SG90T-9C高强韧性渣气联保药芯焊材的研发

张 楠,田志凌,张书彦,张飞虎

(1.钢铁研究总院焊接研究所,北京 100081；2.东莞材料基因高等理工研究院,东莞 523808；3.首钢技术研究院,北京 100041)

0 引 言

2016年发布的GB/T 1589-2016标准将六轴商用车总质量上限从55 t降至49 t，由此带动了轻量化商用车的发展。商用车梁架是一种典型的焊接结构，在服役过程中承受着载货负荷、路面随机载荷、制动及转向等附加应力作用。轻量化发展导致的车架用Q960E高强钢厚度的减小对梁架焊接接头结构刚度[1]、成形性[2]、焊接性能[3-4]、断裂韧性[5-6]、抗疲劳性能[7-9]等提出了苛刻的要求。目前，梁架的焊接多采用埋弧自动焊，焊材匹配H08Mn2SiA焊丝与酸性HJ431焊剂。酸性HJ431焊剂替代高氟钙型SJ101碱性焊剂，能保证良好的焊接工艺性，并兼顾低廉的焊材成本，但也带来以下问题：一是在追求生产效率而提高焊接速度的条件下，H08Mn2SiA焊丝与酸性HJ431焊剂的匹配会增大焊接气孔发生率；二是HJ431焊剂会导致熔池中过渡较多的Mn-Si合金[10]，使接头强度偏高；三是焊缝金属韧性储备不足，成为影响梁架服役寿命的主要问题。基于以上问题，作者开发了一种SG90T-9C渣气联保药芯焊丝，通过渣气联保方式提高高速焊下的熔池保护能力，通过药粉灵活实现合金过渡，改善焊缝金属的韧性，提高焊接梁架的疲劳寿命。

1 试样制备与试验方法

所研SG90T-9C焊丝为金红石型(TiO2-ZrO2-SiO2-MnO渣系)渣气联保药芯焊丝，药粉质量填充率为13.2%。药粉以Mn-Si-B体系为基础，出于强度考虑，酌量添加镍、钼等合金元素；其配方中含有质量分数35%的金红石、质量分数28%的铁粉(粒径小于100 μm)以及适量的脱渣剂(如Bi4Ti3O12等)、稳弧-造气剂(如K2CO3、Na2CO3、BaF2等)、纯镍粉(粒径小于100 μm)和合金粉。锰、硅、硼、钼元素分别通过50%Mn-Fe(质量分数，下同)、70%Si-Fe、10%B-Fe、50%Mo-Fe合金粉的形式添加。在镍、钼、硼元素添加量不变的基础上，改变锰和硅元素的添加量，试制6种成分的焊丝，其中：Z1焊丝原料配方不添加10%B-Fe合金粉(即不添加硼元素)，其他组分同Z2焊丝；Z2～Z6焊丝中镍、钼、硼元素添加量不变，锰、硅添加量依次增加。所有焊丝直径均为1.6 mm。

按照GB/T 10045-1988进行焊接工艺性能试验。试板及垫板材料选用16Mn钢，板厚20 mm，坡口角度16°，坡口间隙12 mm，预留20°反变形。采用直流反接，预热温度75 ℃±5 ℃，多层多道焊的层间温度控制在130 ℃±20 ℃，焊接电流280 A±10 A，电弧电压29 V±1 V，焊丝伸出长度15～20 mm，平均焊接速度8.1 mm·s-1，焊接热输入约10 kJ·cm-1。改变焊接速度控制热输入在9～11 kJ·cm-1，以便开展焊接工艺性研究。采用日立OE750型直读光谱仪测定熔敷金属的化学成分；按照GB/T 2652-2008，采用CMT5504型电子万能材料试验机测试熔敷金属的拉伸性能；按照GB/T 2650-2008，采用ZBC2000-DE型摆锤冲击试验机测试冲击性能，取样位置见图2，冲击试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，缺口深度2 mm；采用蔡司LSM800型共聚焦显微镜观察熔敷金属的显微组织及冲击断口截面的二次裂纹形貌，金相试样经磨抛后，用质量分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀3～6 s；采用表面氧化淬火法(900 ℃保温1 h，淬火)处理金相试样，在蔡司LSM800型共聚焦显微镜上观察奥氏体晶粒形貌。

图1 冲击试验取样位置Fig.1 Sampling position of impact test

选用首钢生产的6.5 mm厚Q960E高强钢板进行焊接适应性研究，化学成分见表1，屈服强度为980 MPa，抗拉强度为1 030 MPa，断后伸长率为14.0%，-40 ℃下的平均冲击功为43 J。采用NB350型焊机进行平板对接焊，钢板开V型坡口，坡口角度60°，钝边为1 mm，间隙1.5 mm，先进行打底焊，焊接电流80～100 A，电压14.5～15.5 V，再在热输入约10 kJ·cm-1下进行填充焊，焊接电流为280 A±10 A，电弧电压为29 V±1 V。焊后对焊缝进行化学成分测定，拉伸和冲击性能测试方法同前。选择强韧性匹配最佳的焊丝，控制热输入在9，11，12 kJ·cm-1进行填充焊。在焊缝处截取金相试样，经磨抛，质量分数4%硝酸酒精溶液腐蚀3～6 s后，在蔡司LSM800型共聚焦显微镜下观察显微组织；用Lepera试剂腐蚀电镜试样后，采用S-3400N型扫描电镜(SEM)观察组织中马氏体/奥氏体(M/A)的分布情况。

表1 Q960E钢的化学成分(质量分数)Table 1 Chemical composition of Q960E steel (mass) %

对不同牌号焊丝的综合性能进行对比分析。焊接热输入为10 kJ·cm-1，熔敷金属性能测试时试板材料为25 mm厚的16Mn钢板，焊缝性能测试时的母材为SQ960E钢，焊接材料分别为Z4号SG90T-9C焊丝、同级别国产渣气联保药芯焊丝CHT91K2、同级别进口渣气联保药芯焊丝ESAB91K2以及H08Mn2SiA焊丝/HJ431焊剂。H08Mn2SiA焊丝/HJ431焊剂采用埋弧焊，焊接电流450 A，焊接电压31 V；ESAB91K2、CHT91K2和SG90T-9C焊丝采用气体保护焊，焊接参数一致。采用ACD-1-M60型高速摄影机拍摄射流过渡的电弧形貌，其他测试方法同前。沿熔敷金属焊道纵向截取疲劳试样，按照GB/T 3075-2008,采用Landmark-810型电液伺服疲劳试验机测试疲劳性能，应力比为-1，采用板状疲劳试样，工作段截面尺寸为5 mm×10 mm。

2 试验结果与讨论

2.1 焊接工艺性能

2.1.1 熔敷金属的化学成分

由表2可以看出，随着焊丝中锰、硅添加量的增加(即Z2～Z6)，熔敷金属中钛和硼的含量增加，二者呈正相关。在焊接熔池中，锰和硅是主要的脱氧元素，会与游离氧反应形成MnO2和SiO2，并且当含量较高时还会参与还原金红石(TiO2)反应，使得熔池中的钛含量增加。钛与氮和碳的亲和力较强，可反应形成TiN和TiC，减小固溶氮和碳对焊缝韧性的有害作用。固溶硼易与氮、碳反应生成BN和B4C。但是由于钛与氮的亲和力强于硼与氮的[11]，因此当熔池中钛含量足够多时，钛优先与氮反应而减少了自由氮含量，从而保护固溶硼，降低其与氮的反应倾向；此外，钛的降碳作用也可以降低硼与碳的反应倾向。因此，随着钛含量的增加，硼含量也增加。

表2 熔敷金属的主要化学成分(质量分数)Table 2 Main chemical composition of deposited metals (mass) %

2.1.2 熔敷金属的显微组织

由图2可以看出：不同成分焊丝熔敷金属均由先共析铁素体(PF)、晶内针状铁素体(AF)及少量粒状贝氏体(LB)组成；Z1、Z2焊丝熔敷金属的先共析铁素体含量较高，而Z3、Z4焊丝熔敷金属的先共析铁素体含量降低，针状铁素体含量较高，Z5、Z6焊丝熔敷金属的先共析铁素体消失，针状铁素体含量较高，这主要和熔敷金属中的硼含量有关。

图2 不同成分焊丝熔敷金属的显微组织Fig.2 Microstructures of welding wire deposited metals with different composition:(a)Z1 welding wire;(b)Z2 welding wire; (c)Z3 welding wire;(d)Z4 welding wire;(e)Z5 welding wire and (f)Z6 welding wire

新相一般先在母相奥氏体晶界形核[12]。在新相形核初期，熔池中的固溶硼在奥氏体晶界偏聚，填充部分晶界缺陷，或析出微细的共格硼相降低晶界能，使得晶界能量起伏减弱；在硼的晶界偏聚效应及焊接极冷的条件下，碳原子在晶界处扩散受阻，成分起伏减弱；硼在晶界偏聚对位错滑移形成封锁，造成晶内位错密度增加，不利于低位错密度相形核，使得结构起伏也减弱。因此，固溶硼不利于奥氏体分解时新相的形核，会造成奥氏体分解的孕育期延长[12]，淬透性提高[13]，抑制先共析铁素体的形核和长大。此外，高熔点的TiN和BN可作为结晶核心，细化焊缝晶粒，诱导针状铁素体形核。综上所述，Z1、Z2焊丝中硼含量较少，未能抑制先共析铁素体的形核和长大，因此其含量较高；Z5、Z6焊丝中钛硼含量均较高，反应形成的TiN和BN含量较高，因此组织中存在较多的针状铁素体。

由图3结合表2可以看出，随着硼含量增加，奥氏体平均晶粒尺寸增大，同时出现大晶粒中混杂小晶粒的现象，破坏了晶粒尺寸的均匀性，这不利于冲击韧性的改善。

图3 不同成分焊丝熔敷金属在900 ℃保温1 h淬火的显微组织Fig.3 Microstructures of welding wire deposited metals with different composition by quenching at 900 ℃ for 1 h:(a)Z1 welding wire; (b)Z2 welding wire;(c)Z3 welding wire;(d)Z4 welding wire;(e)Z5 welding wire and (f)Z6 welding wire

合适的钛硼比例可以改变熔池凝固过程中的相变孕育期，其物理本质是抑制新相形核，特别是抑制先共析铁素体的形核；但抑制先共析铁素体形核的代价可能是晶粒粗大。均匀形核和长大时，单位体积内晶粒的平均数量与形核率、晶粒平均长大速率的关系为

Z=K(N/G)3/4

(1)

式中：Z为单位体积内晶粒的平均数量；K为比例常数，取0.9；N为形核率；G为晶粒平均长大速率。

固溶硼在降温过程中会偏聚在奥氏体晶界，阻碍先共析铁素体在奥氏体晶界形核，导致奥氏体向铁素体转变时的形核率降低；并且硼对晶粒的长大速率没有明显影响。因此，随着硼含量增加，晶粒数量减少，平均晶粒尺寸增大。

2.1.3 熔敷金属的力学性能

结合表2和表3可知：随着钛、硼含量增加，熔敷金属的抗拉强度增大，强度等级甚至可达700 MPa；冲击功先增大后减小，当钛质量分数在0.039%～0.05%，硼质量分数在0.002 2%0.003%时，冲击功相对较大，即Z3、Z4焊丝熔敷金属的韧性相对较好。

表3 不同成分焊丝熔敷金属的力学性能Table 3 Mechanical properties of welding wire deposited metals with different composition

针状铁素体晶粒细小，晶界交角较大，裂纹萌生到扩展需要消耗更多的能量，因此晶内针状铁素体的含量越高，熔敷金属的韧性越好；相对于针状铁素体，先共析铁素体属于软相，位错密度较小[14]，塑性变形首先会在先共析铁素体内发生，且位错容易在非金属夹杂物处塞积[15]，使裂纹萌生并在先共析铁素体内扩展，对熔敷金属的冲击韧性产生不利影响。因此，Z1、Z2焊丝熔敷金属的韧性较差，Z3、Z4焊丝熔敷金属的韧性较好。

示波冲击功由启裂功和扩展功组成。在示波曲线中，冲击载荷上升到最大值时的冲击功反映了试样的抗启裂能力，标记为启裂功；在随后冲击载荷下降阶段，冲击功反映了材料的抗裂纹扩展能力，标记为扩展功。由图4可以看出，Z3、Z4焊丝熔敷金属的冲击载荷在达到最大值后缓慢降低，说明裂纹扩展没有发生明显的失稳，裂纹尖端扩展的阻力较大，冲击韧性较好；Z1、Z2、Z5、Z6焊丝熔敷金属的冲击载荷达到最大值后均出现了骤降现象，说明裂纹尖端扩展阻力较小，裂纹发生失稳扩展，冲击韧性较差。

图4 不同成分焊丝熔敷金属在-40 ℃下的示波冲击曲线Fig.4 Oscillographic impact curves of welding wire deposited metals with different composition at -40 ℃:(a)Z1 welding wire; (b)Z2 welding wire;(c)Z3 welding wire;(d)Z4 welding wire;(e)Z5 welding wire and (f)Z6 welding wire

由图5可以看出：Z1、Z2焊丝熔敷金属冲击断口的二次裂纹明显沿先共析铁素体扩展，且Z1焊丝熔敷金属断口边缘主裂纹处可见先共析铁素体；Z3、Z4焊丝熔敷金属二次裂纹在针状铁素体内发生明显偏折，说明裂纹尖端在扩展过程中受阻，裂纹扩展所需的能量较大；Z5、Z6焊丝熔敷金属断口边缘组织为针状铁素体+少量贝氏体，二次裂纹较平直。

图5 不同成分焊丝熔敷金属的冲击断口截面形貌Fig.5 Morphology of impact fracture section of welding wire deposited metals with different composition:(a)Z1 welding wire; (b)Z2 welding wire;(c)Z3 welding wire;(d)Z4 welding wire;(e)Z5 welding wire and (f)Z6 welding wire

2.2 焊接适应性

2.2.1 焊缝金属的化学成分

对比表2和表4可知，不同成分焊丝熔敷金属和Q960E钢接头焊缝金属的化学成分存在差异，这是由于Q960E钢的碳、铬、钼含量较高，且无镍添加，焊丝和母材在熔焊过程中发生了成分再分配。

表4 不同成分焊丝焊接Q960E钢接头焊缝金属的化学成分(质量分数)Table 4 Chemical composition of weld metal of Q960E steel joint welded with welding wires of different composition (mass) %

2.2.2 焊缝金属的力学性能

对比表3和表5可知：焊缝金属的抗拉强度高于焊丝熔敷金属的。除了无硼添加焊丝外，其他焊丝焊接Q960E钢焊缝金属的抗拉强度等级均在700 MPa以上。-40 ℃下焊缝金属的冲击韧性较熔敷金属的差，这主要与熔合比有关。Z4焊丝熔敷金属和焊缝金属的冲击韧性均最佳。

表5 不同焊丝焊接Q960E钢接头焊缝金属的力学性能Table 5 Mechanical properties of weld metal of Q960E steel joint welded with different welding wires

2.2.3 焊缝金属中M/A岛及其形态控制

铁基体组织中的M/A岛为非共格相，能起到强化作用，但会破坏基体的连续性，易成为裂纹源和裂纹扩展通道，对材料脆韧转变点的影响较大。Z4焊丝熔敷金属和焊接Q960E钢焊缝金属的韧性最好，故以该焊丝为例研究焊接热输入对M/A岛形态的影响规律，从显微组织角度为确定焊接工艺参数提供参考。由图6可以看出，随焊接热输入增加，焊缝金属中M/A岛从点状转变为块状，从均匀弥散分布转变为在先共析铁素体晶界富集。这主要是由于热输入的增加提高了奥氏体的稳定性，有利于二次转变的晶界先共析铁素体的形核和长大，同时伴随的排碳效应促使先共析铁素体晶界碳的富集而形成晶界M/A岛。当热输入达到11 kJ·cm-1时，柱状晶界出现了较多的M/A岛，与基体组织形成粒状贝氏体。相比针状铁素体中弥散的点状M/A岛，晶界处的粒状贝氏体相对较软。在外界载荷作用下，位错在软相中优先发生滑移并受到内部碳化物的阻隔而产生应力集中，诱发晶界微裂纹，从而降低材料的冲击韧性和疲劳性能。因此，焊接热输入应控制在10 kJ·cm-1以内。

图6 不同热输入下Z4焊丝焊接Q960E钢焊缝金属中M/A岛的微观形貌Fig.6 Micromorphology of M/A island in weld metal formed by welding Q960E steel with Z4 welding wire at different heat input

2.3 焊丝综合性能对比分析

2.3.1 熔敷金属的力学性能对比

控制焊接热输入为10 kJ·cm-1，在25 mm厚16Mn钢板的坡口中获得CHT91K2、ESAB91K2、H08Mn2SiA/HJ431 3种焊材熔敷金属。由表6可以看出，与其他2种同级别焊丝(CHT91K2和ESAB91K2焊丝)及常用H08Mn2SiA焊丝/HJ431焊剂相比，Z4配比的SG90T-9C焊丝熔敷金属的抗拉强度最高，冲击韧性最好。

表6 不同焊材熔敷金属的力学性能Table 6 Mechanical properties of deposited metal of different welding materials

由图7可以看出：与同级别药芯焊丝CHT91K2和ESAB91K2相比，SG90T-9C焊丝熔敷金属的疲劳性能显著提高；与H08Mn2SiA焊丝匹配HJ431焊剂相比，SG90T-9C焊丝熔敷金属的疲劳性能较好。

图7 不同焊材熔敷金属的S-N曲线Fig.7 S-N curves of deposited metals of different welding materials

2.3.2 焊接工艺性对比

由表7可以看出:采用气体保护焊焊接Q960E钢时，CHT91K2焊丝形成焊缝的表面成形较差，而SG90T-9C焊丝和ESAB91K2焊丝形成的焊缝表面成形较好；3种焊丝形成焊缝的截面均无未焊透等焊接缺陷。

表7 不同焊丝焊接Q960E钢接头焊缝的宏观形貌Table 7 Macromorphology of weld of Q960E steel joint welded with different welding wires

由表8可以看出，SG90T-9C焊丝与另2种同级别药芯焊丝在渣覆盖程度及自动脱渣性方面处于同一水平。

表8 不同焊丝焊接Q960E钢接头焊缝表面脱渣前后的形貌Table 8 Morphology of weld surface before and after slag removal of Q960E steel joint welded with different welding wires

由表9可以看出，在电流350 A和电压34 V的焊接工艺参数下，SG90T-9C焊丝和ESAB91K2焊丝的电弧稳定性较好，均呈现全射流过渡(射滴未探及)形态，无明显飘移和偏吹，而CHT91K2焊丝的电弧飘移现象明显。

表9 一个射流过渡周期内不同焊丝焊接Q960E钢时的电弧形貌Table 9 Arc morphology during welding of Q960E steel with different welding wires in a jet transition period

2.4 实际应用情况

由表10可以看出，采用SG90T-9C焊丝替代H08Mn2SiA焊丝/HJ431焊剂焊接Q960E高强钢梁架，其气孔率和返修率显著降低。

表10 5家厂商半挂车梁架的焊接气孔率和断梁返修率Table 10 Welding porosities and broken beam repair rates of semi trailer beam produced by five manufacturers

此外，国外成熟的金红石型酸性渣气联保药芯焊丝焊接Q960E钢接头的最高强度级别为600 MPa，Z4～Z6号SG90T-9C焊丝焊接Q960E钢接头的强度级别达700 MPa，且Z4焊丝在10 kJ·cm-1的焊接热输入下，其熔敷金属的疲劳性能及-40 ℃下的冲击韧性明显优于同级别CHT91K2和ESAB91K2焊丝的。在焊接工艺性方面，SG90T-9C焊丝达到ESAB91K2焊丝的水平。

因此，SG90T-9C焊丝可替代目前工业化的埋弧焊材用于焊接Q960E高强钢[16]。

3 结 论

(1)研制了金红石型(TiO2-ZrO2-SiO2-MnO渣系)SG90T-9C渣气联保药芯焊丝；随着锰、硅添加量的增加，该焊丝熔敷金属中的钛、硼含量增加，熔敷金属的抗拉强度增大(等级可高达700 MPa)，冲击韧性先增大后减小；当钛质量分数在0.039%～0.05%，硼质量分数在0.002 2%～0.003%时冲击韧性相对较大。

(2)采用SG90T-9C焊丝焊接Q960E钢时，随着焊接热输入增加，M/A岛形状从点状转变为块状，并向先共析铁素体晶界富集，热输入应控制在10 kJ·cm-1以内。

(3)与同级别CHT91K2和ESAB91K2焊丝相比，SG90T-9C焊丝熔敷金属的拉伸、冲击和疲劳性能优异，焊接Q960E高强钢形成的焊缝表面质量较好，渣覆盖程度及自动脱渣性与同级别焊丝的相当，电弧稳定性也较好；在实际应用中，以SG90T-9C焊丝替代H08Mn2SiA焊丝/HJ431焊剂焊接Q960高强钢梁架的气孔率和返修率显著降低。