李文曉，郭慧英，陳 剛，張 宇

（江蘇?。ㄉ充摚╀撹F研究院，江蘇 張家港 215625）

大線能量焊接EH36船板鋼FCB焊接接頭組織與性能

李文曉，郭慧英，陳 剛，張 宇

（江蘇?。ㄉ充摚╀撹F研究院，江蘇 張家港 215625）

對(duì)工業(yè)化試制的32 mm厚大線能量船板鋼EH36進(jìn)行熱輸入為228 kJ/cm的FCB法焊接試驗(yàn)，并研究了焊接接頭的組織和力學(xué)性能。結(jié)果表明：焊接熱影響區(qū)的過熱粗晶區(qū)原奧氏體晶粒尺寸達(dá)到300～ 500 μm，組織主要由少量晶界鐵素體和晶內(nèi)形核鐵素體（約60%～80%）組成，是該區(qū)焊接時(shí)峰值溫度達(dá)到δ相轉(zhuǎn)變溫度以上并停留較長(zhǎng)時(shí)間造成的，并給出δ相轉(zhuǎn)變溫度及奧氏體晶粒尺寸與峰值溫度之間的關(guān)系；粗晶區(qū)由15～30μm的多邊形鐵素體與3～10μm的針狀鐵素體（10%～20%）構(gòu)成；細(xì)晶區(qū)包含10～20μm的多邊形鐵素體和小于等于10 μm的珠光體；臨界區(qū)表現(xiàn)為混晶組織。焊接接頭熱影響區(qū)的沖擊功Akv≥100 J（-20℃），拉伸試樣斷裂于母材，接頭性能滿足要求。

FCB焊接；船板鋼EH36；原奧氏體晶粒；熱影響區(qū)

0 前言

在船舶行業(yè)中，焊接工序約占整個(gè)造船周期的20%～30%，其成本約占整個(gè)船舶制造成本的17%[1-3]。目前，為了確保焊接接頭的力學(xué)性能，特別是熱影響區(qū)的沖擊韌性，均采用多層多道焊的方式，焊接熱輸入量小于等于50 kJ/cm，耗時(shí)較長(zhǎng)，因此提高船體焊接效率是縮短周期和降低制造成本的有效途徑[4-6]。現(xiàn)階段，大熱輸入焊接方法如多絲埋弧焊、多絲氣電立焊、電渣焊等焊接方法正逐步引入船舶建造中。普通的船板鋼在焊接熱輸入量大于等于100 kJ/cm的情況下，熱影響區(qū)的力學(xué)性能尤其是低溫韌性將急劇惡化，不能滿足船級(jí)社的要求，制約了船舶制造業(yè)的發(fā)展[7-10]。因此，開發(fā)出能夠適應(yīng)大熱輸入量焊接的船板鋼，是目前船舶行業(yè)急需解決的問題。本研究通過合理的成分設(shè)計(jì)，采用現(xiàn)場(chǎng)中厚鋼板的冶煉、軋制生產(chǎn)流程和裝備試制了一種可適應(yīng)大熱輸入焊接的EH36船板鋼，并采用多絲埋弧焊FCB法測(cè)試鋼板的焊接性能，系統(tǒng)分析焊接接頭的組織和性能，為下一步工業(yè)應(yīng)用提供參考。

1 試驗(yàn)方法

1.1 母材成分和力學(xué)性能

試驗(yàn)用鋼板采用180t轉(zhuǎn)爐冶煉、連鑄成320 mm厚板坯，連鑄坯加熱至1200℃，保溫大于等于2.5 h，在配備Mulpic-AcC加速冷卻設(shè)備的寬5 m厚板軋機(jī)上進(jìn)行控制軋制，獲得厚度32 mm的成品鋼板。鋼板化學(xué)成分見表1，鋼種為鈦鎂復(fù)合處理鋼。鋼板組織如圖1所示，鋼板軋態(tài)組織主要為準(zhǔn)多邊形鐵素體和貝氏體。力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果表明，母材鋼板屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度為430 MPa和535 MPa，延伸率大于等于24%，-40℃沖擊功大于等于250 J。

表1 鋼板化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of steel plate %

圖1 母材鋼板組織Fig.1 Optical microstructure of base material

1.2 焊接方法及工藝

采用FCB法進(jìn)行單面焊雙面成型焊接，無焊前預(yù)熱與焊后熱處理，焊接材料采用直徑4.8 mm（前兩絲）和6.4 mm（第三絲）的H10Mn2（焊絲）+PF-55E（埋弧焊劑）+PF-150R（襯墊焊劑）。Y型焊接坡口，角度50°，鈍邊6 mm。焊接參數(shù)如表2所示。

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Detailed process parameters of the three-wire submerged arc welding

1.3 組織與性能表征

試樣經(jīng)磨制、拋光、4%硝酸酒精侵蝕后，使用Zeiss光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。焊接接頭的拉伸、沖擊、彎曲和硬度性能測(cè)試分別參照GB/T2651-2008、GB/T2650-2008、GB/T2653-2008和GB/T2564-2008。拉伸和彎曲試驗(yàn)在Model 5585H型電子萬能材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行；沖擊試驗(yàn)在IMP450-J型擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，其中表面、根部沖擊試樣取樣位置分別位于上、下表面下2 mm處；維氏硬度測(cè)試在Tukon 2500B型數(shù)字化閉環(huán)控制維氏硬度計(jì)上進(jìn)行，載荷5 kg；在VL2000DX-SVF17SP高溫激光共聚焦顯微鏡下進(jìn)行熱影響區(qū)組織原位觀察，峰值溫度分別為1 300℃～1500℃，相關(guān)熱模擬參數(shù)如圖2所示。

2 試驗(yàn)結(jié)果分析

2.1 焊接接頭組織

2.1.1 接頭宏觀組織

采用FCB法單道次焊接成形的32 mm厚鋼板焊接接頭低倍形貌如圖3所示，經(jīng)檢驗(yàn)焊接接頭成形良好，無氣孔、裂紋、夾渣等缺陷。熱影響區(qū)分別為過熱粗晶區(qū)（SCGHAZ）、粗晶區(qū)（CGHAZ）、細(xì)晶區(qū)（FGHAZ）、臨界區(qū)（ICHAZ）。由圖可知，這四個(gè)區(qū)域的最大寬度分別為：SCGHAZ 1.8mm、CGHAZ 6.8 mm、FGHAZ 6.0 mm、ICHAZ 3.5 mm。

圖3 焊接接頭橫截面低倍形貌Fig.3 Typical cross section of the weld joint

2.1.2 熱影響區(qū)組織演變

圖4a、4b、4c分別為圖3a、3b、3c的顯微組織，由圖4可知，板厚1/4與1/2位置之間的SCGHAZ區(qū)寬度最大，約為1.8 mm，其形成原因是該焊道形狀導(dǎo)致板厚1/4與1/2位置之間成為熱傳導(dǎo)最慢的位置，峰值溫度達(dá)到δ相轉(zhuǎn)變溫度以上的區(qū)域最寬，原奧氏體晶粒尺寸（AGS）也最大；接頭表面位置的SCGHAZ寬度約為0.6mm；接頭根部的SCGHAZ寬度約為0.2 mm，AGS最小。由圖4d、4e、4f可知，接頭表面位置的SCGHAZ組織主要為晶界鐵素體（GBF）+晶內(nèi)針狀鐵素體（IAF）+晶內(nèi)多邊形鐵素體（IPF），板厚1/4與1/2位置之間的SCGHAZ組織主要為GBF+IAF+IPF，而接頭根部的組織主要為GBF+IPF。

熱影響區(qū)其他區(qū)域的顯微組織如圖5所示。由圖5a可知，粗晶區(qū)的組織主要為15～30 μm的多邊形鐵素體（PF）與3～10 μm的針狀鐵素體（AF），其中AF的體積含量約為10%～20%。細(xì)晶區(qū)（FGHAZ）組織如圖5b所示，為典型的PF+珠光體（P）組織，其中PF的尺寸為10～20μm，P的尺寸小于等于10 μm。臨界區(qū)（ICHAZ）的組織表現(xiàn)為明顯的混晶組織，在部分與母材相近的組織中夾雜著明顯的細(xì)小PF。

圖4 焊接接頭過熱粗晶區(qū)金相組織Fig.4 Optical microstructure at SCGHAZ of the weld joint

圖5 焊接接頭熱影響區(qū)組織Fig.5 Optical microstructure at heat affected zone of weld joint

2.2 焊接接頭力學(xué)性能

焊接接頭各區(qū)域-20℃沖擊性能如圖6所示。由圖可知：（1）焊接接頭各區(qū)域的沖擊韌性良好，能夠滿足船級(jí)社對(duì)E級(jí)鋼板焊接接頭的沖擊韌性要求；（2）接頭根部各區(qū)域的沖擊韌性明顯高于接頭表面各區(qū)域，沖擊值穩(wěn)定在150 J以上，而接頭表面各區(qū)域的沖擊值則穩(wěn)定在100 J以上，并且接頭根部各區(qū)域的沖擊值的穩(wěn)定性也明顯優(yōu)于接頭表面各區(qū)域。這是由于受三根焊絲熱輸入分配的影響，接頭根部受到的局部熱輸入較小，SCGHAZ組織中AGS尺寸較小，晶界處形成的GBF尺寸較小且晶內(nèi)形核的細(xì)小鐵素體共同起到阻礙裂紋擴(kuò)展的目的，從而提高了根部SCGHAZ區(qū)的韌性。

圖6 焊接接頭沖擊韌性Fig.6 Impact toughness of the weld joint

焊接接頭表面、中心、根部位置的硬度分布如圖7所示。硬度測(cè)試方法為：由焊縫中心至熔合線，間隔2.0 mm測(cè)試一個(gè)硬度值；熔合線至未受熱影響的母材區(qū)，間隔0.7 mm測(cè)試一個(gè)硬度值。由圖可知：（1）焊縫區(qū)硬度值最高，為180～190 HV，熱影響區(qū)硬度150～170 HV，母材硬度170～180 HV；（2）焊接熱影響區(qū)最低硬度值位于臨界區(qū)與細(xì)晶區(qū)的交界處，該位置硬度150～155 HV。

圖7 焊接接頭硬度分布Fig.7 Hardness distribution across the weld joint

焊接接頭的拉伸和彎曲性能如表3所示。接頭拉伸試驗(yàn)斷裂位置位于母材，抗拉強(qiáng)度大于等于510 MPa，略低于軋態(tài)母材的強(qiáng)度（535 MPa），焊接接頭側(cè)彎試驗(yàn)合格。

表3 焊接接頭拉伸與彎曲性能Table 3 Tensile and side-bend properties of the weld joint

3 分析和討論

3.1 SCGHAZ的形成

焊接熱影響區(qū)的溫度分布與狀態(tài)的關(guān)系如圖8所示。在傳統(tǒng)的小熱輸入焊接接頭中，緊鄰熔合線的焊接熱影響區(qū)被稱為粗晶區(qū)（CGHAZ），其在焊接熱循環(huán)過程中的峰值溫度范圍為1 100℃～δ相轉(zhuǎn)變溫度以下（或在δ相轉(zhuǎn)變溫度停留時(shí)間極短而未能發(fā)生δ相轉(zhuǎn)變）；但在大熱輸入焊接條件下，緊鄰熔合線的焊接熱影響區(qū)峰值溫度將達(dá)到δ相轉(zhuǎn)變溫度以上（圖8中Tδ～Tm之間），并持續(xù)較長(zhǎng)時(shí)間，為熱力學(xué)反應(yīng)創(chuàng)造了動(dòng)力學(xué)條件（主要是擴(kuò)散），故短時(shí)間來不及的相變，如γ→δ相變、第二相粒子的溶解等，在多絲FCB法焊接時(shí)就會(huì)發(fā)生，導(dǎo)致晶粒尺寸進(jìn)一步長(zhǎng)大，其相變過程與傳統(tǒng)的粗晶區(qū)有明顯差異，因而將此區(qū)域從粗晶區(qū)中區(qū)分開來，稱為過熱粗晶區(qū)（SCGHAZ）。需要指出的是，雖然相變過程與傳統(tǒng)的粗晶區(qū)有明顯差異，但其最終結(jié)果是導(dǎo)致形成更粗大的奧氏體晶粒，從而為晶內(nèi)鐵素體形核提供基礎(chǔ)。

3.2 高溫奧氏體轉(zhuǎn)變

在大熱輸入焊接條件下，試制鋼板粗晶熱影響區(qū)不同組織奧氏體化過程同樣變得更加復(fù)雜，采用高溫激光共聚焦顯微鏡對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行峰值溫度1 300℃～1 500℃、升溫速率5 K/s、保溫時(shí)間3 s的模擬粗晶區(qū)原位觀察，如圖9所示。由圖可知，峰值溫度由1 300℃升至1 480℃，隨著峰值溫度的升高，熱模擬HAZ中奧氏體晶粒尺寸（AGS）不斷增加，這主要是由于峰值溫度越高，晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力越大，從而促進(jìn)粗晶區(qū)的奧氏體組織不斷長(zhǎng)大。研究表明[11-12]：尺寸小于等于0.2 μm的氧化物和TiN可釘扎晶界，從而阻止高溫條件下奧氏體晶粒長(zhǎng)大。但TiN粒子在1 350℃以上高溫停留時(shí)將逐漸溶解而喪失對(duì)奧氏體晶粒長(zhǎng)大的抑制作用[13-17]。在FCB焊接頭的粗晶區(qū)中，因其在焊接過程中峰值溫度超過1 350℃，TiN粒子已逐漸溶解，未能有效抑制奧氏體晶粒的長(zhǎng)大，這也是導(dǎo)致奧氏體晶粒急劇長(zhǎng)大的原因之一。

峰值溫度為1 500℃時(shí)，觀察到奧氏體組織中出現(xiàn)黑色樹枝狀浮凸，如圖9f白色箭頭所示，結(jié)合Fe-C相圖在此溫度區(qū)間的變化，證實(shí)此現(xiàn)象為γ→δ相變。高溫金相顯示δ相變反應(yīng)十分迅速，轉(zhuǎn)變時(shí)間僅為1～2 s，隨后在降溫階段重新形成粗大的奧 氏體組織。這說明在大熱輸入焊接條件下，臨近熔合線的過熱粗晶區(qū)發(fā)生δ相變，奧氏體晶粒變得更加粗大。

圖8 焊接熱影響區(qū)的溫度分布與狀態(tài)圖的關(guān)系Fig.8 Relationships between HAZ，F(xiàn)e-C phase diagram and thermal processes

圖9 不同峰值溫度熱模擬奧氏體組織：Fig.9 Optical microstructure of austenite grain simulated by varied peak temperatures

奧氏體晶粒尺寸與峰值溫度的關(guān)系如圖10所所示。由圖可知：（1）奧氏體晶粒尺寸與峰值溫度成指數(shù)關(guān)系，通過origin軟件分析擬合得到的曲線方程為Dγ=78.88+3.6×10-6e(T/64.55）（Dγ為奧氏體晶粒尺寸，T為峰值溫度），其中R2=0.983 45，表明擬合精度較高。（2）當(dāng)峰值溫度超過1 400℃～1 450℃時(shí)，奧氏體晶粒尺寸顯著增加，由此導(dǎo)致SCGHAZ區(qū)（見圖4d、4e、4f）與CGHAZ區(qū)（見圖5a）組織的顯著差異。文獻(xiàn)研究證實(shí)[18-20]，隨著AGS的增大，原奧氏體晶粒內(nèi)部將逐漸取代晶界處成為更有利的異質(zhì)形核點(diǎn)，原因在于：隨著AGS的增大，晶界總面積減小，從而導(dǎo)致晶界處形核點(diǎn)減少，鈦鎂粒子則對(duì)晶內(nèi)AF形核具有促進(jìn)作用；而當(dāng)AGS較小時(shí)，因晶界總面積較大，晶界處可提供大量的異質(zhì)形核點(diǎn)，有利于PF組織的轉(zhuǎn)變。

3.3 δ相變點(diǎn)的觀察

圖10 奧氏體晶粒尺寸與峰值溫度的關(guān)系Fig.10 Relationships between AGS and peak temperatures

為了研究在大熱輸入焊接條件下δ相的形成及演變過程，采用高溫激光共聚焦顯微鏡對(duì)試驗(yàn)鋼進(jìn)行更加精細(xì)的原位觀察，如圖11所示。由thermo calc軟件計(jì)算可得，本試驗(yàn)EH36船板鋼δ相開始轉(zhuǎn)變溫度為1 455℃，反應(yīng)結(jié)束溫度為1 480℃。試驗(yàn)峰值溫度為1 480℃，其中1 400℃～1 480℃階段的升溫速率由5 K/s降至0.2 K/s，保溫時(shí)間60 s，降溫階段參數(shù)不變。

圖11 δ相變的原位觀察Fig.11 δ phase in situ observation with HTLSCM

由圖11可知，在溫度低于1470℃的階段，未發(fā)現(xiàn)δ相發(fā)生現(xiàn)象；溫度為1 470℃時(shí)，開始出現(xiàn)δ相轉(zhuǎn)變，1 470℃～1 475℃階段，δ相開始增多；峰值溫度1 480℃與峰值溫度1 480℃+保溫30 s的δ相數(shù)量相比并沒有明顯變化，表明升溫速率為0.2 K/s、峰值溫度達(dá)到1480℃時(shí)，相變已經(jīng)結(jié)束，這與thermo calc軟件的計(jì)算結(jié)果一致。由于δ相開始轉(zhuǎn)變的相變點(diǎn)溫度是在升溫速率0.2 K/s下測(cè)得，高于平衡過程中的相變點(diǎn)，由此推測(cè)δ相相變點(diǎn)為1 455℃～ 1 470℃。根據(jù)3.2節(jié)的奧氏體晶粒尺寸擬合曲線方程計(jì)算可得，1 455℃～1 470℃的奧氏體晶粒尺寸約為300～350 μm。這一尺寸與圖4的SCGHAZ中原奧氏體晶粒尺寸基本一致。

4 結(jié)論

（1）采用熱輸入量為228 kJ/cm的三絲埋弧焊對(duì)工業(yè)化試制的32 mm厚新型船板鋼EH36進(jìn)行焊接試驗(yàn)，焊接接頭的各項(xiàng)力學(xué)性能滿足船級(jí)社要求。焊接接頭的熔合線及熱影響區(qū)的-20℃沖擊功大于等于100 J，滿足EH36級(jí)別船板鋼焊接接頭性能要求。

（2）熱影響區(qū)原位觀察試驗(yàn)表明，隨著峰值溫度的提高，粗晶區(qū)中原奧氏體晶粒尺寸急劇增加，奧氏體晶粒尺寸與峰值溫度的關(guān)系符合方程：Dγ= 78.88+3.6×10-6e(T/64.55）。

（3）通過thermo calc軟件計(jì)算并經(jīng)原位觀察驗(yàn)證了該大線能量EH36船板鋼的δ相相變開始點(diǎn)為1 455℃～1 470℃。

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Microstructure and properties of FCB weld joint of shipbuilding steel EH36 for high heat input welding

LI Wenxiao，GUO Huiying，CHEN Gang，ZHANG Yu
（Jiangsu Iron&Steel Research Institute(Shagang)，Zhangjiagang 215625，China）

FCB welding with an heat input of 228 kJ/cm was applied to butt weld newly developed 32 mm thick shipbuilding steel plate EH36，and the microstructure and mechanical properties of the weld joint were examined.Super coarse grain heat affected zone of the weld joint mainly consists of intra-granular nucleated ferrite and small amount of grain boundary ferrite.The size of prior austenite grain is 300～ 500 μm，which is caused by longer soaking at high temperatures during thermal cycle.In this paper，δ phase-transition temperature and relationships between austenite grain size and peak temperatures are given.Coarse grain heat affected zone mainly consists of 15～30 μm acicular ferrite and 3～10 μm acicular ferrite.A microstructure consisting of 10～20 μm acicular ferrite and≤10 μm pearlite is observed in fine grain heat affected zone.Inter-critical heat affected zone consists of mixed grains.The heat affected zone exhibits an absorbed energy larger than 100 J at-20℃during CVN impact test.The weld joint failed in the base metal during transverse tensile testing，and otherproperties meet the requirement.

FCB welding；shipbuilding steel EH36；prior austenite grain；heat affected zone

TG457.1

A

1001－2303（2017）08－0001-08

10.7512/j.issn.1001-2303.2017.08.01

2017-03-13；

2017-04-13

李文曉（1990—），男，工程師，碩士，主要從事先進(jìn)高強(qiáng)度中厚鋼板的開發(fā)以及其配套焊接工藝和焊材的研發(fā)工作。E-mail：liwenxiao204@163.com。

張 宇，男，博士，主要從事先進(jìn)焊接技術(shù)和工藝開發(fā)工作。E-mail：tohoku_zy@163.com。

本文參考文獻(xiàn)引用格式：李文曉，郭慧英，陳剛，等.大線能量焊接EH36 船板鋼FCB焊接接頭組織與性能[J].電焊機(jī)，2017，47（08）：1-8.