HC750/980MS馬氏體鋼焊管焊縫鋸切開裂的原因

李 勃 魏煥君 趙 光 周 文 馮運(yùn)莉

（1.唐山鋼鐵集團(tuán)有限責(zé)任公司，河北 唐山 063016；2.華北理工大學(xué)冶金與能源學(xué)院，河北 唐山 063210）

1 概況

為了實(shí)現(xiàn)貨車和掛車車輛的輕量化［1］，980 MPa級(jí)焊管被廣泛應(yīng)用于貨車車斗。制造車斗時(shí)，首先需將鋼板加工成焊管，但高強(qiáng)鋼焊接時(shí)會(huì)產(chǎn)生焊縫淬硬、開裂等質(zhì)量問(wèn)題［2］，嚴(yán)重影響產(chǎn)品的質(zhì)量和生產(chǎn)率。本文分析了HC750/980馬氏體鋼焊管焊縫鋸切開裂的原因，并提出了相應(yīng)的改進(jìn)措施，解決了焊管開裂問(wèn)題。

某型鋼廠采用1.2 mm厚的HC750/980MS馬氏體鋼板和電阻焊工藝制作焊管，其工藝流程為冷軋帶鋼卷→切頭對(duì)焊→活套→機(jī)架圓管輥壓成形→高頻感應(yīng)焊接→去除外毛刺→水槽冷卻→7機(jī)架圓管擴(kuò)方管輥壓成形→定徑→飛鋸切斷。成品焊管規(guī)格為40 mm×60 mm。制作焊管過(guò)程中，在飛鋸鋸切工序焊縫開裂，2件焊管開裂的焊縫如圖1所示（因焊管2裂口較小，為方便觀察，用平頭錘敲擊焊縫）。對(duì)焊縫開裂的2件焊管進(jìn)行了化學(xué)成分、顯微組織和力學(xué)性能檢驗(yàn)和鋸切受力狀況分析，以揭示其開裂原因。

圖1 焊管1（a）和2（b）的開裂焊縫Fig.1 Cracked weld of the welded pipes 1（a）and 2（b）

2 理化檢驗(yàn)

2.1 化學(xué)成分分析

對(duì)鋸切開裂的焊管1和2進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果如表1所示。

表1 開裂焊管的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of the cracked welded pipes（mass fraction） %

表1表明開裂焊管的化學(xué)成分均符合要求。化學(xué)成分對(duì)焊接性能的影響用碳當(dāng)量來(lái)衡量［3］。根據(jù)碳當(dāng)量公式CE＝C＋0.25Si＋0.25Mn，計(jì)算得到HC750/980MS鋼板坯的碳當(dāng)量為0.762 5%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）。而適合生產(chǎn)焊管的管坯的碳當(dāng)量不大于0.5%［4］。碳當(dāng)量提高，管坯的硬度提高，焊縫硬度也提高，易發(fā)生脆斷。

2.2 金相檢驗(yàn)

對(duì)開裂焊管的焊接接頭進(jìn)行金相檢驗(yàn)，金相試樣用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液腐蝕，結(jié)果如圖2所示。焊管1開裂在熱影響區(qū)，熔合線有一定程度傾斜，左右兩側(cè)基本對(duì)稱。焊管2開裂在焊縫，熔合線嚴(yán)重傾斜，熱影響區(qū)窄且不對(duì)稱，母材錯(cuò)邊造成搭接。焊縫搭接降低了對(duì)接焊縫的有效厚度且擠出位置處易產(chǎn)生應(yīng)力集中，導(dǎo)致鋸切時(shí)焊縫開裂。

圖2 開裂焊管1（a）和2（b）的低倍組織Fig.2 Macrographs of the cracked welded pipes 1（a）and 2（b）

焊接時(shí)焊縫區(qū)經(jīng)過(guò)熔化和凝固，發(fā)生固態(tài)相變［5］。根據(jù)熱影響區(qū)熱循環(huán)的差異，焊縫區(qū)可細(xì)分為粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)和臨界區(qū)［6］。圖3為鐵碳平衡圖的一部分，可根據(jù)其分析熱影響區(qū)不同部位的熱循環(huán)過(guò)程。粗晶區(qū)溫度低于熔點(diǎn)但遠(yuǎn)高于Ac3溫度，可完全奧氏體化，晶粒較粗大。細(xì)晶區(qū)溫度略高于Ac3，奧氏體化完全但晶粒細(xì)小。臨界區(qū)溫度接近于Ac1，奧氏體化不完全，馬氏體發(fā)生回火。

圖3 鐵碳平衡圖Fig.3 Iron-carbon equilibrium diagram

圖4和圖5為焊管接頭的顯微組織?？梢钥闯?，焊管1和2焊縫、熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)組織均為馬氏體，焊縫金屬熔化后快速冷卻形成板條馬氏體，粗晶區(qū)溫度遠(yuǎn)高于Ac3，奧氏體晶粒粗化，轉(zhuǎn)變成粗大的馬氏體，而細(xì)晶區(qū)組織細(xì)小；臨界區(qū)組織為馬氏體和鐵素體，馬氏體回火后有碳化物析出，金相圖片中白色區(qū)域擴(kuò)大。

圖4 焊管1焊接接頭焊縫（a）、熱影響區(qū)的粗晶區(qū)（b）和細(xì)晶區(qū)（c）以及臨界區(qū)（d）的顯微組織Fig.4 Microstructures of weld（a），coarse-grained（b）and fine-grained areas（c）of heat affected zone，and critical zone（d）in welded joint of the welded pipe 1

圖5 焊管2焊接接頭焊縫（a）、熱影響區(qū)的粗晶區(qū)（b）和細(xì)晶區(qū)（c）以及臨界區(qū)（d）的顯微組織Fig.5 Microstructures of weld （a），coarse-grained （b）and fine-grained areas （c）of heat affected zone，and critical zone（d）in welded joint of the welded pipe 2

圖6為焊管母材的顯微組織，兩焊管母材鐵素體含量差異明顯，采用金相分析軟件計(jì)算的焊管1和2母材鐵素體體積分?jǐn)?shù)分別為5%和2 0%。據(jù)此可以推測(cè)，焊管1的板坯強(qiáng)度明顯高于焊管2，因此在相同焊接壓力下，焊管1焊縫基本對(duì)稱，而焊管2則由于母材強(qiáng)度較低產(chǎn)生了錯(cuò)邊，形成了搭接接頭。

圖6 焊管1（a）和2（b）焊接接頭母材的顯微組織Fig.6 Microstructures of base metal in welded joint of the welded pipes 1（a）and 2 （b）

2.3 硬度檢測(cè)

開裂焊管1和2的顯微硬度測(cè)試部位如圖7所示，測(cè)試點(diǎn)間隔0.1 mm。

圖7 測(cè)定焊管1（a）和2（b）硬度的示意圖Fig.7 Illustrations of hardness test on the welded pipes 1（a）and 2（b）

圖8為焊管1和2焊接接頭的顯微硬度分布，可見焊接接頭母材、熱影響區(qū)和焊縫區(qū)的硬度差異很大。母材金屬未受熱循環(huán)影響，硬度較低；熱影響區(qū)的臨界區(qū)馬氏體回火析出碳化物，硬度明顯下降，形成一個(gè)軟化區(qū)。而熱影響區(qū)的細(xì)晶區(qū)由于形成細(xì)小的馬氏體，硬度最高；熱影響區(qū)的粗晶區(qū)硬度與焊縫相當(dāng)且均較高。對(duì)比焊管1和2焊接接頭的硬度分布可知，焊管2受熱循環(huán)影響的區(qū)域明顯小于焊管1。雖然兩者焊縫區(qū)和熱影響區(qū)的硬度差異不大，但焊管1母材硬度遠(yuǎn)高于焊管2，從圖6也可以看出，焊管1母材比焊管2母材含有更多的馬氏體。

圖8 焊管1和2焊接接頭的硬度分布Fig.8 Hardness distributions in weld joint of the welded pipes 1 and 2

2.4 拉伸性能檢測(cè)

焊管母材拉伸試樣的尺寸及取樣位置如圖9所示，拉伸試樣的寬度為20 mm，標(biāo)距為80 mm。圖10為焊管母材的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線，可見焊管1與2母材力學(xué)性能差異顯著，焊管1母材的抗拉及屈服強(qiáng)度均明顯高于焊管2母材，這與金相和硬度檢驗(yàn)的結(jié)果相同，而且其斷后伸長(zhǎng)率為4%，而焊管2母材為5.5%。

圖9 拉伸試樣的尺寸（a）及其在焊縫中的部位（b）Fig.9 Dimension of the tensile sample（a）and its location in the weld（b）

圖10 焊管焊接接頭母材的工程應(yīng)力-工程應(yīng)變曲線Fig.10 Engineering stress-engineering strain curves for base metal in welded joint of the welded pipes

表2為焊管母材與供貨鋼帶的拉伸性能。輥壓成形后焊管母材與原板材相比抗拉及屈服強(qiáng)度變化不明顯，但斷后伸長(zhǎng)率明顯降低。這與馬氏體位錯(cuò)密度較高、加工硬化效應(yīng)不顯著有關(guān)，但塑性在輥壓加工后卻顯著下降。板坯力學(xué)性能差異較大與HC750/980MS鋼的生產(chǎn)工藝有關(guān)，馬氏體鋼連續(xù)退火需快速冷卻，通常采用水冷、水氣冷卻、水冷輥冷卻等［7-8］。而供貨商采用強(qiáng)制風(fēng)冷，冷卻效果不如水冷等方式，因此不同鋼卷間、鋼卷不同部位間冷速有差異，最終導(dǎo)致帶鋼組織和力學(xué)性能有差異。

表2 焊管母材和供貨鋼帶的拉伸性能Table 2 Tensile properties of the welded pipe base metals and the steel strip supplied

3 原因分析

焊管鋸切時(shí)，旋轉(zhuǎn)的鋸片對(duì)焊管有作用力，其受力狀況如圖11所示。作用力可分解為橫向和縱向鋸切抗力，這兩個(gè)力的合力為斜向的鋸切力。由上述理化檢驗(yàn)結(jié)果可知，焊管1的母材強(qiáng)度高、塑性差，造成鋸切時(shí)母材、熱影響區(qū)和焊縫變形性能不同，焊管承受的鋸切力也更大，導(dǎo)致焊接接頭在熱影響區(qū)最薄弱的臨界區(qū)開裂。而焊管2由于母材強(qiáng)度較低、塑形較好，不應(yīng)開裂，但由于錯(cuò)邊造成了焊縫搭接，焊縫區(qū)產(chǎn)生了應(yīng)力集中，導(dǎo)致焊縫開裂。為避免焊管鋸切過(guò)程中焊縫開裂，應(yīng)嚴(yán)格控制板材的力學(xué)性能，強(qiáng)度不能過(guò)高，焊接過(guò)程中擠壓力也不能過(guò)大，以避免焊接接頭產(chǎn)生搭接。

圖11 焊管承受的鋸切力Fig.11 Saw cutting forces acting on the welded pipes

4 改進(jìn)措施

為改善HC750/980MS馬氏體鋼的焊接性能，并保證其在退火冷卻過(guò)程中獲得合乎要求的顯微組織，將鋼的C和Ti質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別降低至0.16%和0.03%左右，將Cr質(zhì)量分?jǐn)?shù)提高至0.55%左右。成分改進(jìn)后碳當(dāng)量為0.645%，較之前有所減小，焊接性能得以改善。此外，嚴(yán)格控制板坯的力學(xué)性能，同批次板坯力學(xué)性能差異不能過(guò)大，抗拉及屈服強(qiáng)度不宜過(guò)高。采用改進(jìn)型HC750/980MS馬氏體鋼板焊制的鋼管未發(fā)生過(guò)鋸切開裂的現(xiàn)象。圖12為改進(jìn)型焊管焊接接頭的微觀形貌，可見接頭以熔合線為中心，對(duì)稱性良好。

圖12 化學(xué)成分改進(jìn)后焊管焊接接頭的微觀形貌Fig.12 Micrograph of welded pipe joint after improvement in chemical composition

5 結(jié)論

（1）采用相同工藝焊接的兩根焊管，焊管1母材強(qiáng)度偏高、塑性較差，導(dǎo)致母材與熱影響區(qū)和焊縫變形不協(xié)調(diào)；焊管2母材強(qiáng)度低，在相同的擠壓力下接頭產(chǎn)生搭接，降低了焊縫的有效厚度并產(chǎn)生應(yīng)力集中，最終在鋸切受力時(shí)開裂。

（2）對(duì)鋼的成分進(jìn)行優(yōu)化，即降低C和Ti的含量，提高Cr含量，降低碳當(dāng)量，以改善焊接性能；嚴(yán)格控制制管板坯的力學(xué)性能，特別是抗拉及屈服強(qiáng)度不能過(guò)高。采取以上措施后，HC750/980MS鋼焊管鋸切時(shí)焊縫未再開裂。