王納，張宇，趙孚，秦亞飛

大厚度EH36雙絲氣電立焊焊接接頭性能研究

王納，張宇，趙孚，秦亞飛

（江蘇省沙鋼鋼鐵研究院有限公司，江蘇 張家港 215625）

評價80 mm厚船板EH36的大熱輸入性能。采用控軋控冷方法試制了80 mm厚的大線能量鋼板，并進行熱輸入量為700 kJ/cm的雙絲氣電立焊試驗，用金相顯微鏡觀察微觀組織，用試驗機測試接頭的力學(xué)性能。焊接接頭抗拉強度為542 MPa，焊接接頭–40 ℃沖擊功在59 J以上，根部粗晶區(qū)為焊接接頭的韌性薄弱區(qū)，這與其根部散熱慢有關(guān)。試制的鋼板滿足超大熱輸入要求，焊接性能優(yōu)異。

雙絲氣電立焊；大熱輸入；焊接性能；組織

焊接線能量（單位長度焊縫的焊接熱輸入）越大，焊接效率越高，焊接鋼板生產(chǎn)的難度也越大。目前，大線能量焊接技術(shù)主要用于高技術(shù)船舶及海洋工程裝備等高端制造，如用于海上浮式生產(chǎn)儲卸油船（FPSO）、深海油氣鉆井平臺及海上大型風(fēng)電安裝、大型極地船舶及超大型集裝箱船制造等。另外，還可用于大型油氣儲罐、重載橋梁、高層建筑鋼結(jié)構(gòu)等制造領(lǐng)域。隨著以氧化物冶金為核心技術(shù)的一系列鋼鐵材料的相繼問世，其高效率、高質(zhì)量的優(yōu)點逐漸得到下游用戶認可[1-3]。

當鋼板厚度大于50 mm時，可采用雙絲氣電立焊方法實現(xiàn)單道次成型，與傳統(tǒng)焊接方法的多層多道成型相比，焊接效率可提高數(shù)10倍。一般雙絲氣電立焊的焊接熱輸入大于400 kJ/cm，隨著熱輸入的提高，焊接粗晶區(qū)在高溫區(qū)的停留時間會延長，焊后冷卻速度會減小，這將粗化焊接熱影響區(qū)的組織，從而惡化焊接熱影響區(qū)的沖擊性能。焊接線能量在300 kJ/cm以下時，可實現(xiàn)厚度30 mm以下鋼板的單道次焊接，其常用的焊接方法包括三絲埋弧焊（FCB）、氣電立焊（EGW）和電渣焊等。由于在焊接過程中焊接熱影響區(qū)在高溫階段停留時間長，組織容易粗化，因此焊接熱影響區(qū)的低溫沖擊韌性會顯著惡化[4]。

以SHTT（Shasteel High HAZ Toughness Technology）為代表的“第三代氧化物冶金技術(shù)”[5]，通過利用氧化物顆粒來抑制奧氏體晶粒長大，改善了熱影響區(qū)的低溫韌性。以此技術(shù)為基礎(chǔ)開發(fā)的大線能量焊接鋼板已經(jīng)實現(xiàn)工業(yè)應(yīng)用。但當焊接線能量超過300 kJ/cm時，現(xiàn)有技術(shù)存在局限性，因此要實現(xiàn)300 kJ/cm以上的超大線能量焊接鋼板需要另辟蹊徑，以改善焊接熱影響區(qū)的低溫韌性。以NT M?WAP（New route to improve Toughness of weld joint by synergetic use of Wire, Arc and Plate）為代表的“新一代氧化冶金技術(shù)”[6]，應(yīng)用了鋼板、焊接工藝和焊接材料同步開發(fā)的新思想。氧化物冶金技術(shù)的核心目的是改善焊接熱影響區(qū)的韌性，即在較大的線能量焊接條件下，如何確保焊接接頭的性能，尤其是焊接熱影響區(qū)的韌性。在鋼板的焊接制造中，焊接熱影響區(qū)的性能除了受到母材成分和質(zhì)量的影響外，還受到焊絲、焊接工藝（或焊接方法）的影響。例如，在焊接過程中，焊接熔池中一部分元素可以遠程擴散到焊接熱影響區(qū)，從而影響局部區(qū)域的性能；在焊接工藝中，可以通過電弧搖動或擺動來增加填充量，而不是傳統(tǒng)的僅僅通過增加線能量來提高焊接效率。從整個焊接接頭的質(zhì)量控制來看，鋼板、焊絲和焊接工藝起著同樣重要的作用，缺一不可。

在國外，日本新日鐵和JFE、韓國浦項制鐵等行業(yè)領(lǐng)先企業(yè)，開發(fā)出了可滿足300 kJ/cm線能量焊接的鋼板，但焊接接頭性能不穩(wěn)定。國內(nèi)某些大型鋼鐵企業(yè)，開發(fā)出了可在300 kJ/cm以上線能量下進行焊接的鋼板，但存在鋼板質(zhì)量欠穩(wěn)定和適用焊接線能量范圍窄等問題。江蘇沙鋼集團有限公司開發(fā)的大厚度EH36船板在焊接熱輸入大于700 kJ/cm時，焊接熱影響區(qū)仍能表現(xiàn)出優(yōu)異的低溫沖擊韌性。對江蘇沙鋼集團有限公司開發(fā)的80 mm厚EH36船板進行了焊接線能量達到725 kJ/cm的雙絲氣電立焊試驗，并對接頭的組織及力學(xué)性能進行了詳細分析，以評測其焊接性能。

1 試驗材料及方法

1.1 母材成分及力學(xué)性能

試驗用鋼的制備經(jīng)過鐵水預(yù)脫硫處理、180 t轉(zhuǎn)爐煉鋼、鋼包精煉、RH真空脫氣等工業(yè)生產(chǎn)過程，連鑄成320 mm厚板坯。坯料經(jīng)過TMCP M?ACC軋制成80 mm厚度的成品船板EH36，其化學(xué)成分見表1。

對于低合金高強結(jié)構(gòu)鋼，在大線能量焊接熱影響區(qū)（HAZ）常常伴有脆性斷裂單位M?A島的生成，較低的C、Si和Nb含量可改善M?A組元的生成，組合使用可顯著降低M?A形成的幾率，從而提高焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性。B是容易偏聚晶界的元素，也是有效抑制晶界鐵素體（GBF）和側(cè)板條鐵素體（FSP）相轉(zhuǎn)變的元素，在焊接熱循環(huán)的加熱過程中，原有的TiN粒子會發(fā)生溶解，釋放出來的自由N原子在隨后的冷卻過程中來不及重新與Ti結(jié)合析出，從而影響沖擊韌性，B的添加可吸收這部分自由N原子，并能在隨后的冷卻過程中以BN析出。這一方面消除了自由N原子對沖擊韌性的不利影響，另一方面形成的BN也可以作為晶內(nèi)鐵素體形核的質(zhì)點，促進晶內(nèi)鐵素體的生成，從而提高HAZ的韌性[5]。

鋼板軋制在厚度5 m板軋機上進行，連鑄坯料經(jīng)過TMCP M?ACC軋制成厚度80 mm的鋼板。軋制過程中的精軋終軋溫度小于等于850 ℃，厚度壓縮比≥2，冷卻過程中的終冷溫度≤650 ℃，冷卻速度為8～20 ℃/s。鋼板的金相組織見圖1，力學(xué)性能見表2，可以看出，鋼板組織主要由多邊形鐵素體（PF）和珠光體（P）組成。

表1 試驗鋼化學(xué)成分

圖1 試制鋼板軋后顯微組織

表2 試制鋼板軋后力學(xué)性能

Tab.2 Mechanical properties of the hot rolled plates

1.2 焊接方法及參數(shù)

雙絲氣電立焊用焊接試板尺寸為1 000 mm× 350 mm×80 mm，坡口角度為20°，根部間隙為8～ 10 mm，焊前無預(yù)熱，焊后無熱處理，藥芯焊絲為自研牌號（委外定制）。焊接工藝中加入了電弧控制技術(shù)，提高了焊接質(zhì)量和背部成型，焊接熱輸入為725 kJ/cm。

1.3 試驗方法

焊接接頭經(jīng)研磨拋光后用4%硝酸酒精腐蝕，使用光學(xué)顯微鏡（OM）分析其顯微組織。焊接接頭的沖擊和拉伸測試分別參照GB/T 2651—2008和GB/T 2650—2008進行，沖擊試驗在ZBC3452–A擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行，維氏硬度測試采用10 kg載荷。

2 焊接接頭組織及力學(xué)性能

2.1 焊接接頭低倍形貌及組織

對焊后試板進行無損檢測，未發(fā)現(xiàn)氣孔、裂紋和未熔合等缺陷。80 mm厚雙絲氣電立焊接頭的低倍形貌見圖2a，焊縫的上表面寬度為41 mm，下表面寬度為20 mm。80 mm厚鋼板單道次成型，大幅度提高了生產(chǎn)效率；80 mm厚雙絲氣電立焊接頭的低倍組織見圖2b，可以看出粗晶熱影響區(qū)（CGHAZ）寬度約為1.4 mm。

2.1.1 CGHAZ組織

CGHAZ表面和根部的微觀組織見圖3，其主要由GBF、晶內(nèi)多邊形鐵素體（IPF）和晶內(nèi)針狀鐵素體（IAF）組成。焊接接頭表面GBF與IAF的體積分數(shù)分別約為13%和80%，最大奧氏體晶粒尺寸約為250 μm；焊接接頭根部GBF與IAF的體積分數(shù)分別約為25%和65%，最大奧氏體晶粒尺寸約為400 μm。與表面相比，根部散熱慢，原奧氏體晶粒尺寸相對粗大，GBF尺寸和比例大于表面[7-9]。

圖2 接頭橫截面低倍形貌及組織

圖3 CGHAZ組織

2.1.2 細晶區(qū)（FGHAZ）組織

接頭表面FGHAZ微觀組織由PF和P組成（圖4）。其中，PF的體積分數(shù)大于85%，晶粒尺寸約15 μm，揭示了良好的韌性。

圖4 FGHAZ組織

2.1.3 焊縫組織

接頭表面焊縫組織由IAF和GBF構(gòu)成（圖5）。其中IAF的體積分數(shù)大于90%，從而保證了焊縫區(qū)良好的低溫韌性[10-11]。

圖5 接頭焊縫組織

2.2 焊接接頭力學(xué)性能

焊接接頭的抗拉強度為542 MPa，斷裂位置在母材處。沿焊接接頭板厚方向，分別在表面、中心和根部取樣加工進行并–40 ℃沖擊試驗，性能見表3。由表3可知，焊接接頭最低沖擊功為59 J，位于根部熔合線（FL）位置；根部FL附近沖擊功低于表面和中心，焊縫（WM）位置沖擊值低于熱影響區(qū)（HAZ）。焊接接頭中心厚度位置的硬度分布見圖 6，可見焊縫處硬度值最高，為 198HV～205HV，母材處次之（硬度值>190HV）；整個熱影響區(qū)寬度為8 mm，硬度最低值為137HV。但鑒于熱影響區(qū)較窄，因此在拉伸試驗中，試樣還是斷在母材處，能夠滿足焊接接頭的強度要求。

表3 焊接接頭-40 ℃沖擊功

Tab.3 Impact properties of the welded joint at –40 ℃ J

圖6 接頭焊縫硬度分布

3 討論

3.1 斷口形貌分析

CGHAZ為焊接接頭沖擊性能的最薄弱位置。圖7為FL向外2 mm位置表面和根部的沖擊斷口形貌，其沖擊值分別為173、70 J。表面的準解理斷裂特征明顯，可同時觀察到準解理平面及韌窩，大尺寸斷裂單元（虛線所示）尺寸約為250 μｍ，與圖3a中原奧氏體晶粒尺寸相當，表明準解理斷裂特征主要由該區(qū)域原奧氏體晶界處形核裂紋、擴展、斷裂所引起[12-16]，而斷裂單元內(nèi)的韌窩揭示的韌性斷裂特征則由IAF和IPF引起[17]。根部同樣呈現(xiàn)準解理斷裂特征，大尺寸斷裂單元（圖7虛線所示）尺寸約為400 μｍ，與圖3b中原奧氏體晶粒尺寸相當，但因根部低溫沖擊韌性低于表面，因此韌窩也較少。

3.2 夾雜物有益作用分析

已有報道[18-20]表明，合適尺寸的氧化夾雜物一方面可釘扎晶界，從而阻止高溫條件下奧氏體晶粒長大；另一方面，在隨后冷卻相轉(zhuǎn)過程中，可有效促進IAF形核[21]。在CGHAZ中夾雜物形核的IAF形貌見圖8，該夾雜物的能譜分析圖見9，其類型為“TiO? MgO?MnO復(fù)合型氧化物”。有研究表明[22]，Ti/Mg復(fù)合氧化物粒子在有效抑制奧氏體晶粒長大而提高HAZ韌性的同時，也能充當焊后冷卻相轉(zhuǎn)變過程中的晶內(nèi)鐵素體形核質(zhì)點的作用，兩方面效果疊加有效抑制了粗大GBF和FSP的生成，提高了HAZ韌性。大量研究表明[23-24]，在線能量小于等于150 kJ/cm的條件下，TiN粒子是有效奧氏體晶粒長大的抑制劑，但當焊接線能量進一步增加時，焊接接頭熔合線附近區(qū)域在1 350～1 450 ℃高溫區(qū)的停留時間將顯著延長，使得大部分TiN粒子被溶解掉，從而失去抑制作用。因此，該技術(shù)采用了高溫穩(wěn)定性更好的Ti/Mg復(fù)合氧化物粒子，從而可以在更高的焊接線能量條件下有效阻止奧氏體晶粒長大。

圖7 CGHAZ沖擊斷口形貌

圖8 CGHAZ夾雜物形貌

圖9 CGHAZ夾雜物能譜圖

Ricks[25]通過經(jīng)典的形核理論，計算出有利于IAF形核的夾雜物直徑應(yīng)該大于0.2 μm，對CGHAZ區(qū)域“TiO?MgO?MnO復(fù)合型氧化物”的數(shù)量進行統(tǒng)計可知，大于0.2 μm的復(fù)合夾雜物數(shù)量為124個/mm2，能夠有效釘扎晶界和促進IAF形核。

4 結(jié)論

成功試制了厚度80 mm的E級船板鋼，開展了線能量700 kJ/cm的雙絲氣電立焊試驗，焊接接頭的力學(xué)性能滿足E級鋼的規(guī)范要求。原奧氏體晶粒尺寸、晶界鐵素體和晶內(nèi)鐵素體比例共同確保了焊接接頭粗晶區(qū)的低溫沖擊韌性，整個焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)位于根部粗晶區(qū)，雖然晶界鐵素體尺寸和比例大于表面，晶內(nèi)鐵素體比例低于表面，但低溫沖擊韌性仍能滿足相關(guān)技術(shù)和規(guī)范要求。

[1] KOJIMA A, KIYOSE R, UEMORI M, et al. Super High HAZ Toughness Technology with Fine Microstructure Imparted by Fine Particles [J]. Nippon Steel Technical Report, 2004, 90(7): 2-6.

[2] YASUSHI K, RINSEI I, KATSUYUKI I. Improvement of HAZ Toughness for High Heat Input Welding by Using Boron Diffusion from Weld Metal [J]. Welding in the World, 2007, 51(1/2): 31-36.

[3] ZHANG Yu, PAN Xin, LI Xiao-bao. Industrial Development of Steel Plate Suitable for High Heat Input Welding [C]//Proceedings of the Baosteel Academic Conference. Shanghai, 2013: 42-46.

[4] KUNDU J, RAY T, KUNDU A, et al. Effect of the Laser Power on The Mechanical Performance of the Laser Spot Welds in Dual Phase Steels [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2019, 267: 114-123.

[5] 張宇, 陳少慧, 馬毅. 提高鋼板HAZ韌性” “SHTT”技術(shù)的開發(fā)[N]. 世界金屬導(dǎo)報, 2012-09-11 (5).

ZHANG Yu, CHEN Shao-hui, MA Yi. [J]. Development of “SHTT” Technology to Improve HAZ Toughness of Steel Sheet [N]. World Metals Reports, 2012-09-11 (5).

[6] 張宇, 王加友, 王納. 新一代氧化物冶金技術(shù)開發(fā)[N].世界金屬導(dǎo)報, 2022-01-18 (4).

ZHANG Yu, WANG Jia-you, WANG Na. Development of New Generation Oxide Metallurgy Technology [N]. World Metals Reports, 2022-01-18 (4).

[7] GRAJCAR A, MORAWIEC M, ROZANSKI M, et al. Twin-spot Laser Welding of Advanced High-strength Multiphase Microstructure Steel [J]. Optics & Laser Technology, 2017, 92: 52-61.

[8] WANG X, SHAO M, GAO S, et al. Numerical Simulation of Laser Impact Spot Welding [J]. Journal of Manufacturing Processes, 2018, 35: 396-406.

[9] PARDAL G, MECO S, DUNN A, et al. Laser Spot Welding of Laser Textured Steel to Aluminium [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2017, 241: 24-35.

[10] 夏佃秀, 尚成嘉, 孫衛(wèi)華. 低合金高強度大熱輸入焊接熱影響區(qū)組織性能[J]. 焊接學(xué)報, 2011, 32(4): 83.

XIA Dian-xiu, SHANG Cheng-jia, SUN Wei-hua. Microstructure and Properties of Heat-affected Zone in Low-alloy High-strength and Large Heat Input Welding [J]. Journal of Welding, 2011, 32(4): 83.

[11] TERADA Y, KOJIMA A, KIYOSEI A, et al. High-strength linepipes with excellent HAZ toughness [J]. Nippon Steel Technical Report, 2004, 90(7): 88-93.

[12] SIMONDS B, SOWARDS J, HADLER J, et al. Dynamic and Absolute Measurements of Laser coupling Efficiency during Laser Spot Welds [J]. Procedia Cirp, 2018, 74: 632-635.

[13] MIYAGI M, ZHANG X, KAWAHITO Y, et al. Surface Void Suppression for Pure Copper by High-speed Laser Scanner Welding [J]. Journal of Materials Processing Technology, 2017, 240: 52-59.

[14] TAKAHASHI J, KAWAKAMI K, Hamada J I, et al. Direct Observation of Niobium Segregation to Dislocations in Steel [J]. Acta Materialia, 2016, 107: 415-422.

[15] OKANO S, KOYAMA T, KOBAYASHI Y, et al. TMCP Type HT570 Steel Plates with Excellent Weld Ability [J]. Kobe Steel Engineering Reports, 2002, 52(1): 20-24.

[16] RAMIREZ J E. Characterization of High-strength Steel Weld Metals: Chemical Composition, Microstructure, and Nonmetallic Inclusions [J]. Welding Journal, 2008, 87(3): 65-75.

[17] FOX A G, EAKES M W, FRANKE G L. The Effect of Small Changes in Flux Basicity on the Acicular Ferrite Content and Mechanical Properties of Submerged Arc Weld Metal of Navy HY100 Steel [J]. Welding Research Supplement, 1996, 75(10): 330-342.

[18] LEE T K, KIM H J, KANG B Y, et al. Effect of Inclusion Size on the Nucleation of Acicular Ferrite in Welds [J]. ISIJ International, 2000, 40(12): 1260-1268.

[19] SARMA D S, KARASEV A V, JONSSON P G. On the Role of Non-metallic Inclusions in the Nucleation of Acicular Ferrite in Steels [J]. ISIJ International, 2009, 49(7): 1063-1074.

[20] Davis C L, King J E. Cleavage Initiation in the Intercritically Reheated Coarse-Grained Heat-Affected Zone: Part 1. Fractographic Evidence [J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 1994, 25(3): 563-573.

[21] Jang J, Indacochea J E. Inclusion effects on submerged arc Weld Microstructure [J]. Journal of Materials Science, 1987, 22(2): 689-700.

[22] SIMONDS B, SOWARDS J, HADLER J, et al. Dynamic and Absolute Measurements of Laser Coupling Efficiency During Laser Spot Welds [J]. Procedia Cirp, 2018, 74: 632-635.

[23] OGIBAYASHI S. Advances in Technology of Oxide Metallurgy [J]. Nippon Steel Technical Report, 1994, 61(4): 70-76.

[24] 張亞運, 張宇, 王納, 等. 焊接熱輸入量對Mg處理鋼粗晶熱影響區(qū)組織和低溫韌性的影響[J]. 熱加工工藝, 2019, 48(11): 165-168.

ZHANG Ya-yun, ZHANG Yu, WANG Na, et al. Influence of Welding Heat Input on Microstructure and Low Temperature Toughness of Mg-treated Steel in Coarse-grained Heat-affected Zone[J]. Thermal Processing, 2019, 48(11): 165-168.

[25] RICKS R A, HOWELL P R, BARRITLE G S. The Nature of Acicular Ferrite in HSLA Steel Weld Metals [J]. Journal of Materials Science, 1982,17(3): 732-740.

Microstructure and Properties of Welded Joints of EH36 by Two-electrode Electrogas Welding

WANG Na, ZHANG Yu, ZHAO Fu, QIN Ya-fei

(Institute of Research of Iron and Steel (IRIS), Shasteel, Jiangsu Zhangjiagang 215625, China)

The purpose of this article is to evaluate whether 700 kJ/cm welded joints meet the technical requirements. The steel plate with a thickness of 80 mm was trial-produced by TMCP-ACC. The two-electrode electrogas welding method was used for welding, the microstructure at different positions was observed with an optical microscope, and the joint performance was tested with mechanical properties testing machines. The tensile strength of the welded joint is 542 MPa. The impact absorbed energy at –40 ℃ is above 59 J, and the toughness of the coarse-grained region at the root is not good, which is related to the slow heat dissipation at the root. The conclusion is that the mechanical properties of the welded joint at 700 kJ/cm are excellent.

two-electrode electrogas welding; large heat input; welding property; Microstructure

10.3969/j.issn.1674-6457.2022.12.019

TG142.7

A

1674-6457(2022)12-0170-06

2022–07–28

王納（1985—），女，碩士，高級工程師，主要研究方向為低合金高強鋼板及配套焊接工藝及焊材開發(fā)。

張宇（1978—），男，博士，正高級工程師，主要研究方向為先進鋼鐵材料開發(fā)。