程用鋼工業(yè)焊接需求的一般要求線能量在100～200 kJ/cm甚至更高。焊接接頭附近是焊后綜合力學(xué)性能最為薄弱的位置，焊接熱循環(huán)過程造成焊接接頭附近形成脆性區(qū)域是降低沖擊韌性指標(biāo)的主要原因［7］。焊接熱影響區(qū)（HAZ）尤其粗晶焊接熱影響區(qū)（CGHAZ）是焊后韌性降低的主要區(qū)域［8-9］。在母材強度較高，焊接線能量較大的條件下，該影響更為明顯。因此，對于較高強度級別（420 MPa）的海洋工程用鋼而言，有必要系統(tǒng)的研究大線能量條件下焊接接頭附近的顯微組織及力學(xué)性能的變化規(guī)律。為更高強度級別的大線能量焊接海洋工程結(jié)構(gòu)用鋼產(chǎn)品使用提供基礎(chǔ)。

本文采用50 mm厚的EH420海洋工程用鋼板為母材，以200 kJ/cm的焊接線能量進行雙絲埋弧焊焊接試驗，最終獲得焊接接頭實物，通過光學(xué)顯微鏡，掃描電鏡，電子探針等先進的表征設(shè)備分析焊接接頭附近不同區(qū)域的力學(xué)性能及顯微組織變化規(guī)律。重點研究顯微組織及夾雜物等對焊接接頭CGHAZ力學(xué)性能的影響及作用規(guī)律。

1 材料與方法

試驗采用厚度規(guī)格為50 mm的EH420鋼板，交貨狀態(tài)為TMCP態(tài)，實驗鋼基體的屈服強度為453 MPa，抗拉強度為578 MPa，延伸率為25%，-40℃沖擊功為298 J，基體力學(xué)性能指標(biāo)完全符合EH420級海洋用鋼需求，其化學(xué)成分如表1所示。

表1 實驗鋼基體基本化學(xué)成分

本試驗試板尺寸為800 mm（軋向）×210 mm（寬度）×50 mm，試板長度方向平行于鋼板的軋制方向，坡口形式采用X型坡口，如圖1所示。埋弧焊（SAW）采用昆山寶冶埋弧焊絲BHM-8（配套焊劑SJ101G），直徑為Φ4.8 mm。實際焊接線能量換算后約200 kJ/cm，熔覆金屬的基本化學(xué)成分如表2所示。

表2 熔覆金屬基本化學(xué)成分

實驗鋼焊接后，采用線切割等機械加工設(shè)備獲得焊接接頭實物若干塊，尺寸為150 mm（軋向）×200 mm（寬度）×50 mm（厚度），制備好的焊接接頭經(jīng)過打磨拋光后采用4%硝酸酒精溶液進行宏觀腐蝕，獲得熔合線的準(zhǔn)確位置。以熔合線位置為基準(zhǔn)，對焊縫金屬（WM），熔合線位置（FL），粗晶熱影響區(qū)位置（FL+2 mm），臨界熱影響區(qū)（FL+5 mm），實驗鋼基體（BM）進行劃線取夏比沖擊試樣，以上述位置為中心基準(zhǔn)開V口位置，每個位置取試驗試樣4個，尺寸為11 mm×11 mm×55 mm（按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 229《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》試驗溫度為-40°C）。沿著焊接接頭的寬度方向，以焊接接頭的中心取標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣（參照標(biāo)準(zhǔn)GB/T-228.1《金屬材料拉伸試驗》的規(guī)定）進行拉伸試驗測定屈服強度、抗拉強度和延伸率指標(biāo)。

焊接接頭熔合線附近試樣經(jīng)加工、打磨、拋光后采用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕，采用光學(xué)顯微鏡（OM）觀察基體、焊縫金屬及熔合線附近顯微組織，結(jié)合掃描電鏡（SEM）對沖擊斷口形貌進行分析，采用 JXA-8530F（JEOL Ltd，Tokyo，Japan）電子探針分析設(shè)備（EPMA）對CGHAZ典型夾雜物的形貌及組成進行分析。

2 實驗結(jié)果

圖2所示為實驗鋼焊接接頭實物宏觀照片，熔合線位置清晰可見。通過對焊接接頭實物橫截面進行表面腐蝕，可獲得清晰的焊縫金屬，熔合線及基體的分界線位置，為下一步實驗鋼沖擊試樣和拉伸試驗的選取提供參考基準(zhǔn)。

圖3為實驗鋼焊接接頭附近典型的微觀組織形貌。由圖3（a）可知，焊縫金屬為典型的粒狀貝氏體和少量針狀鐵素體組織的混合組成，針狀鐵素體比例較小，大量的粒狀貝氏體呈現(xiàn)出彌散均勻的分布。由圖3（b）可知：熔合線位置清晰可辨，較高的熱循環(huán)溫度使熔合線位置呈現(xiàn)出大量的塊狀鐵素體組織，焊縫金屬靠近熔合線位置部分組織被粗化，并呈現(xiàn)上貝氏體趨勢由熔合線向焊縫金屬內(nèi)部蔓延。圖3（c）為 FL+2 mm位置的顯微組織形貌。由圖 3（c）可知，F(xiàn)L+2 mm位置為典型的粗晶熱影響區(qū)（CGHAZ）位置，其顯微組織以粒狀貝氏體為主，并伴隨少量的邊界鐵素體組織。由圖3（c）可知，CGHAZ原奧氏體晶粒尺寸較大，平均直徑約60～100 μm。這與相關(guān)參考文獻(xiàn)指出的高強度貝氏體鋼 CGHAZ顯微組織相符［10-12］。焊縫金屬及CGHAZ為焊接接頭力學(xué)性能較為薄弱的位置，相關(guān)分析在后面進行討論。圖3（d）和（e）為距離熔合線位置較遠(yuǎn)處（FL+2 mm及BM）顯微組織形貌。對比圖3（d）和（e）可知：在遠(yuǎn)離熔合線位置的實驗鋼基體內(nèi)部，顯微組織與基體基本相近，為典型的鐵素體和貝氏體混合組織，并伴隨少量的碳化物析出相。結(jié)合圖 3（c），（d）和（e）可知：越靠近熔合線位置，顯微組織的晶粒尺寸越大，其力學(xué)性能惡化的趨勢越大，這與大線能量條件下較長時間的高溫停留的影響密不可分。

圖4為實驗鋼焊接接頭拉伸試驗和沖擊試驗的結(jié)果。由圖4（a）可知，拉伸試驗的焊接接頭斷裂位置為焊縫金屬；由圖4（b）可知，焊接接頭的拉伸性能表現(xiàn)良好，五組試樣屈服強度的平均值均在490 MPa附近，優(yōu)于實驗鋼基體的力學(xué)性能指標(biāo)要求，綜合圖4（a），（b）可知：焊接接頭附近拉伸性能完全符合實驗鋼焊接性能指標(biāo)要求。圖4（c）為實驗鋼-40℃沖擊試驗的宏觀形貌，由圖4（c）可知，沖擊斷口的斷裂形貌具有明顯的脆斷和撕裂痕跡，焊接接頭附近不同位置表現(xiàn)處不同的低溫沖擊韌性指標(biāo)，因此表現(xiàn)出不同的斷裂形貌。由圖4（d）的沖擊功結(jié)果可知：焊縫金屬的-40℃低溫沖擊功平均值在48～50 J，實驗鋼基體為250～300 J，從焊縫金屬到實驗鋼基體的過渡過程，無論是心部取樣還是表下1/4位置取樣，-40℃低溫沖擊韌性整體呈現(xiàn)出增加的趨勢，F(xiàn)L+2 mm位置有明顯的下降，可見，CGHAZ低溫韌性差，這在后續(xù)重點給予分析和討論。

圖5為基于掃描電鏡的實驗鋼焊接接頭附近不同位置典型沖擊斷口的顯微形貌。由圖5（a）可知，焊接接頭WM與FL+2 mm為典型的解理斷裂斷裂為主，WM單個解理面比FL+2 mm較小，但總的解理面積比例比FL+2 mm較大。對比圖5（a），（b）可知：盡管FL+2 mm較大的解離平臺清晰可見，但FL+2 mm撕裂痕跡比WM較為明顯。相關(guān)文獻(xiàn)指出，總的沖擊吸收能可由斷裂的起裂能及裂紋的擴展吸收能組成［13］，解理面對裂紋起裂能得貢獻(xiàn)起到?jīng)Q定性作用，而撕裂帶的痕跡由裂紋擴展過程中形成［14］。因此，結(jié)合圖 4（d）沖擊功結(jié)果可知，較大解理面是造成FL+2 mm韌性明顯下降的主要原因，而WM沖擊功數(shù)值之所以低于FL+2 mm，這與的大量的解離面及較小的撕裂帶痕跡有直接關(guān)系。由圖5（c）可知：遠(yuǎn)離熔合線位置FL+5 mm處沖擊斷口以韌窩組織為主，韌窩細(xì)小而深邃并伴隨大量得撕裂帶痕跡，因此表現(xiàn)出如圖4（d）所示接近基體沖擊性能。對FL+2 mm位置進行進一步分析如圖5（d）所示，裂紋斷裂過程平直果斷，這與圖5（b）大尺寸的解理斷裂平臺相一致。由圖5（d）可知，二次裂紋擴展可發(fā)生在一次裂紋的基礎(chǔ)上，也可在晶粒內(nèi)部薄弱位置作為起裂源自行發(fā)生，大角度晶界對裂紋的擴展過程具有一定的阻礙作用，這與相關(guān)參考文獻(xiàn)所述相符［15-16］。圖5所示沖擊斷口顯微形貌與圖4（d）所示沖擊功變化趨勢相符。

圖5（d）中二次裂紋的起裂與圖5（b）解理面中心所示的夾雜物有直接關(guān)系，關(guān)于FL+2 mm沖擊韌性顯著下降的原因：一方面取決于FL+2 mm位置的顯微組織；另一方面與實驗鋼化學(xué)成分的原始設(shè)計有直接關(guān)系。作為基體中的淬硬相—高熔點夾雜物及M-A島狀組織的存在可作為裂紋的起裂源，降低沖擊韌性［17］。圖6為EPMA面掃描檢測到FL+2 mm位置內(nèi)典型夾雜物的成分和形貌。由圖6可知，試驗鋼基體典型的夾雜物為Al-Mn-S的氧化物，形態(tài)大多呈現(xiàn)橢圓或接近圓形（如圖6（a）所示）。由圖6（b）可見：夾雜物主要以Al-Mn為核心，外層以S元素為主，這種復(fù)合型夾雜物在冶煉初期形成并具有較高熔點，與基體相比具有較高的硬度，為典型的淬硬相組織，因此會造成局部界面附近的應(yīng)力集中，成為裂紋起裂源頭，降低沖擊韌性。

3 分析討論

根據(jù)上述實驗結(jié)果可知，實驗鋼在200 kJ/cm大線能量焊接條件下，焊接接頭附近具有與母材類似的拉伸性能（如圖4（b）所示），最終的斷裂均在焊縫區(qū)域（如圖4a所示）。與基體相比，焊接接頭附近的低溫沖擊韌性明顯惡化。這主要在于焊接熱循環(huán)條件下，焊接接頭附近組織粗化，韌性下降。此外，由圖4（d）可知，WM區(qū)域的低溫沖擊性能較低約50 J，這與拉伸實驗試驗在焊縫區(qū)域優(yōu)先發(fā)生斷裂相吻合。造成這種現(xiàn)象的主要原因在于熔覆金屬的成分體系設(shè)計及大線能量條件下WM冷卻過程顯微組織的演變過程。與實驗鋼基體相比，WM的含碳量為0.09%，且具有較高含量的硅、錳元素（Si-0.58，Mn-1.74）。此外，Cr和Mo等合金元素在此基礎(chǔ)上增加了WM整體碳當(dāng)量。這是焊接后冷卻過程中WM顯微組織較高含量的M-A島狀組織及粒狀貝氏體（如圖3（a）所示）的主要原因。相關(guān)參考文獻(xiàn)指出，大量的粒狀貝氏體組織及一定含量的M-A島狀組織對裂紋的起裂過程產(chǎn)生重要影響，不利于韌性指標(biāo)的提高［14］。對比上述實驗WM力學(xué)性能及顯微組織可知，正是因為較大含量的碳化物析出相（粒狀貝氏體中碳化物析出及M-A）顯著降低了WM的低溫沖擊性能。值得注意的是，焊接接頭附近整體屈服強度并未明顯下降，這主要原因在于WM較細(xì)小的晶粒尺寸［18］。

值得注意的是，F(xiàn)L+2 mm位置-40℃低溫沖擊韌性表現(xiàn)出明顯的下降趨勢，這與參考文獻(xiàn)對FL+2 mm力學(xué)性能的研究結(jié)果相符［19-20］。焊接熱循環(huán)過程中，尤其是較大的線能量條件下，接近熔合線位置在高溫停留時間較長，奧氏體化充分，晶粒粗化，為大量的碳化物的析出及M-A島狀組織的性能提供了便利條件，因此表現(xiàn)出如圖3（c）所示的顯微組織，粗化的原奧氏體晶粒尺寸及大量的M-A島狀組織的形成嚴(yán)重降低了低溫沖擊韌性。結(jié)合掃描形貌及FL+2 mm內(nèi)碳化物的分析可知，沖擊斷口以典型的解理斷裂為主，撕裂帶含量較少，解理斷裂的主要原因一方面在于粗化的奧氏體晶粒，另一方面在于晶內(nèi)大量存在的高熔點有害夾雜物。由圖5（b）可知，在解理斷裂面的中心位置可發(fā)現(xiàn)呈現(xiàn)接近圓形形貌的夾雜物，該夾雜物為裂紋的起裂源，裂紋擴展過程以類似夾雜物為核心并不斷發(fā)展蔓延并在晶界處停滯或改變方向。Lan等人在低碳高強鋼焊接熱循環(huán)后FL+2 mm裂紋形成機制的研究中指出：裂紋擴展過程可以沿晶斷裂，也可穿晶斷裂，但大角度晶界（一般認(rèn)為取向差≥15°）對裂紋的擴展過程具有阻礙作用［21］。圖5（d）所示典型的裂紋起裂和擴展形貌可發(fā)現(xiàn)，某些微裂紋在夾雜物與基體的界面處優(yōu)先形成，有些微裂紋以二次裂紋的形式進行擴展遷移，在晶界處改變方向或終止。

對CGHAZ內(nèi)典型夾雜物成分及形貌分析可知：基體內(nèi)存在較大含量的Al-Mn-S-O復(fù)合型夾雜物，且Al-Mn多為核心，外層主要為S元素，這種復(fù)合型夾雜物具有較高的硬度，且熔點較高，焊接熱循環(huán)過程對此類夾雜物幾乎無影響。在發(fā)生塑性變形的過程中，因夾雜物與基體界面處存在較大的應(yīng)力集中，因此會造成界面附近的優(yōu)先開裂，成為裂紋起裂源頭，降低沖擊韌性［9，22］。

4 結(jié) 論

本文采用50 mm厚的EH420海洋工程用鋼板為母材，以200 kJ/cm的焊接線能量進行雙絲埋弧焊焊接試驗，分析焊接接頭附近不同區(qū)域的力學(xué)性能及顯微組織變化規(guī)律。重點研究顯微組織及夾雜物等對焊接接頭力學(xué)性能的影響，初步得出以下幾點結(jié)論：

（1）50 mm厚的EH420海洋工程用鋼板在200 kJ/cm的焊接線能量下進行雙絲埋弧焊焊接，焊接接頭性能合格，到達(dá)海洋工程用鋼的交貨要求。

（2）焊接接頭附近FL+2 mm位置沖擊韌性顯著下降，主要在于大線能量條件下粗化的組織，較大的原奧氏體晶粒尺寸對沖擊韌性不利。

（3）高熔點有害夾雜物（Al-Mn-S-O）可造成局部應(yīng)力集中，成為裂紋的起裂源，降低沖擊吸收功，不利于沖擊韌性的提高。