Q1400超高強(qiáng)鋼激光-MAG復(fù)合焊抗裂性研究

牟梓豪，徐 鍇，劉振偉，滕 彬，孫祥廣，胡慶睿，王文濤

1. 中國機(jī)械總院集團(tuán) 哈爾濱焊接研究所有限公司，黑龍江 哈爾濱 150028

2. 中信泰富特鋼集團(tuán)股份有限公司 用戶應(yīng)用技術(shù)研究分院，江蘇 江陰 214429

3. 撫順市特種設(shè)備監(jiān)督檢驗(yàn)所，遼寧 撫順 113006

0 前言

高強(qiáng)鋼自20世紀(jì)初誕生以來，已經(jīng)經(jīng)歷了一個(gè)多世紀(jì)的發(fā)展。由于其具有比強(qiáng)度高、塑韌性好、便于機(jī)械加工等優(yōu)點(diǎn)，現(xiàn)已廣泛應(yīng)用于航空航天、汽車制造、工程機(jī)械、船舶以及軍工等領(lǐng)域[1-4]。但對(duì)于高強(qiáng)鋼而言，其碳含量較高，合金成分復(fù)雜，在焊接過程中非常容易產(chǎn)生裂紋等問題，嚴(yán)重影響焊接質(zhì)量[5]。在高強(qiáng)鋼焊接過程中，擴(kuò)散氫、機(jī)械應(yīng)力/應(yīng)變、熱影響區(qū)或焊縫金屬中的臨界微觀組織都是可能造成裂紋的因素，會(huì)造成彎曲性能、耐腐蝕性能、伸長率等一系列力學(xué)化學(xué)性能嚴(yán)重下降[6-8]。

除了上述材料自身變化因素對(duì)裂紋的影響之外，板材厚度及拘束應(yīng)力等外加因素對(duì)裂紋的敏感性也有很大影響。有研究驗(yàn)證20 mm Q890D 鋼相較于15 mm板材的熱影響區(qū)硬度提高了10%，并且更多的組織發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變[9]。周之金[10]定量研究外加拘束應(yīng)力對(duì)馬氏體轉(zhuǎn)變的影響，試驗(yàn)結(jié)果表明隨著外加拘束應(yīng)力的增大，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度不斷提高，為焊縫金屬的馬氏體相變提供額外驅(qū)動(dòng)力。

除了冷裂紋之外，熱裂紋也是高強(qiáng)鋼焊接尤其是激光焊接中經(jīng)常出現(xiàn)的缺陷。Abu-Aesh[11]等人發(fā)現(xiàn)脈沖TIG焊方法相比于連續(xù)TIG焊更能避免奧氏體不銹鋼熱裂紋的產(chǎn)生，而且與脈沖參數(shù)呈現(xiàn)相關(guān)性。Chen[12]等人基于應(yīng)力強(qiáng)度因子計(jì)算凝固裂紋產(chǎn)生的敏感性，發(fā)現(xiàn)無論溫度如何，高速焊接都會(huì)增加裂紋產(chǎn)生的敏感性。陳根余[13]等人對(duì)比研究激光焊、激光引導(dǎo)的激光-MAG復(fù)合焊和電弧引導(dǎo)的激光-MAG復(fù)合焊，結(jié)果表明激光引導(dǎo)的激光-MAG復(fù)合焊的焊后應(yīng)變率最小，熱裂紋敏感性最低。曹浩[14]在研究10Ni5CrMoV 窄間隙激光焊時(shí)，發(fā)現(xiàn)存在凝固裂紋現(xiàn)象，采用焊前預(yù)熱及調(diào)整熱輸入等方式來延緩焊縫的凝固速率并且降低焊接應(yīng)力，以避免凝固裂紋的產(chǎn)生。這也是工程實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用中從工藝角度避免產(chǎn)生凝固裂紋的最廣泛且最有效的方法。

近年來超高強(qiáng)鋼在汽車、船舶、軍工、工程機(jī)械等領(lǐng)域的應(yīng)用越來越廣泛，但國內(nèi)對(duì)于1 000 MPa級(jí)以上的厚板研究比較少。因此，本研究針對(duì)新型1 400 MPa 級(jí)別超高強(qiáng)鋼進(jìn)行激光-MAG 復(fù)合焊裂紋敏感性試驗(yàn)，探究復(fù)合焊影響裂紋產(chǎn)生的機(jī)理及防止措施，為實(shí)際生產(chǎn)制造應(yīng)用提供理論支撐。

1 試驗(yàn)材料及設(shè)備

試驗(yàn)材料為20 mm 厚Q1400E 超高強(qiáng)度鋼，焊絲選用抗拉強(qiáng)度1 000 MPa的ESAB CF 89（ER120S-G）實(shí)心焊絲，直徑1.2 mm。母材與焊絲的化學(xué)成分及力學(xué)性能分別如表1、表2所示。

表1 母材及焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical composition of base metal and welding wire （wt.%）

表2 母材及焊絲力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of base metal and welding wire

由于激光-電弧復(fù)合焊無可參考的焊接裂紋試驗(yàn)標(biāo)準(zhǔn)，焊接試驗(yàn)參照GB/T 32260.2—2015《金屬材料焊縫的破壞性試驗(yàn) 焊件的冷裂紋試驗(yàn) 弧焊方法第2 部分：自拘束試驗(yàn)》弧焊標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行。試板尺寸200 mm×150 mm×20 mm，與標(biāo)準(zhǔn)略有不同的是，試驗(yàn)坡口角度為40°，這是由于激光-電弧復(fù)合焊可以適應(yīng)更窄的坡口形式，并且與工程實(shí)際應(yīng)用相符。具體結(jié)構(gòu)如圖1 所示。焊前以手工MAG 焊方法焊接拘束焊縫，拘束焊縫焊接完畢后靜置48 h，再進(jìn)行斜Y 坡口抗裂性試驗(yàn)，焊接設(shè)備為IPG YLS-30000光纖激光器，F(xiàn)ronius TPS4000弧焊電源，HIGH YAG高功率激光頭，最大輸出功率30 kW。將激光頭、焊槍整裝在KUKA六軸機(jī)器人上，由機(jī)器人自動(dòng)焊接完成，如圖2 所示。選用M21 型（80%Ar+20%CO2）保護(hù)氣體，流量15～20 L/min，激光功率8 500 W，電流254 A，電壓22.1 V，具體參數(shù)如表3 所示。并根據(jù)上述工藝參數(shù)進(jìn)行激光-MAG 復(fù)合焊不同預(yù)熱溫度下的斜Y坡口試驗(yàn)。

圖1 斜Y坡口示意Fig.1 Schematic diagram of inclined Y groove

圖2 試驗(yàn)平臺(tái)示意Fig.2 Test platform

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding process parameters

焊后試件靜置48 h 后進(jìn)行表面觀察及斷面解剖觀察。表面使用著色劑進(jìn)行裂紋檢查，表面裂紋率按式（1）計(jì)算，起弧及收弧裂紋忽略不計(jì)。完整檢查完表面裂紋后將焊縫分為均等五份，研磨拋光后使用三氯化鐵水溶液進(jìn)行腐蝕，在光學(xué)金相顯微鏡下檢查顯微組織及裂紋形貌，最后按式（2）計(jì)算斷面裂紋率。

式中Cf為表面裂紋率；∑Lf為表面裂紋總長度（單位：mm）；L為試驗(yàn)焊縫長度（單位：mm）。

式中Cs為斷面裂紋率；∑Hs為斷面裂紋總長度（單位：mm）；H為試驗(yàn)焊縫最小厚度（單位：mm）。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 斜Y坡口試驗(yàn)

試板經(jīng)48 h空冷后進(jìn)行表面著色探傷檢測，斜Y坡口表面裂紋檢查如圖3所示。然后將試板平均分為5 份，研磨拋光后檢查斷面裂紋，如圖4 所示。最終裂紋率如表4 所示。可以發(fā)現(xiàn)除200 ℃試樣外，其他試樣均產(chǎn)生了不同程度的焊縫中心裂紋，25 ℃、50 ℃、100 ℃試樣均產(chǎn)生了較明顯的焊縫中心裂紋，并伴有沿柱狀晶生長方向擴(kuò)展的沿晶裂紋，150 ℃試樣焊縫中心裂紋消失，但仍存在細(xì)小沿晶裂紋，僅200 ℃試樣沒有任何裂紋產(chǎn)生。

圖3 斜Y坡口表面裂紋檢查Fig.3 Surface crack inspection of inclined Y groove

圖4 斜Y坡口斷面裂紋檢查Fig.4 Crack inspection of inclined Y groove welding joint

表4 斜Y坡口裂紋率Table 4 Crack rate of inclined Y groove welding

2.2 接頭金相組織及裂紋觀察

使用奧林巴斯（OLYMPUS）GX51 倒置金相系統(tǒng)顯微鏡觀察50 ℃預(yù)熱的試樣金相組織，如圖5所示，并進(jìn)行裂紋分析。可見焊縫主要以柱狀晶方式生長，焊縫上下表面存在少量的等軸晶。焊縫中心存在較嚴(yán)重的縱向裂紋，長約2 mm，寬約0.2 mm。裂紋沿中心線向上下兩端擴(kuò)展，裂紋末端較為圓滑。焊縫底部由于與母材接觸面積最大散熱速度最快，最先凝固；其次是與大氣接觸的焊縫表面；液態(tài)金屬從外向內(nèi)凝固，焊縫中心為最后凝固點(diǎn)，即圖5 中液態(tài)金屬從區(qū)域①和區(qū)域②向區(qū)域③凝固。而液態(tài)金屬凝固過程中會(huì)發(fā)生收縮現(xiàn)象，所以在最后凝固的區(qū)域③易產(chǎn)生大范圍縮松，萌生裂紋。同時(shí)在焊縫兩側(cè)柱狀晶生長間隙之間也產(chǎn)生了大量大小不等的沿晶裂紋。如圖6 所示，裂紋尖端枝晶生長末端附近發(fā)現(xiàn)大量微型缺陷，這些微型缺陷也可以充分證明：在凝固過程中存在補(bǔ)縮不足的情況是導(dǎo)致裂紋產(chǎn)生的原因。

圖5 裂紋整體微觀形貌Fig.5 Microscopic morphology of cracks

圖6 裂紋尖端微觀組織Fig.6 Microstructure of crack tip

中心裂紋附近區(qū)域及未產(chǎn)生裂紋區(qū)域的顯微組織如圖7 所示?？梢园l(fā)現(xiàn)均為馬氏體組織，裂紋均沿著柱狀晶晶界生長，裂紋呈鋸齒狀，兩側(cè)無法嚙合，并且裂紋表面存在氧化發(fā)黑現(xiàn)象，因此可以確定是在焊后高溫條件下產(chǎn)生的凝固裂紋。

圖7 焊縫微觀組織Fig.7 Microstructure of welds

2.3 裂紋產(chǎn)生機(jī)理

2.3.1 凝固縮松對(duì)裂紋的影響

將試樣沿裂紋擴(kuò)展方向切開，使用Zeiss EVO 18掃描電子顯微鏡觀察裂紋表面形貌，如圖8所示。裂紋表面類似于準(zhǔn)解理斷口，有明顯的河流狀花樣。放大后可看到卵石狀凸起，斷口表面圓滑、光滑，這種卵石狀凸起是凝固裂紋產(chǎn)生的標(biāo)志，通常是由于枝晶末端的液態(tài)金屬凝固殆盡而無法補(bǔ)縮產(chǎn)生的，進(jìn)一步證明了是在凝固過程中液態(tài)金屬填充不足造成的凝固裂紋。

圖8 裂紋表面微觀形貌Fig.8 Micromorphology of crack surface

液態(tài)金屬凝固過程如圖9 所示。凝固前期，固相剛剛凝固形核，周圍被液相包裹，二次枝晶生長過程中有充足的液相補(bǔ)縮。隨著凝固的進(jìn)行，枝晶臂粗化，二次枝晶互相交錯(cuò)難以分辨。最后很難觀察到明顯的枝晶。而其中少量未凝固液相被單獨(dú)分割，或由于表面張力的作用無法在空腔區(qū)內(nèi)移動(dòng)，因而導(dǎo)致了縮孔的存在。固相補(bǔ)縮區(qū)中部分小型縮孔會(huì)在金屬高溫蠕變下逐漸“愈合”，但較大的縮孔仍將保留下來成為裂紋源。垂直于坡口兩側(cè)拉應(yīng)力方向的裂紋會(huì)不斷擴(kuò)展成為縱向裂紋，而裂紋擴(kuò)展釋放應(yīng)力后部分小縮松沒有繼續(xù)擴(kuò)展，在焊縫內(nèi)部保留了部分點(diǎn)狀缺陷和線狀缺陷。而在試驗(yàn)中提升焊前預(yù)熱溫度的方法可以減緩焊接冷卻速度，提升液態(tài)金屬存留時(shí)間和流動(dòng)速度，使其有更多的時(shí)間進(jìn)行流動(dòng)補(bǔ)縮，降低縮松產(chǎn)生的可能性。

圖9 枝晶間縮孔形成示意Fig.9 Interdendritic crack formation

2.3.2 微觀偏析對(duì)裂紋的影響

除了液態(tài)金屬填充不足，有害元素聚集于晶界處降低晶界強(qiáng)度也是裂紋產(chǎn)生的原因之一。在凝固過程中，由于存在溶質(zhì)再分配現(xiàn)象，固相會(huì)將再分配系數(shù)小于1 的元素排斥至液相中，進(jìn)而在固相產(chǎn)生不平衡的擴(kuò)散，隨著凝固的進(jìn)行，被偏析的元素在液相中的濃度越來越高，并聚集在固相最后凝固的區(qū)域。使用EDS 能譜分析檢測裂紋表面合金元素成分，結(jié)果如表5、圖10 所示。可見裂紋表面Mn、Ni 等元素與母材接近，而S、P 等有害元素明顯高于母材水平，S含量達(dá)到了母材的40倍，P元素含量也遠(yuǎn)超母材。這些元素會(huì)產(chǎn)生FeS、MnS、Fe3P等低熔點(diǎn)化合物在晶界區(qū)域聚集，嚴(yán)重降低晶界強(qiáng)度。

表5 裂紋表面元素組成（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 5 Element composition of crack surface （wt.%）

圖10 裂紋表面EDS能譜分析Fig.10 EDS analysis of crack surface

根據(jù)包晶線相圖所示（見圖11），C 含量在0.08%～0.51%區(qū)間內(nèi)會(huì)發(fā)生包晶反應(yīng)，液相與δ-Fe生成γ-Fe。而γ-Fe 為面心立方結(jié)構(gòu)，δ-Fe 為體心立方結(jié)構(gòu)，面心立方結(jié)構(gòu)相較于體心立方結(jié)構(gòu)排布更密，也就是說在包晶轉(zhuǎn)變過程中會(huì)有明顯的體積收縮以及收縮應(yīng)力。在包晶轉(zhuǎn)變過程中分為包晶轉(zhuǎn)變和包晶反應(yīng)兩個(gè)部分。包晶反應(yīng)是液相與固相的δ-Fe 共同生成γ-Fe，包晶轉(zhuǎn)變是固相的δ-Fe直接轉(zhuǎn)變?yōu)棣?Fe。根據(jù)圖11、式（3）粗略計(jì)算焊縫熔合比達(dá)67.76%，而裂紋中心處C 含量在0.22%左右，而由于元素?zé)龘p實(shí)際C含量會(huì)更低。

圖11 包晶線相圖Fig.11 Peritectic phase diagram

包晶轉(zhuǎn)變發(fā)生的時(shí)候液相比例很小，并且處于被交錯(cuò)的二次枝晶隔離開的階段，在包晶轉(zhuǎn)變發(fā)生后產(chǎn)生的明顯體積收縮無法由液相的流動(dòng)進(jìn)行補(bǔ)充。包晶反應(yīng)是γ-Fe 沿著δ-Fe 與液相的晶界生長，γ-Fe 借助液相將溶解度低的溶質(zhì)原子擴(kuò)散到δ-Fe中。但有研究表明[16]，在很大的冷卻速度下，液相可能會(huì)過冷至包晶線以下，γ-Fe自發(fā)形核于液相中，而這將會(huì)影響液相與δ-Fe 之間的溶質(zhì)交換，從而加劇微觀偏析。

2.3.3 焊接應(yīng)力對(duì)裂紋的影響

在焊接應(yīng)力方面，Q1400超高強(qiáng)鋼的淬硬性強(qiáng)，在經(jīng)歷焊接熱循環(huán)后容易產(chǎn)生較大的焊接應(yīng)力。因此其在進(jìn)行斜Y 坡口試驗(yàn)時(shí)兩側(cè)拘束焊縫對(duì)焊縫中心的拘束應(yīng)力更高。有研究表明，坡口尖角處的拘束應(yīng)力可以達(dá)到自由端10 倍以上[17]。由圖12可知，焊縫金屬凝固厚斜Y坡口的尖角位于焊縫中心偏上位置，即是前文所述的最后凝固、容易產(chǎn)生縮松的位置。尖角處較大的拘束應(yīng)力作用于縮松位置，導(dǎo)致產(chǎn)生了焊縫中心裂紋。

圖12 熔化坡口示意Fig.12 Fusion welding joint

針對(duì)這種拘束應(yīng)力較大的現(xiàn)象，激光-電弧復(fù)合焊具有的熔深大、焊接變形小等優(yōu)點(diǎn)可以有效地降低焊接拘束帶來的應(yīng)力集中，從而降低焊接接頭的裂紋率。同時(shí)提升預(yù)熱溫度可以減少接頭淬硬組織的生成，降低焊接殘余應(yīng)力，避免裂紋產(chǎn)生。隨著預(yù)熱溫度的升高，焊縫裂紋率不斷下降，直至預(yù)熱溫度達(dá)到200 ℃時(shí)可以完全避免裂紋產(chǎn)生。

3 結(jié)論

（1）針對(duì)Q1400 超高強(qiáng)鋼開展不同預(yù)熱溫度下的斜Y 坡口激光-電弧復(fù)合焊抗裂性研究，試驗(yàn)結(jié)果表明各預(yù)熱溫度下的焊接試驗(yàn)均未產(chǎn)生冷裂紋，但部分試驗(yàn)產(chǎn)生了焊縫中心裂紋。

（2）針對(duì)激光-電弧復(fù)合焊在斜Y 坡口中產(chǎn)生了焊縫中心裂紋現(xiàn)象進(jìn)行研究，通過觀察裂紋萌生位置及表面形貌判定為焊接凝固裂紋，產(chǎn)生裂紋的主要原因：一是凝固速度快，液態(tài)金屬無法補(bǔ)縮產(chǎn)生縮松；二是材料中的有害元素偏析聚集在晶界降低晶界強(qiáng)度；三是Q1400強(qiáng)度較高，斜Y坡口尖角處拘束應(yīng)力過大導(dǎo)致裂紋萌生。

（3）針對(duì)產(chǎn)生裂紋的現(xiàn)象，激光-電弧復(fù)合焊集中的能量輸入和較小的焊接變形可以有效降低焊接殘余應(yīng)力。同時(shí)提升預(yù)熱溫度既可以減緩焊接冷卻速度，使液態(tài)金屬可以充分補(bǔ)縮，也可以減少焊縫淬硬組織的生成，降低焊接應(yīng)力，從而避免焊縫裂紋的產(chǎn)生。