E40船板钢焊接接头组织性能分析

2020-12-10杨跃辉

唐山学院学报 2020年6期

刘义，李敬，杨跃辉

(1.河钢集团有限公司科技创新部，石家庄 050023；2.唐山学院机电工程系，河北唐山 063000)

在造船业中，热轧板是广泛使用的基础核心材料，其中的高强度船板的使用数量逐年提升，主要是用在船的主体结构上[1]。随着船舶向大型化、自重轻量化发展，船舶工业对高强度船板钢的需求也日益增加。同时，伴随着极地活动的逐渐增加，破冰船大量建造，要求船板钢具有更高的低温韧性[2-4]。此外，焊接是船舶行业中主要的生产工艺，其工作量约占整个造船周期的25%左右，成本则占到20%左右，因此焊接工艺对船板钢焊接后仍具有优良的组织性能至关重要，但由于焊接接头容易产生各类组织性能缺陷，故对船板钢焊接性的研究始终是材料研究者重要的工作之一。针对这一问题，很多研究工作通过热模拟的方式对焊接过程进行模拟，进而分析焊接接头或热影响区的组织变化规律[5-8]，但这一方法不能直接反映焊接过程对整个接头组织的影响，同时也限制了对应工艺下性能的检测。基于此，本文采用多道次焊接方式对E40船板钢焊接性进行分析，通过观察焊接接头不同位置的组织特征，分析其对接头性能的影响，拟为此类钢焊接性的研究提供借鉴。

1 试验材料与方法

1.1 试验钢的成分

试验钢的化学成分如表1所示。试验钢经真空感应炉冶炼浇铸后锻造成110 mm×110 mm×100 mm的钢块，然后加热至1 180 ℃保温2 h，并在北京科技大学350实验轧机上轧制成15 mm厚钢板，轧制过程中采用两阶段控轧，精轧开轧温度为870 ℃，终轧温度为830 ℃，然后加速冷却至570 ℃。

表1 钢的化学成分 wt%

1.2 焊接工艺

焊接试验钢板的尺寸为300 mm×400 mm×13 mm，开V型坡口，如图1所示。采用手工电弧焊，选择牌号J506碱性焊条，所用焊机为YK-405FL4交流焊机，进行三道次焊接，焊接工艺参数见表2。

图1 焊接坡口尺寸

表2 焊接工艺参数

冲击试样开V型缺口，并按试验要求分别开在焊接接头的不同位置，即在焊缝中心、偏移6 mm处和偏移12 mm处，缺口轴线位置垂直于焊缝表面，如图2所示。在-40 ℃的低温下冲击试样，并测定冲击功，每个位置测定三次。

图2 试样冲击位置选取示意图

1.3 组织的观察与硬度的测定

沿图2中垂直于焊缝方向取金相试样，经过研磨、抛光后，采用4%的硝酸酒精进行侵蚀，然后在奥林巴斯BM41光学显微镜下观察接头不同区域的显微组织；使用HV1000显微硬度计测定接头不同位置的硬度，测试点的分布如图3所示。测定范围为焊缝中心至一侧16 mm，相邻两个测点的距离为2 mm。

图3 硬度测试点的位置

2 试验结果与分析

2.1 母材的组织与性能

试验钢母材的力学性能如表3所示。从表3可以看出，试验钢具有良好的综合力学性能，-40 ℃下冲击功仍保持在200 J左右。在显微镜下观察(如图4所示)，试验钢的组织为少量的先共析铁素体+针状铁素体，此种组织构成保证了试验钢具有良好的强韧性匹配。

表3 母材的力学性能

图4 试验钢母材的显微组织

2.2 焊接接头的组织与性能

焊缝及热影响区的冲击功见表4。由表4可知，接头不同位置的韧性有明显的变化，距焊缝中心越远测得的冲击功越高，距焊缝中心12 mm处，冲击功稳定在200 J以上，甚至高于母材的冲击功。在焊缝中心处和距焊缝中心6 mm处测得的冲击功均较低，其平均值分别为66.6 J和81.6 J，且存在单值明显较低的现象。

表4 焊缝不同位置处的冲击功

图5为距焊缝中心不同位置处测得的维氏硬度。从图5可以看出，在焊缝中心处硬度相对较低，为130.1 HV，远低于母材的硬度156 HV。向母材偏移过程中，硬度在距焊缝中心4 mm和10 mm处出现了两个峰值，偏移焊缝中心14 mm后硬度基本不再变化，其值与母材基本相同，这证明在该试验条件下热影响区的范围约为距焊缝中心12～14 mm处。

图5 焊接接头不同位置处的硬度变化

2.3 讨论

图6为焊接接头不同位置的显微组织。

(a)焊缝表面；(b)距焊缝中心2 mm；(c)距焊缝中心4 mm；(d)距焊缝中心6 mm；(e)距焊缝中心8 mm；(f)距焊缝中心10 mm；(g)距焊缝中心12 mm图6 焊接接头不同位置处的组织

从图6可以看出，在焊缝上表面最后凝固的区域，其组织为粗大的柱状晶。由于晶粒较为粗大，组织中出现了魏氏组织；由于采用了多道焊，在后续的焊接过程中，前面道次生成的组织受到反复加热，多次发生相变，导致焊缝内部其他位置上的组织为等轴的铁素体和珠光体，如图6(b)所示，其为焊缝内部偏离中心2 mm处的组织，由于焊缝内部组织相对粗大，且表面附近存在大量柱状晶与魏氏组织，导致此处韧性降低[9]。偏离焊缝中心4 mm处的组织中出现了大量的魏氏组织，如图6(c)所示，此处应为热影响区的过热区，由于距焊缝较近，加热温度高，因此冷却之前生成的奥氏体晶粒更为粗大，促进了魏氏组织的形成，导致过热粗晶区的硬度显著增加。随着偏离焊缝的距离增加，母材受到的焊接热影响变小，热循环过程中的峰值温度降低，组织相应发生变化。6 mm处的组织转变为细小的铁素体晶粒与少量的珠光体，如图6(d)所示，此位置应为热影响区的正火区。偏移8 mm的位置则呈现出大小铁素体晶粒相间的组织，如图6(e)所示，表明热循环过程中峰值温度处于此钢种两相区范围，部分晶粒在加热和冷却过程中发生两次相变，进而显著细化，但以等轴铁素体为主的组织构成使得测定硬度均明显较低。偏移10 mm后，热循环峰值温度进一步降低，受到热应变失效脆化影响，该处的硬度显著升高，组织中则出现了部分粗化的针状铁素体，同时出现了一定量的准多边形铁素体，如图6(f)所示，由于准多边形铁素体可以分割显微组织并细化有效晶粒尺寸，进而增加大角度晶界比例[9]，因此促进了硬度的升高。偏移12 mm后，焊接热循环的影响基本消失，组织类型与母材一致，如图6(g)所示。偏移至14 mm后硬度基本不变。

由图5可以看出，12 mm处的硬度有明显的降低。为确定其原因，观察了偏移4 mm，8 mm，12 mm处压痕区域的组织，如图7所示。从图7可以看出，4 mm处的压痕处于魏氏组织上，8 mm处的压痕则处于铁素体区域，而12 mm处的压痕则恰好处于针状铁素体间的少量铁素体上，这是导致4 mm处硬度较高、8 mm和12 mm处硬度较低的主要原因。

虽然在试验钢成分设计中添加了微量的Ti和Nb元素，但从上述结果来看其对焊缝组织的细化效果并不明显，并且在焊接热循环作用下靠近焊缝区域的晶粒也有明显的长大。文献[10]研究发现，TiNC的析出对晶界迁移的阻碍作用并不明显，因此开发新的技术对于提高船板钢的焊接性有着重要的意义。