極地船舶裝備氣電立焊的焊縫接頭性能分析

江澤新 韋青嵩 段正啟 劉 鑫

（廣船國際有限公司 廣州 511462）

0 引 言

相較于常規船舶，極地船舶因在極地地區長年運營，需要面對低溫環境和浮冰撞擊[1]。因此，對極地船舶焊縫接頭要求具備較高的綜合性能，保證接頭的可靠性。實際生產中，保證可靠性的主要措施是提高材料的斷裂韌度、降低應力及減少焊接缺陷，而在低溫環境應用還需要提升沖擊韌性水平。研究表明：冰層撞擊前期，外板的損傷主要表現為沖擊和劃割損傷；隨著船舶深入冰層，冰層的擠壓破壞不斷增大、撞擊次數不斷增多，外板不斷發生塑性變形直至塑性破壞，內部結構也由彈性變形進入塑性失效階段。船舶受到擠壓和撞擊直至失效階段所產生的能量傳遞以外板的吸能最多，其次是骨材。當外板進入塑性階段，抗冰能力將急劇下降并嚴重威脅船只安全，所以外板的安全性是極地船舶可靠性的重要關鍵點。[2-3]

目前，多種焊接工藝已在極地裝備結構開展實際工程應用， 例如單面自動雙面成形埋弧焊（flux copper backing, FCB）、埋弧焊（submerged arc welding,SAW）、氣電立焊（electrogas welding, EGW）等， 焊接效率明顯提升。船舶外板焊縫通常采用二氧化碳氣體保護焊（fluxed cored arc welding, FCAW）、FCB、EGW、SAW 等焊接工藝（如對平直結構拼板階段開展FCB 焊接，總組搭載階段采用EGW 焊接），均屬于大線能量焊接工藝，容易引起接頭脆化，導致塑性韌性降低。[4]

對比分段拼板階段，分段合攏累計了分段制造階段多個工序的精度誤差和吊裝過程中導致的分段變形，并且二次修割的現象時有發生[5]，造成合攏焊縫坡口間隙與規范標準誤差較大，整體坡口質量低于FCB 拼板階段，且建造過程中的EGW 線能量整體大于FCB。同時，總組搭載分段外板的骨材已經完成焊接，外板拘束度大，焊接完成后的殘余應力大，外板更容易出現塑性變形，故極地船舶外板EGW 焊縫的隱患風險系數高于其他結構或采用其他焊接方法的焊縫。

如今，許多學者對EGW 焊縫進行分析研究并取得了良好的效果[6-12]，但這些研究主要集中于焊接位置、焊接角度和工藝參數優化等，針對焊接坡口間隙對焊縫性能的影響研究較少。

隨著計算機技術和計算方法飛速發展，數值模擬是繼理論方法和試驗方法之后的第3 種科學研究和工程分析方法[13]。研究結果表明：建立三維熱力學有限元模型，對焊接接頭殘余應力場和焊接變形進行數據分析，可有效避免有損檢測所帶來的風險隱患，以及無損檢測因船舶焊縫錯綜復雜增加的建造成本，并且數值模擬結果和殘余應力實際測量基本吻合[14-16]。采用數值模擬結果對焊接工藝參數和結構進行優化，可有效降低因殘余應力過大而導致結構發生塑性變形的風險隱患。

本文對極地船舶隱患風險系數高的EGW 焊縫接頭開展斷裂韌性、沖擊韌性與微觀組織研究，并采用有限元模擬分析焊接過程中的應力場分布和變形情況， 探究板材坡口間隙對焊接可靠性的影響，優化焊接工藝、提高焊接結構的可靠性，試驗數據可以為現場的實際焊接提供切實可行的理論依據。

1 試驗過程

1.1 焊接裝配

試驗選用母材為EH36 鋼板，板厚為30 mm 并開設單面V 型坡口，坡口角度為30°。依據生產的裝配情況，間隙分別設置為8 mm、12 mm 和16 mm，如圖1 所示。

圖1 試板坡口形式及尺寸

1.2 焊接參數

焊接過程中，為保證試驗變量的唯一性，設定焊接電流、電壓均保持一致，通過改變焊接速度來反饋坡口間隙的變化，如下頁表1 所示。

表1 焊接參數

2 接頭韌性

2.1 接頭沖擊韌性

焊接完成經過無損檢測合格后，按GB/T 229開展-20 ℃的低溫夏比沖擊試驗。沖擊試樣尺寸均為10 mm×10 mm×50 mm，沖擊開槽取樣位置如圖2 所示。

圖2 沖擊開槽取樣位置

多次進行8 mm、12 mm、16 mm 坡口間隙的焊縫沖擊試驗，3 種規格間隙整體沖擊性能均能滿足規范要求。8 mm 坡口間隙的焊接接頭沖擊韌性分布均勻，在相同的沖擊位置，沖擊平均值與試驗數值兩者之間的離散程度低，接頭沖擊性能穩定。隨著間隙不斷增大，焊縫整體的沖擊性能降低，焊縫沖擊值不穩定，沖擊平均值和試驗數值兩者的離散度增大。FL 及FL+2 位置的數值離散度最大，個別試樣沖擊韌性數值已低于標準要求，如下頁圖3 所示。

圖3 低溫沖擊實驗數值對比

試驗結果表明：8 mm 坡口間隙的接頭性能最為穩定；間隙增大時，線能量也增大，焊縫的沖擊性能降低，數值不穩定。如文獻[17]表明：采用氧化物冶金技術、氧化冶金等技術的大線能量鋼，可避免常規鋼材在大線能量條件下熔合線及附近熱影響區形成粗大相變組織，保證大線能量下熔合線及熱影響區的沖擊韌性，從而保證焊接接頭的穩定性。

2.2 斷裂韌性

斷裂韌性試驗參照BS7448 和DNV-OS-C401標準進行，選用三點彎曲（three point bending,TPB）標準試樣，以裂紋尖端張開位移（crack tip opening displacement, CTOD）作為評價指標。

2.2.1 試樣制備

焊接試板尺寸為450 mm×360 mm×30 mm，間隙分別為8 mm、12 mm 和16 mm，均為30°的V 型坡口。依據實驗要求，缺口開在焊縫中心和熔合線粗晶區。焊縫和熔合線分別取6 個試樣，試樣長度不小于5 倍試樣寬度，斷裂韌性取樣位置如圖4 所示。采用10 t高頻疲勞試驗機在室溫下預制疲勞裂紋，疲勞頻率10 Hz。為了保證初始裂紋長度在0.45 ~ 0.70試樣寬度（W）的有效范圍內，設定預制疲勞裂紋的長度為2.5 mm。

2.2.2 檢測分析

將試樣放入低溫環境箱中進行冷卻，待溫度達到-20 ℃后保溫30 min。對試樣進行加載直到試樣失穩破壞，加載速率控制在0.5 ~ 1.0 mm/min 范圍內，并同時記錄試樣載荷-位移曲線。

試樣失穩破壞后快速壓斷試樣（焊縫試樣需要輔助疲勞擴展），用工具顯微鏡測量試樣的裂紋長度a0。具體方法為：沿試樣厚度方向取9 個測試位置分別測量，其中最外側的2 個點位于距試樣表面1%B處，然后在這2 個點之間等間距取7 個測試位置，按歐標BS_7448-1 開展斷裂韌性CTOD 特征值和試樣幾何形狀因子計算：

按式（1）計算裂紋長度a0：

在F-V 曲線上讀取最大載荷值F和塑性張開位移VP，用式（2）計算CTOD 值。

式中：B為試樣厚度，mm；W為試樣寬度，mm；δ為裂紋尖端張開位移，mm；s為三點彎曲時試樣的跨度，mm；F為最大載荷值，kN；δs為屈服強度，熱影響區取460 MPa，焊縫中心取410 MPa；ν為泊松比，取0.27；E為彈性模量，取2.1×105MPa；Z為刀口厚度，取0 mm；Vp為對應最大載荷值的塑性張開位移，mm；試樣幾何形狀因子，計算見式（3）：

2.2.3 試驗結果分析

按照規范要求，CTOD 特征值最低要求不低于0.15 mm。8 mm 坡口間隙焊縫中心CTOD 平均值為0.9 ~ 1.0，熔合線CTOD 平均值為0.8 ~ 0.9；12 mm坡口間隙焊縫中心CTOD 平均值為0.8 ~ 0.9，熔合線CTOD 平均值為0.7 ~ 0.8；16 mm 坡口間隙焊縫中心CTOD 平均值為0.7 ~ 0.8，熔合線CTOD 平均值為0.5 ~ 0.6。不同裝配間隙的焊接接頭，焊縫中心整體CTOD 值均大于熔合線。此外，文獻[18]也提到，由于焊接接頭內部殘余應力較大，熔合線區域很窄，難以精確界定，因此熱影響區的CTOD 值離散性較大，如圖5 所示。

圖5 斷裂韌性試驗結果

圖6 EH36 高強鋼EGW 焊接頭截面形貌

試驗結果表明：隨著裝配間隙增大，線能量增大，焊接接頭的CTOD 數值呈下降趨勢，CTOD 數值的離散度逐漸增大。

3 接頭的形貌與組織特征

采用EGW 焊接成形的30 mm 厚鋼板，焊接接頭截面如圖 6 所示。經檢驗，焊接接頭成形良好，無氣孔、裂紋、夾渣和未熔合等缺陷，熱影響區分別為粗晶區、細晶區、臨界區。

焊接接頭由焊縫、熔合區和熱影響區組成，其金相組織如圖 7 所示。

圖 7（A）為焊縫區顯微組織，該區域組織由大量的粒狀貝氏體以及少量的鐵素體組成。由于焊接過程中的線能量較大，該區域瞬間達到相變溫度，鐵素體發生奧氏體化；在隨后的冷卻過程中，由于冷卻速度較快，相變溫度下降，部分奧氏體晶粒來不及長大，新相與母相自由能差較大，過冷度增加使形核率增加，所以獲得大量的貝氏體及少量鐵素體。

圖7（B）為熔合線區域組織特征。左側為焊縫，右側為母材過熱區。

圖7 EH36 高強鋼EGW 焊接頭微觀組織

圖8 EH36 鋼的熱物理性能參數

圖9 焊絲擺動

圖7（C）為粗晶區顯微組織，多邊形鐵素體PF+針狀鐵素體AF。主要為片狀與塊狀先共析鐵素體，并可見黑色珠光體。傳統的小線能量焊接接頭中，粗晶區在焊接熱循環過程中峰值溫度范圍1 100 ℃~ δ 相轉變溫度以下（或在δ 相轉變溫度停留時間極短而未能發生δ 相轉變）。當采用較大的線能量進行焊接時，緊鄰焊縫的熱影響區峰值溫度將達到δ 相轉變溫度以上，并持續較長時間，為熱力學反應創造了動力學條件（主要是擴散）。短時間來不及發生的相變（如γ→δ 相變、第二相粒子的溶解等）在這種情況下就會發生，導致晶粒尺寸進一步長大。其相變過程與傳統的粗晶區有明顯差異，因而將此區域從粗晶區中區分開來，稱為過熱粗晶區，其最終結果是導致形成更粗大的奧氏體晶粒，從而為晶內鐵素體形核提供基礎。最終在原奧氏體晶界上分布著先共析鐵素體，部分針狀鐵素體在晶內雜亂分布，同時可見部分魏氏組織鐵素體由晶界向晶內生長。晶內個別部位有針狀鐵素體，黑灰色塊區為珠光體。

圖7（D）為細晶區顯微組織，該區域由大量珠光體與鐵素體組成。由于該區域溫度在AC3-AC1，部分鐵素體組織轉變成奧氏體，所以在冷卻過程中會形成細小的珠光體與鐵素體。

圖7（E）為臨界區顯微組織，該區域由以鐵素體為主的帶及以珠光體為主的帶彼此交替的帶狀組織構成。由于線能量較小，合金元素擴散困難且不均勻，產生枝晶偏析，因此產生碳元素的富集區及貧化區并產生帶狀組織。

圖7（F）為母材微觀組織。

試驗結果表明：采用 EGW 焊接時，EH36 焊縫區主要組織為粒狀貝氏體和鐵素體，強度較高。如文獻[19]所提及的，熱影響區主要組織為沿晶界分布的片狀鐵素體、晶內生長的針狀鐵素體以及少量魏氏組織，滿足熱影響區韌性要求。針狀鐵素體一直被認為是提升大線能量焊接用鋼粗晶熱影響區韌性最有效的組織之一[20]。相較于粗化的奧氏體晶粒，針狀鐵素體裂紋擴展吸收功更高，焊縫沖擊韌性得到改善。

4 焊接有限元分析

下文將采用ABAQUS 有限元分析軟件對板材厚度為30 mm 的EH36 高強鋼進行EGW 焊接工藝仿真模擬，分析不同坡口間隙條件下的焊接溫度場、焊后應力場和變形狀態的變化情況。

4.1 焊接材料及坡口裝配

材料選擇高強鋼EH36，熱物理性能參數如圖 8 所示[21-23]。根據上述坡口形式同比例建造模型，拼板尺寸均為6 000 mm×5 400 mm×30 mm，焊縫長度為5 400mm，試驗（a）和試驗（b）的坡口間隙分別為8 mm 和12 mm，坡口角度均為30°。

4.2 焊接參數

有限元分析參數與實際焊接試驗參數相同，選擇試驗（a）和試驗（b）2 種方案分別進行焊接仿真，詳細參數見表2。

表2 有限元分析模擬焊接參數

4.3 焊接方式

EGW 焊接過程中，焊絲在坡口內部擺動，焊接熱源擺動的寬度15 mm，擺動的兩端頭分別距離坡口根部10 mm、距離坡口表面5 mm，擺動速度40 mm/s。如圖 9 所示。

4.4 網格劃分

焊接過程中，熱量輸入高度集中，焊縫及其熱影響區的網格活動劇烈，而遠離焊縫區的網格活動相對平緩[24]。在不改變分析精度的前提下增加有限元分析的效率，焊縫及熱影響區的網格劃分比較密集，最小網格尺寸為7.5 mm×10 mm×20 mm。遠離焊縫的區域網格均勻劃分，經過3 次網格過渡后，將網格尺寸增加而數量降低，最大網格尺寸為7.5 mm×540 mm×1 000 mm。試驗（a）和試驗（b）方案網格數量分別為18 936 個、19 238 個，網格類型均為8 節點6 面體單元，如圖10 所示。

圖10 網格劃分

圖11 模擬實際焊接過程中的板材固定狀態

4.5 邊界條件

焊縫及試板的初始溫度均為室溫20 ℃，絕對零度（-273.15 ℃）。焊接過程中，焊件與周圍環境之間存在熱對流和熱輻射，定義空氣熱對流系數10，熱輻射率0.8，波爾茲曼常數5.67×10-8。金屬材料高溫熔化及冷卻凝固過程中存在相變的影響，定義固相線溫度1 450 ℃，液相線溫度1 500 ℃，熔化潛熱270 kJ/kg。同時，本次試驗同比例模擬EGW 在船舶實際生產情況。試驗前，板材四周均被固定，焊縫位置使用焊接卡碼固定；焊接完成冷卻至室溫后，將焊接卡碼去除。如圖 11所示。

4.6 試驗結果與分析

4.6.1 焊接溫度場

圖12 為焊縫溫度場分布云圖。圖中灰色區域為焊接熔池，左側為熔池正面，右側為熔池截面。2 種方案的熔池最高溫度均在鋼板的熔點溫度1 500℃與氣化溫度2 750℃之間，焊接參數設置合理。板材坡口根部已經被熔透，實際焊接過程中，焊縫根部區域會張貼陶瓷襯墊，不會發生熔穿現象，焊接過程穩定進行。

圖12 焊接溫度場分布云圖

圖13 中心壓縮塑性區

圖14 橫向殘余應力

鋼鐵材料的溫度在200 ℃以上，會在中心產生壓縮塑性區[25]，即板材在200 ℃以上的溫度冷卻至室溫后會產生應力和變形。探究2 種方案中心壓縮塑性區的覆蓋區域，焊接過程中將超過200℃以上的溫度設定為中心壓縮塑性區，并以網格顯示，便于測量中心壓縮塑性區的尺寸，如圖 13 所示。

中心壓縮塑性區見圖中灰色區域。2 種方案采用相同的焊接參數，但試驗（b）的焊接速度更慢，單位焊縫長度上焊接熱源停留時間更長，線能量更大。產生的熱量有更多時間傳遞至板材區，故試驗（b）的中央壓縮塑性區寬度大于試驗（a）。

4.6.2 殘余應力及變形

對焊縫產生最大影響的是橫向殘余應力和變形，本次試驗只針對橫向殘余應力和變形對焊接試板進行分析。

規范要求EH36 鋼的抗拉強度不低于490 MPa[26]，焊接殘余應力超過490 MPa 的焊縫存在產生應力缺陷的不確定性。如圖 14 所示，2 種方案橫向殘余應力較大的區域均集中在靠近起弧與熄弧位置，試驗（a）、試驗（b）的最大橫向拉應力分別為533 MPa和638.9 MPa，最大橫向拉應力均超過板材的最低抗拉強度，但試驗（b）焊縫端頭的焊接殘余應力已超過EH36 鋼的最大抗拉強度，高應力區覆蓋面積大于試驗（a），因此試驗（b）產生應力裂紋的可能性更大。

圖15 為試板的橫向收縮變形分布云圖。焊接完成板材冷卻至室溫后，將卡碼拆除，但板材四周仍被固定。2 種方案焊接變形方向均以焊縫為中心線呈現對稱分布，且距離焊縫兩端頭的距離越遠，焊接變形量越大，試驗（a）和試驗（b）最大橫向收縮變形分別為3.76 mm 和4.7 mm。

圖15 橫向收縮變形分布云圖

圖16 路徑選擇

圖17 橫向殘余應力曲線

圖18 橫向收縮變形曲線

繪制應力及變形特性曲線，進一步分析板材焊接橫向殘余應力及變形的狀態，曲線路徑選擇如圖 16 所示。沿著焊縫方向的路徑為路徑1，沿著板寬方向垂直于焊縫且避開焊縫區的路徑為路徑2。

根據路徑1 所繪制焊縫表面的橫向殘余應力曲線如下頁圖 17 所示。在焊接起弧位置，2 種方案均為壓應力，試驗（a）為10 MPa、試驗（b）為90 MPa。隨著焊接過程進行，壓應力改為拉應力，2 種方案最大拉應力均為430 MPa 左右，低于板材最小的抗拉強度。在焊縫的中間區域，橫向殘余應力表現出先減小后增大的趨勢，試驗（b）焊縫的橫向殘余應力始終高于試驗（a）。在焊接的熄弧焊接橫向應力與起弧位置基本相同，最大拉應力為430 MPa，但在焊縫末端焊縫始終受到拉應力，試驗（a）為240 MPa、試驗（b）為280 MPa。

根據路徑1 繪制的橫向收縮變形曲線如圖 18所示。試板的變形以焊縫為中心對稱分布，且距離焊縫越遠試板的橫向收縮變形越小。焊縫單側板材的最大橫向收縮變形量（a）為1.49 mm、 （b）為1.82 mm。

由圖 12 至圖 18 可知：在進行EGW 焊接時，焊接線能量越大，中心壓縮塑性區越大；焊接完成板材冷卻至室溫后，焊接殘余應力最大值及高應力區覆蓋面積增加，應力缺陷產生的可能性提高。焊接變形量增加造成后續結構間裝配間隙增大，增加了后續結構焊接的線能量。建造過程中，不可避免地出現人為裝配間隙誤差。對于因間隙超差導致線能量增大的焊接板材，焊接完成冷卻至室溫后，應采用火工的方式對板材焊后加熱，以減小焊后殘余應力和變形。

5 工程應用分析

目前本公司生產運營的極地船舶共3 條，包括1 條極地凝析油輪（BORIS SOKOLOV 號）和2 條極地甲板運輸船（AUDAX 號和PUGNAX 號）。3 條船的EGW 焊縫長度約3 078 m，其中板厚在25 ~35 mm 處的焊縫長度約1 126 m。對該板材進行焊前裝配間隙記錄和焊后探傷情況全面排查和對比分析，如表3 所示。

表3 焊前裝配及焊后探傷情況

由表3 可知：隨著坡口裝配間隙的逐漸增加，焊縫的探傷合格率逐漸下降，當焊縫間隙為6 ~10 mm 時，焊縫探傷會出現少量焊接咬邊及氣孔缺陷；當焊縫間隙為10 ~ 14 mm 時，焊縫表面咬邊缺陷增加，內部易出現100 ~ 150 mm 的未熔合缺陷。當焊縫間隙為14 ~ 18 mm 時，焊接工藝難以控制，焊縫探傷咬邊、凹坑、焊渣、裂紋、未熔合與未焊透等缺陷較多。此外，據現場焊接工人反映，實際焊接過程中，由于焊縫間隙過大，且熔池的寬度和長度增加，致使熔池鐵水會在重力的影響下從焊縫流出，因此必須熄弧處理不良缺陷，才可以保證后續焊接的穩定性。

6 結 語

本文系統分析了極地船舶EGW 大線能量焊接接頭在不同間隙下的低溫韌性和組織，采用ABAQUS 有限元分析軟件對焊接接頭的殘余應力和焊接變形模擬分析，優化焊接工藝，助力極地船舶高效焊接工藝推廣應用。研究結果表明：

（1）隨著線能量增大，熔合線及附近熱影響區形成粗大相變組織，其熱影響區低溫韌性下降顯著，低溫沖擊韌性和斷裂韌性穩定性降低。采用氧化物冶金技術研制的大線能量鋼板熱影響區形成針狀鐵素體，裂紋擴展吸收功更高，可有效提高熱影響區的沖擊韌性，從而提高大線能量焊接接頭可靠性。

（2）隨著焊接線能量的增大，板材中心壓縮塑性區寬度增加，焊接完成冷卻至室溫后，焊接殘余應力最大值及高應力區覆蓋面積增加，應力缺陷產生的可能性提高。焊接變形量的增加，造成后續結構間裝配間隙增大，增加了后續結構焊接的線能量。建造過程中，因間隙較大，線能量較大的焊縫在焊接完成冷卻至室溫后，應采用火工的方式對板材焊后加熱，從而實現減小焊后殘余應力和變形的目的。