Q1400超高強鋼激光-MAG復合焊抗裂性研究

牟梓豪，徐 鍇，劉振偉，滕 彬，孫祥廣，胡慶睿，王文濤

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

2. 中信泰富特鋼集團股份有限公司 用戶應用技術研究分院，江蘇 江陰 214429

3. 撫順市特種設備監督檢驗所，遼寧 撫順 113006

0 前言

高強鋼自20世紀初誕生以來，已經經歷了一個多世紀的發展。由于其具有比強度高、塑韌性好、便于機械加工等優點，現已廣泛應用于航空航天、汽車制造、工程機械、船舶以及軍工等領域[1-4]。但對于高強鋼而言，其碳含量較高，合金成分復雜，在焊接過程中非常容易產生裂紋等問題，嚴重影響焊接質量[5]。在高強鋼焊接過程中，擴散氫、機械應力/應變、熱影響區或焊縫金屬中的臨界微觀組織都是可能造成裂紋的因素，會造成彎曲性能、耐腐蝕性能、伸長率等一系列力學化學性能嚴重下降[6-8]。

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

除了冷裂紋之外，熱裂紋也是高強鋼焊接尤其是激光焊接中經常出現的缺陷。Abu-Aesh[11]等人發現脈沖TIG焊方法相比于連續TIG焊更能避免奧氏體不銹鋼熱裂紋的產生，而且與脈沖參數呈現相關性。Chen[12]等人基于應力強度因子計算凝固裂紋產生的敏感性，發現無論溫度如何，高速焊接都會增加裂紋產生的敏感性。陳根余[13]等人對比研究激光焊、激光引導的激光-MAG復合焊和電弧引導的激光-MAG復合焊，結果表明激光引導的激光-MAG復合焊的焊后應變率最小，熱裂紋敏感性最低。曹浩[14]在研究10Ni5CrMoV 窄間隙激光焊時，發現存在凝固裂紋現象，采用焊前預熱及調整熱輸入等方式來延緩焊縫的凝固速率并且降低焊接應力，以避免凝固裂紋的產生。這也是工程實際生產應用中從工藝角度避免產生凝固裂紋的最廣泛且最有效的方法。

近年來超高強鋼在汽車、船舶、軍工、工程機械等領域的應用越來越廣泛，但國內對于1 000 MPa級以上的厚板研究比較少。因此，本研究針對新型1 400 MPa 級別超高強鋼進行激光-MAG 復合焊裂紋敏感性試驗，探究復合焊影響裂紋產生的機理及防止措施，為實際生產制造應用提供理論支撐。

1 試驗材料及設備

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

表1 母材及焊絲化學成分（質量分數，%）Table 1 Chemical composition of base metal and welding wire （wt.%）

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

由于激光-電弧復合焊無可參考的焊接裂紋試驗標準，焊接試驗參照GB/T 32260.2—2015《金屬材料焊縫的破壞性試驗 焊件的冷裂紋試驗 弧焊方法第2 部分：自拘束試驗》弧焊標準進行。試板尺寸200 mm×150 mm×20 mm，與標準略有不同的是，試驗坡口角度為40°，這是由于激光-電弧復合焊可以適應更窄的坡口形式，并且與工程實際應用相符。具體結構如圖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，再進行斜Y 坡口抗裂性試驗，焊接設備為IPG YLS-30000光纖激光器，Fronius 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六軸機器人上，由機器人自動焊接完成，如圖2 所示。選用M21 型（80%Ar+20%CO2）保護氣體，流量15～20 L/min，激光功率8 500 W，電流254 A，電壓22.1 V，具體參數如表3 所示。并根據上述工藝參數進行激光-MAG 復合焊不同預熱溫度下的斜Y坡口試驗。

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

圖2 試驗平臺示意Fig.2 Test platform

表3 焊接工藝參數Table 3 Welding process parameters

焊后試件靜置48 h 后進行表面觀察及斷面解剖觀察。表面使用著色劑進行裂紋檢查，表面裂紋率按式（1）計算，起弧及收弧裂紋忽略不計。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行腐蝕，在光學金相顯微鏡下檢查顯微組織及裂紋形貌，最后按式（2）計算斷面裂紋率。

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為試驗焊縫最小厚度（單位：mm）。

2 試驗結果及分析

2.1 斜Y坡口試驗

試板經48 h空冷后進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。可以發現除200 ℃試樣外，其他試樣均產生了不同程度的焊縫中心裂紋，25 ℃、50 ℃、100 ℃試樣均產生了較明顯的焊縫中心裂紋，并伴有沿柱狀晶生長方向擴展的沿晶裂紋，150 ℃試樣焊縫中心裂紋消失，但仍存在細小沿晶裂紋，僅200 ℃試樣沒有任何裂紋產生。

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 倒置金相系統顯微鏡觀察50 ℃預熱的試樣金相組織，如圖5所示，并進行裂紋分析。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；液態金屬從外向內凝固，焊縫中心為最后凝固點，即圖5 中液態金屬從區域①和區域②向區域③凝固。而液態金屬凝固過程中會發生收縮現象，所以在最后凝固的區域③易產生大范圍縮松，萌生裂紋。同時在焊縫兩側柱狀晶生長間隙之間也產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現大量微型缺陷，這些微型缺陷也可以充分證明：在凝固過程中存在補縮不足的情況是導致裂紋產生的原因。

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

中心裂紋附近區域及未產生裂紋區域的顯微組織如圖7 所示。可以發現均為馬氏體組織，裂紋均沿著柱狀晶晶界生長，裂紋呈鋸齒狀，兩側無法嚙合，并且裂紋表面存在氧化發黑現象，因此可以確定是在焊后高溫條件下產生的凝固裂紋。

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

2.3 裂紋產生機理

2.3.1 凝固縮松對裂紋的影響

將試樣沿裂紋擴展方向切開，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生的標志，通常是由于枝晶末端的液態金屬凝固殆盡而無法補縮產生的，進一步證明了是在凝固過程中液態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縮。隨著凝固的進行，枝晶臂粗化，二次枝晶互相交錯難以分辨。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分割，或由于表面張力的作用無法在空腔區內移動，因而導致了縮孔的存在。固相補縮區中部分小型縮孔會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。垂直于坡口兩側拉應力方向的裂紋會不斷擴展成為縱向裂紋，而裂紋擴展釋放應力后部分小縮松沒有繼續擴展，在焊縫內部保留了部分點狀缺陷和線狀缺陷。而在試驗中提升焊前預熱溫度的方法可以減緩焊接冷卻速度，提升液態金屬存留時間和流動速度，使其有更多的時間進行流動補縮，降低縮松產生的可能性。

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

2.3.2 微觀偏析對裂紋的影響

除了液態金屬填充不足，有害元素聚集于晶界處降低晶界強度也是裂紋產生的原因之一。在凝固過程中，由于存在溶質再分配現象，固相會將再分配系數小于1 的元素排斥至液相中，進而在固相產生不平衡的擴散，隨著凝固的進行，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域。使用EDS 能譜分析檢測裂紋表面合金元素成分，結果如表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含量達到了母材的40倍，P元素含量也遠超母材。這些元素會產生FeS、MnS、Fe3P等低熔點化合物在晶界區域聚集，嚴重降低晶界強度。

表5 裂紋表面元素組成（質量分數，%）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

根據包晶線相圖所示（見圖11），C 含量在0.08%～0.51%區間內會發生包晶反應，液相與δ-Fe生成γ-Fe。而γ-Fe 為面心立方結構，δ-Fe 為體心立方結構，面心立方結構相較于體心立方結構排布更密，也就是說在包晶轉變過程中會有明顯的體積收縮以及收縮應力。在包晶轉變過程中分為包晶轉變和包晶反應兩個部分。包晶反應是液相與固相的δ-Fe 共同生成γ-Fe，包晶轉變是固相的δ-Fe直接轉變為γ-Fe。根據圖11、式（3）粗略計算焊縫熔合比達67.76%，而裂紋中心處C 含量在0.22%左右，而由于元素燒損實際C含量會更低。

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

包晶轉變發生的時候液相比例很小，并且處于被交錯的二次枝晶隔離開的階段，在包晶轉變發生后產生的明顯體積收縮無法由液相的流動進行補充。包晶反應是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原子擴散到δ-Fe中。但有研究表明[16]，在很大的冷卻速度下，液相可能會過冷至包晶線以下，γ-Fe自發形核于液相中，而這將會影響液相與δ-Fe 之間的溶質交換，從而加劇微觀偏析。

2.3.3 焊接應力對裂紋的影響

在焊接應力方面，Q1400超高強鋼的淬硬性強，在經歷焊接熱循環后容易產生較大的焊接應力。因此其在進行斜Y 坡口試驗時兩側拘束焊縫對焊縫中心的拘束應力更高。有研究表明，坡口尖角處的拘束應力可以達到自由端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、容易產生縮松的位置。尖角處較大的拘束應力作用于縮松位置，導致產生了焊縫中心裂紋。

圖12 熔化坡口示意Fig.12 Fusion welding joint

針對這種拘束應力較大的現象，激光-電弧復合焊具有的熔深大、焊接變形小等優點可以有效地降低焊接拘束帶來的應力集中，從而降低焊接接頭的裂紋率。同時提升預熱溫度可以減少接頭淬硬組織的生成，降低焊接殘余應力，避免裂紋產生。隨著預熱溫度的升高，焊縫裂紋率不斷下降，直至預熱溫度達到200 ℃時可以完全避免裂紋產生。

3 結論

（1）針對Q1400 超高強鋼開展不同預熱溫度下的斜Y 坡口激光-電弧復合焊抗裂性研究，試驗結果表明各預熱溫度下的焊接試驗均未產生冷裂紋，但部分試驗產生了焊縫中心裂紋。

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

（3）針對產生裂紋的現象，激光-電弧復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力。同時提升預熱溫度既可以減緩焊接冷卻速度，使液態金屬可以充分補縮，也可以減少焊縫淬硬組織的生成，降低焊接應力，從而避免焊縫裂紋的產生。