1 000 MPa 級高強鋼埋弧焊熔敷金屬組織及性能

馮偉，于庭祥,2，徐鍇,2，陳波，張慶素，周寶金

(1.哈爾濱威爾焊接有限責任公司，哈爾濱 150060；2.中國機械總院集團哈爾濱焊接研究所有限公司，哈爾濱 150028)

0 前言

水電作為一種清潔的可再生能源為中國社會經濟發展、環境保護起到了重要作用[1]。在水電設施建設中，抽水蓄能水電站為電能調峰、調頻、調相發揮了巨大作用[2]。近些年來，為了提高能源利用率抽水蓄能水電站不斷向大容量高水頭方向發展。其中，蝸殼和壓力鋼管作為抽水蓄能水電站的主要承壓部件對于材料的強度、韌性和低裂紋敏感性要求隨之不斷提高，需要使用高強鋼作為建造材料[3]。中國已經建成的烏東德、白鶴灘等水電站的蝸殼和壓力鋼管等設備大量使用了800 MPa 級高強鋼[4]。日本已將1 000 MPa 級高強鋼應用于神奈川水電站的設備建設中，采用更高強度的鋼材大大提高了設備的穩定性，減少材料使用量，節約建設成本[5-6]。但目前中國暫無將1 000 MPa 級高強鋼應用于水電設施的實例。

為了建設更加優良的水電設施，中國寶鋼研制了一種1 000 MPa 級水電用鋼，并完成了各種厚度的量產。但相應焊材的研發較少，熔敷金屬高強韌性匹配和低裂紋傾向是焊材的研發難點。該文通過軟件模擬、性能試驗和組織觀察設計了1 000 MPa 級高強鋼埋弧焊用焊絲和配套焊劑，并研究了主合金成分中Cr 含量和焊接熱輸入對熔敷金屬強韌性的影響。

1 焊材制備與試驗

1.1 焊材制備

考慮熔敷金屬需要滿足較高的強韌性匹配要求，設計焊絲成分中：P，S 元素含量較低，減少熔敷金屬中低熔點化合物，保證熔敷金屬抗裂性較好；加入Cr，Ni 元素促進形成針狀鐵素體，提高熔敷金屬強韌性[7-8]；通過Si，Mn 元素控制熔敷金屬中的O 含量，同時Mn 氧化物可以作為針狀鐵素體形核質點，提高熔敷金屬韌性[9]；加入Ti 元素通過形成微合金氧化物促進形成針狀鐵素體，降低晶粒大小，提高熔敷金屬強韌性[10]。熔敷金屬含有一定C 元素含量，保證熔敷金屬強度；加入Mo 元素減少金屬化合物在晶界的偏聚，提高材料塑韌性。綜上設計1 000 MPa 級高強鋼焊絲成分見表1。

表1 1 000 MPa 級高強鋼焊絲成分（質量分數，%）

考慮1 000 MPa 級高強鋼熔敷金屬強韌性要求較高，因此設計氟堿型焊劑，控制熔敷金屬中的P，S，O 等元素。焊劑成分中CaF2可以改善熔敷金屬流動性，使焊縫光滑美觀，為除去氫的有害作用，加入適量CaF2以降低擴氫的含量[11]；焊劑中加入SiO2可以提高熔敷金屬的流動性，提高焊接時的電弧穩定性[12]；MgO 是堿性氧化物，通過改善合金液的堿性來控制熔敷金屬中的雜質元素含量，提高熔敷金屬脫渣效果[13]；TiO2可以改善熔渣的粘度與界面張力，促進焊接過程中渣系的排出[14]；Al2O3在焊劑成分中作為造渣劑，有利于熔渣的排出及后續的焊縫脫渣[15-16]；CaO 是一種堿性氧化物，對于熔渣的酸堿度有調控作用，同時CaO 具有排S，P 作用[17]；通過硅錳合金聯合脫氧，降低熔敷金屬中的氧化物含量，保證熔敷金屬強韌性較高。設計焊劑成分見表2。

表2 1 000 MPa 級高強鋼焊劑成分（質量分數，%）

采用JMat Pro7.0 軟件對1 000 MPa 級高強鋼熔敷金屬的組織和性能進行模擬，在組織模擬中，材料種類選擇“General Steel”，輸入熔敷金屬成分后，選擇“Step Temperature”；起始溫度設置為1 600 ℃，結束溫度設置為25 ℃，步長設置為2 ℃。在力學性能模擬中，輸入熔敷金屬成分后，選擇“phases and properties”，晶粒度選擇ASTM 標準設置為9 級，起始溫度設置為1 600 ℃，冷卻速度設置為50 ℃/s，計算熔敷金屬抗拉強度。熔敷金屬組織及力學性能模擬結果分別如圖1 和圖2 所示。由組織和力學性能模擬結果可知，設計的焊材成分制得熔敷金屬抗拉強度高于標準值，熔敷金屬組織模擬結果以鐵素體（F）為主，含有少量奧氏體（A），高強鋼熔敷金屬設計思路為通過調控熔敷金屬中的針狀鐵素體含量來提高熔敷金屬強韌性，熔敷金屬組織模擬結果表明設計的焊材成分符合要求。

圖1 熔敷金屬組織模擬結果

圖2 熔敷金屬力學性能模擬結果

1.2 試驗過程

選用16Mn 板材，板材尺寸為300 mm×300 mm×20 mm，開45° V 形坡口，試板底部間隙為20 mm，試板底部放置300 mm×30 mm×10 mm 墊板，采用哈爾濱威爾公司生產的1 000 MPa 級高強鋼焊條J107G，在坡口表面堆焊3 mm 過渡層，焊接試板示意圖如圖3所示。采用研制的1 000 MPa 級高強鋼埋弧焊材焊接試板，焊絲直徑為?3.2 mm，焊接工藝參數見表3。

圖3 焊接試板示意圖

表3 焊接工藝參數

焊接試板兩側起弧和收弧處由于電弧不穩定常存在熔敷金屬成分不均勻的問題，因此焊道兩側各去頭10 mm。依據GB/T 228.1《金屬材料 拉伸試驗第1 部分：室溫試驗方法》標準制備1 個拉伸試樣，在UTM5305SYXL 電子拉伸試驗機上進行拉伸試驗；依據GB/T 229《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》標準制備用于-40 ℃和-60 ℃沖擊試樣各3 個，在JBN-300B 沖擊試驗機上進行夏比V 形缺口沖擊試驗；依據GB/T 232《金屬材料 彎曲試驗方法》標準制備4 個彎曲試件，在WAW-300 萬能試驗機上進行彎曲試驗；取樣示意圖如圖4 所示。

圖4 取樣示意圖

在熔敷金屬中間部位取樣制備金相試樣，用4%的硝酸酒精溶液進行化學浸蝕，通過OLYMPUSGX51型光學顯微鏡觀察熔敷金屬的金相組織，利用ZEISS EVO18 型掃描電子顯微鏡觀察-40 ℃低溫沖擊試樣斷口熔敷金屬微觀組織形貌。

2 熔敷金屬組織及力學性能

2.1 焊接工藝性及力學性能

熔敷金屬形貌和熔敷金屬宏觀金相如圖5 所示。設計的焊材工藝性優良，焊接過程中無飛濺，渣殼脫渣效果好，熔敷金屬平直光滑，沒有咬邊、夾渣、凹坑等情況。宏觀金相中無裂紋，無未焊透區域，熔敷金屬為典型的柱狀晶形貌。項目對1 000 MPa 級高強鋼熔敷金屬力學性能要求及熔敷金屬力學性能試驗值見表4，熔敷金屬力學性能實測值均高于項目對熔敷金屬力學性能要求且留有較大裕量，實際熔敷金屬抗拉強度試驗數據與JMat Pro 模擬結果相近。

圖5 熔敷金屬焊接性

表4 熔敷金屬力學性能

2.2 熔敷金屬組織

熔敷金屬組織如圖6 所示，由圖6a、圖6b 可知熔敷金屬組織包括鐵素體（F）、貝氏體（B）和M-A組元。鐵素體以針狀鐵素體（AF）為主，針狀鐵素體尺寸較小，分布細密，為熔敷金屬提供良好的強韌性，此外熔敷金屬中還含有一部分先共析鐵素體（PF）。M-A 組元強度較高，熔敷金屬中均勻分布的細小M-A 組元對位錯滑移具有阻礙作用，可以提高熔敷金屬的強韌性。但熔敷金屬中M-A 組元較多時，會發生偏聚，成為裂紋的啟裂源，嚴重影響熔敷金屬的強韌性。圖6b 中以粒狀在熔敷金屬表面均勻分布的M-A 組元，是熔敷金屬保證較高強韌性的重要原因。對比發現熔敷金屬組織和性能試驗結果與JMat Pro 模擬結果相似，通過模擬軟件計算的性能和組織具有一定的準確性，因此可以考慮使用JMat Pro 軟件輔助1 000 MPa 級高強鋼焊絲成分設計。熔敷金屬沖擊斷口為細小的韌窩形貌如圖6c、圖6d 所示，韌窩中央含有較小的析出物，斷裂方式為微孔聚集導致的韌性斷裂，證明設計焊材制得的熔敷金屬具有較高的強韌性。通過EDS 對圖6d 所示的析出物進行分析，析出物成分包括Ti，Cr，Mn，Fe等元素。Ti，Cr，Mn 形成的化合物作為形核質點，促進熔敷金屬形成針狀鐵素體，提高熔敷金屬強韌性，析出物成分見表5。

表5 析出物成分（質量分數，%）

3 成分優化

對1 000 MPa 級高強鋼埋弧焊絲設計，學者提出了Cr 含量為0%～0.5% 的低Cr 焊 絲和Cr 含 量為0.5%～1.2%的高Cr 焊絲2 種思路，該文在保持其他成分不變的情況下，研究了Cr 含量變化對熔敷金屬組織性能的影響，確定熔敷金屬中Cr 含量的最佳值。通過在焊劑中加入Cr 鐵粉向熔敷金屬中過渡Cr，采用表3 焊接工藝參數對試板進行焊接，得到熔敷金屬中的Cr 含量分別為0.416%，0.628%，0.714%，0.851%，熔敷金屬力學性能見表6，熔敷金屬強韌性匹配關系如圖7 所示。

圖7 不同Cr 含量熔敷金屬強度與韌性

表6 不同Cr 含量熔敷金屬力學性能

試驗結果表明：隨著Cr 含量增加，熔敷金屬抗拉強度提高，而熔敷金屬沖擊韌性隨著Cr 含量增加，先提高后降低。即Cr 含量在一定量時可以保證較好的強韌性匹配。

圖8 為不同Cr 含量熔敷金屬組織。在熔敷金屬金相組織中，隨著Cr 含量增加，針狀鐵素體含量提高，先共析鐵素體含量減少。針狀鐵素體呈小角度晶界，有利于降低熔敷金屬的缺口敏感性，阻礙裂紋擴展，因此針狀鐵素體增加可以提高熔敷金屬強韌性。而先共析鐵素體是多邊形為大角度晶界，對于裂紋的阻礙作用較弱，所以含有一定量的Cr 有利于提高熔敷金屬的強韌性。但隨著Cr 含量進一步提高，貝氏體和M-A 組元含量提高，M-A 組元是強硬相；當Cr含量較低時，熔敷金屬中M-A 組元分布均勻，通過阻礙位錯運動提高熔敷金屬強韌性；但隨著Cr 含量提高，熔敷金屬中M-A 組元以細條狀偏聚使熔敷金屬應力集中，降低材料強韌性。因此，隨著Cr 含量的增加，熔敷金屬的強度提高，而韌性會表現出先升高后降低的趨勢，為保證焊絲較好的強韌性匹配效果確定焊絲成分中的Cr 含量為0.6%。

圖8 不同Cr 含量熔敷金屬組織

4 大熱輸入焊接試驗

大容量高水頭水電設備所用鋼材厚度較大，需要采用大熱輸入焊接來提高熔深和焊接效率，但大熱輸入焊接也帶來了合金元素燒損，熔敷金屬晶粒粗大等問題，因此該文研究了設計的焊材在大熱輸入下焊接的熔敷金屬組織與性能。在焊材成分中，由Cr 含量對熔敷金屬強韌性的影響試驗，添加Cr 含量至0.6%，保持焊材其他成分不變，焊接工藝參數和熔敷金屬力學性能分別見表7、表8。隨著焊接熱輸入的提高，熔敷金屬強度先提高后降低，沖擊韌性不斷降低。

表7 焊接熱輸入參數設置

單道堆焊形貌和和宏觀金相分別如圖9、圖10所示。熱輸入由低到高熔敷金屬的熔寬分別為15 mm，20 mm，22.5 mm，31 mm，熔深分別為4.5 mm，5.5 mm，6.5 mm，7 mm。隨著焊接熱輸入增加，焊接道數依次為14 道、10 道、7 道和6 道，焊接效率提高明顯。由宏觀金相可知隨著熱輸入提高焊道間受高溫熱循環區域擴大，多次高溫熱循環使熔敷金屬晶粒異常長大，降低熔敷金屬強韌性。

圖9 不同熱輸入熔敷金屬單道堆焊形貌

圖10 不同熱輸入熔敷金屬宏觀金相

不同熱輸入熔敷金屬金相組織如圖11 所示，圖11a為焊接熱輸入18 kJ/cm 時的熔敷金屬組織，以針狀鐵素體為主，含有少量先共析鐵素體和M-A 組元。圖11b為焊接熱輸入25 kJ/cm 時的熔敷金屬組織，以準多邊形鐵素體(QF)為主、先共析鐵素體含量較少。準多邊形鐵素體晶粒細小，熔敷金屬強韌性較好。圖11c為焊接熱輸入35 kJ/cm 時的熔敷金屬組織，先共析鐵素體含量增加，熔敷金屬力學性能進一步降低。圖11d 為焊接熱輸入45 kJ/cm 時的熔敷金屬組織，為粗大的先共析鐵素體、同時M-A 組元含量增加，熔敷金屬強度和韌性均有較大下降。

5 結論

（1）研制了一種1 000 MPa 級高強鋼埋弧焊用焊材，經試驗其焊接工藝性優良，力學性能遠高于標準要求，滿足1 000 MPa 級高強鋼埋弧焊工程應用指標要求。

（2）熔敷金屬中少量的Cr 元素會提高針狀鐵素體含量，Cr 含量較高時，會增加貝氏體含量，因此隨著熔敷金屬中Cr 含量提高，強度不斷提高，沖擊韌性先升高后降低，通過試驗確定熔敷金屬中Cr 含量為0.6%時強韌性匹配效果最好。

（3）隨著焊接熱輸入提高，熔敷金屬中針狀鐵素體含量不斷減少，先共析鐵素體含量提高，熔敷金屬組織粗化，強韌性降低，實際使用需要控制熱輸入。