大线能量焊接EH36船板钢FCB焊接接头组织与性能

李文晓，郭慧英，陈 刚，张 宇

（江苏省（沙钢）钢铁研究院，江苏 张家港 215625）

摘要：对工业化试制的32 mm厚大线能量船板钢EH36进行热输入为228 kJ/cm的FCB法焊接试验，并研究了焊接接头的组织和力学性能。结果表明：焊接热影响区的过热粗晶区原奥氏体晶粒尺寸达到300～ 500 μm，组织主要由少量晶界铁素体和晶内形核铁素体（约60%～80%）组成，是该区焊接时峰值温度达到δ相转变温度以上并停留较长时间造成的，并给出δ相转变温度及奥氏体晶粒尺寸与峰值温度之间的关系；粗晶区由15～30μm的多边形铁素体与3～10μm的针状铁素体（10%～20%）构成；细晶区包含10～20μm的多边形铁素体和小于等于10 μm的珠光体；临界区表现为混晶组织。焊接接头热影响区的冲击功Akv≥100 J（-20℃），拉伸试样断裂于母材，接头性能满足要求。

关键词：FCB焊接；船板钢EH36；原奥氏体晶粒；热影响区

0 前言

在船舶行业中，焊接工序约占整个造船周期的20%～30%，其成本约占整个船舶制造成本的17%[1-3]。目前，为了确保焊接接头的力学性能，特别是热影响区的冲击韧性，均采用多层多道焊的方式，焊接热输入量小于等于50 kJ/cm，耗时较长，因此提高船体焊接效率是缩短周期和降低制造成本的有效途径[4-6]。现阶段，大热输入焊接方法如多丝埋弧焊、多丝气电立焊、电渣焊等焊接方法正逐步引入船舶建造中。普通的船板钢在焊接热输入量大于等于100 kJ/cm的情况下，热影响区的力学性能尤其是低温韧性将急剧恶化，不能满足船级社的要求，制约了船舶制造业的发展[7-10]。因此，开发出能够适应大热输入量焊接的船板钢，是目前船舶行业急需解决的问题。本研究通过合理的成分设计，采用现场中厚钢板的冶炼、轧制生产流程和装备试制了一种可适应大热输入焊接的EH36船板钢，并采用多丝埋弧焊FCB法测试钢板的焊接性能，系统分析焊接接头的组织和性能，为下一步工业应用提供参考。

1 试验方法

1.1 母材成分和力学性能

试验用钢板采用180t转炉冶炼、连铸成320 mm厚板坯，连铸坯加热至1200℃，保温大于等于2.5 h，在配备Mulpic-AcC加速冷却设备的宽5 m厚板轧机上进行控制轧制，获得厚度32 mm的成品钢板。钢板化学成分见表1，钢种为钛镁复合处理钢。钢板组织如图1所示，钢板轧态组织主要为准多边形铁素体和贝氏体。力学性能测试结果表明，母材钢板屈服强度和抗拉强度为430 MPa和535 MPa，延伸率大于等于24%，-40℃冲击功大于等于250 J。

表1 钢板化学成分
Table 1 Chemical composition of steel plate %

w（C）0.05 w（Si）0.15 w（P）≤0.01 w（S）≤0.006 w（Mn）1.50 w（Al）0.01 w（B）0.001 w（Cr）9.5～11.0 w（Nb+V+Ti）≤0.1

图1 母材钢板组织
Fig.1 Optical microstructure of base material

1.2 焊接方法及工艺

采用FCB法进行单面焊双面成型焊接，无焊前预热与焊后热处理，焊接材料采用直径4.8 mm（前两丝）和6.4 mm（第三丝）的H10Mn2（焊丝）+PF-55E（埋弧焊剂）+PF-150R（衬垫焊剂）。Y型焊接坡口，角度50°，钝边6 mm。焊接参数如表2所示。

表2 焊接工艺参数
Table 2 Detailed process parameters of the three-wire submerged arc welding

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1.3 组织与性能表征

试样经磨制、抛光、4%硝酸酒精侵蚀后，使用Zeiss光学显微镜观察显微组织。焊接接头的拉伸、冲击、弯曲和硬度性能测试分别参照GB/T2651-2008、GB/T2650-2008、GB/T2653-2008和GB/T2564-2008。拉伸和弯曲试验在Model 5585H型电子万能材料试验机上进行；冲击试验在IMP450-J型摆锤冲击试验机上进行，其中表面、根部冲击试样取样位置分别位于上、下表面下2 mm处；维氏硬度测试在Tukon 2500B型数字化闭环控制维氏硬度计上进行，载荷5 kg；在VL2000DX-SVF17SP高温激光共聚焦显微镜下进行热影响区组织原位观察，峰值温度分别为1 300℃～1500℃，相关热模拟参数如图2所示。

图2 热影响区焊接热模拟及原位观察试验参数Fig.2 Thermal cycles for the simulation of high heat input welding and in situ observation with HTLSCM

2 试验结果分析

2.1 焊接接头组织

2.1.1 接头宏观组织

采用FCB法单道次焊接成形的32 mm厚钢板焊接接头低倍形貌如图3所示，经检验焊接接头成形良好，无气孔、裂纹、夹渣等缺陷。热影响区分别为过热粗晶区（SCGHAZ）、粗晶区（CGHAZ）、细晶区（FGHAZ）、临界区（ICHAZ）。由图可知，这四个区域的最大宽度分别为：SCGHAZ 1.8mm、CGHAZ 6.8 mm、FGHAZ 6.0 mm、ICHAZ 3.5 mm。

图3 焊接接头横截面低倍形貌
Fig.3 Typical cross section of the weld joint

2.1.2 热影响区组织演变

图4a、4b、4c分别为图3a、3b、3c的显微组织，由图4可知，板厚1/4与1/2位置之间的SCGHAZ区宽度最大，约为1.8 mm，其形成原因是该焊道形状导致板厚1/4与1/2位置之间成为热传导最慢的位置，峰值温度达到δ相转变温度以上的区域最宽，原奥氏体晶粒尺寸（AGS）也最大；接头表面位置的SCGHAZ宽度约为0.6mm；接头根部的SCGHAZ宽度约为0.2 mm，AGS最小。由图4d、4e、4f可知，接头表面位置的SCGHAZ组织主要为晶界铁素体（GBF）+晶内针状铁素体（IAF）+晶内多边形铁素体（IPF），板厚1/4与1/2位置之间的SCGHAZ组织主要为GBF+IAF+IPF，而接头根部的组织主要为GBF+IPF。

热影响区其他区域的显微组织如图5所示。由图5a可知，粗晶区的组织主要为15～30 μm的多边形铁素体（PF）与3～10 μm的针状铁素体（AF），其中AF的体积含量约为10%～20%。细晶区（FGHAZ）组织如图5b所示，为典型的PF+珠光体（P）组织，其中PF的尺寸为10～20μm，P的尺寸小于等于10 μm。临界区（ICHAZ）的组织表现为明显的混晶组织，在部分与母材相近的组织中夹杂着明显的细小PF。

图4 焊接接头过热粗晶区金相组织
Fig.4 Optical microstructure at SCGHAZ of the weld joint

图5 焊接接头热影响区组织
Fig.5 Optical microstructure at heat affected zone of weld joint

2.2 焊接接头力学性能

焊接接头各区域-20℃冲击性能如图6所示。由图可知：（1）焊接接头各区域的冲击韧性良好，能够满足船级社对E级钢板焊接接头的冲击韧性要求；（2）接头根部各区域的冲击韧性明显高于接头表面各区域，冲击值稳定在150 J以上，而接头表面各区域的冲击值则稳定在100 J以上，并且接头根部各区域的冲击值的稳定性也明显优于接头表面各区域。这是由于受三根焊丝热输入分配的影响，接头根部受到的局部热输入较小，SCGHAZ组织中AGS尺寸较小，晶界处形成的GBF尺寸较小且晶内形核的细小铁素体共同起到阻碍裂纹扩展的目的，从而提高了根部SCGHAZ区的韧性。

图6 焊接接头冲击韧性
Fig.6 Impact toughness of the weld joint

焊接接头表面、中心、根部位置的硬度分布如图7所示。硬度测试方法为：由焊缝中心至熔合线，间隔2.0 mm测试一个硬度值；熔合线至未受热影响的母材区，间隔0.7 mm测试一个硬度值。由图可知：（1）焊缝区硬度值最高，为180～190 HV，热影响区硬度150～170 HV，母材硬度170～180 HV；（2）焊接热影响区最低硬度值位于临界区与细晶区的交界处，该位置硬度150～155 HV。

图7 焊接接头硬度分布
Fig.7 Hardness distribution across the weld joint

焊接接头的拉伸和弯曲性能如表3所示。接头拉伸试验断裂位置位于母材，抗拉强度大于等于510 MPa，略低于轧态母材的强度（535 MPa），焊接接头侧弯试验合格。

表3 焊接接头拉伸与弯曲性能
Table 3 Tensile and side-bend properties of the weld joint

取样位置表面根部测试状态焊态焊态抗拉强度Rm/MPa 516 520断裂位置母材母材侧弯合格合格

3 分析和讨论

3.1 SCGHAZ的形成

焊接热影响区的温度分布与状态的关系如图8所示。在传统的小热输入焊接接头中，紧邻熔合线的焊接热影响区被称为粗晶区（CGHAZ），其在焊接热循环过程中的峰值温度范围为1 100℃～δ相转变温度以下（或在δ相转变温度停留时间极短而未能发生δ相转变）；但在大热输入焊接条件下，紧邻熔合线的焊接热影响区峰值温度将达到δ相转变温度以上（图8中Tδ～Tm之间），并持续较长时间，为热力学反应创造了动力学条件（主要是扩散），故短时间来不及的相变，如γ→δ相变、第二相粒子的溶解等，在多丝FCB法焊接时就会发生，导致晶粒尺寸进一步长大，其相变过程与传统的粗晶区有明显差异，因而将此区域从粗晶区中区分开来，称为过热粗晶区（SCGHAZ）。需要指出的是，虽然相变过程与传统的粗晶区有明显差异，但其最终结果是导致形成更粗大的奥氏体晶粒，从而为晶内铁素体形核提供基础。

3.2 高温奥氏体转变

在大热输入焊接条件下，试制钢板粗晶热影响区不同组织奥氏体化过程同样变得更加复杂，采用高温激光共聚焦显微镜对试验钢进行峰值温度1 300℃～1 500℃、升温速率5 K/s、保温时间3 s的模拟粗晶区原位观察，如图9所示。由图可知，峰值温度由1 300℃升至1 480℃，随着峰值温度的升高，热模拟HAZ中奥氏体晶粒尺寸（AGS）不断增加，这主要是由于峰值温度越高，晶粒长大的驱动力越大，从而促进粗晶区的奥氏体组织不断长大。研究表明[11-12]：尺寸小于等于0.2 μm的氧化物和TiN可钉扎晶界，从而阻止高温条件下奥氏体晶粒长大。但TiN粒子在1 350℃以上高温停留时将逐渐溶解而丧失对奥氏体晶粒长大的抑制作用[13-17]。在FCB焊接头的粗晶区中，因其在焊接过程中峰值温度超过1 350℃，TiN粒子已逐渐溶解，未能有效抑制奥氏体晶粒的长大，这也是导致奥氏体晶粒急剧长大的原因之一。

峰值温度为1 500℃时，观察到奥氏体组织中出现黑色树枝状浮凸，如图9f白色箭头所示，结合Fe-C相图在此温度区间的变化，证实此现象为γ→δ相变。高温金相显示δ相变反应十分迅速，转变时间仅为1～2 s，随后在降温阶段重新形成粗大的奥 氏体组织。这说明在大热输入焊接条件下，临近熔合线的过热粗晶区发生δ相变，奥氏体晶粒变得更加粗大。

图8 焊接热影响区的温度分布与状态图的关系
Fig.8 Relationships between HAZ，Fe-C phase diagram and thermal processes

图9 不同峰值温度热模拟奥氏体组织：
Fig.9 Optical microstructure of austenite grain simulated by varied peak temperatures

奥氏体晶粒尺寸与峰值温度的关系如图10所所示。由图可知：（1）奥氏体晶粒尺寸与峰值温度成指数关系，通过origin软件分析拟合得到的曲线方程为Dγ=78.88+3.6×10-6e(T/64.55）（Dγ为奥氏体晶粒尺寸，T为峰值温度），其中R2=0.983 45，表明拟合精度较高。（2）当峰值温度超过1 400℃～1 450℃时，奥氏体晶粒尺寸显著增加，由此导致SCGHAZ区（见图4d、4e、4f）与CGHAZ区（见图5a）组织的显著差异。文献研究证实[18-20]，随着AGS的增大，原奥氏体晶粒内部将逐渐取代晶界处成为更有利的异质形核点，原因在于：随着AGS的增大，晶界总面积减小，从而导致晶界处形核点减少，钛镁粒子则对晶内AF形核具有促进作用；而当AGS较小时，因晶界总面积较大，晶界处可提供大量的异质形核点，有利于PF组织的转变。

3.3 δ相变点的观察

图10 奥氏体晶粒尺寸与峰值温度的关系
Fig.10 Relationships between AGS and peak temperatures

为了研究在大热输入焊接条件下δ相的形成及演变过程，采用高温激光共聚焦显微镜对试验钢进行更加精细的原位观察，如图11所示。由thermo calc软件计算可得，本试验EH36船板钢δ相开始转变温度为1 455℃，反应结束温度为1 480℃。试验峰值温度为1 480℃，其中1 400℃～1 480℃阶段的升温速率由5 K/s降至0.2 K/s，保温时间60 s，降温阶段参数不变。

图11 δ相变的原位观察
Fig.11 δ phase in situ observation with HTLSCM

由图11可知，在温度低于1470℃的阶段，未发现δ相发生现象；温度为1 470℃时，开始出现δ相转变，1 470℃～1 475℃阶段，δ相开始增多；峰值温度1 480℃与峰值温度1 480℃+保温30 s的δ相数量相比并没有明显变化，表明升温速率为0.2 K/s、峰值温度达到1480℃时，相变已经结束，这与thermo calc软件的计算结果一致。由于δ相开始转变的相变点温度是在升温速率0.2 K/s下测得，高于平衡过程中的相变点，由此推测δ相相变点为1 455℃～ 1 470℃。根据3.2节的奥氏体晶粒尺寸拟合曲线方程计算可得，1 455℃～1 470℃的奥氏体晶粒尺寸约为300～350 μm。这一尺寸与图4的SCGHAZ中原奥氏体晶粒尺寸基本一致。

4 结论

（1）采用热输入量为228 kJ/cm的三丝埋弧焊对工业化试制的32 mm厚新型船板钢EH36进行焊接试验，焊接接头的各项力学性能满足船级社要求。焊接接头的熔合线及热影响区的-20℃冲击功大于等于100 J，满足EH36级别船板钢焊接接头性能要求。

（2）热影响区原位观察试验表明，随着峰值温度的提高，粗晶区中原奥氏体晶粒尺寸急剧增加，奥氏体晶粒尺寸与峰值温度的关系符合方程：Dγ= 78.88+3.6×10-6e(T/64.55）。

（3）通过thermo calc软件计算并经原位观察验证了该大线能量EH36船板钢的δ相相变开始点为1 455℃～1 470℃。

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Microstructure and properties of FCB weld joint of shipbuilding steel EH36 for high heat input welding

LI Wenxiao，GUO Huiying，CHEN Gang，ZHANG Yu
（Jiangsu Iron&Steel Research Institute(Shagang)，Zhangjiagang 215625，China）

Abstract：FCB welding with an heat input of 228 kJ/cm was applied to butt weld newly developed 32 mm thick shipbuilding steel plate EH36，and the microstructure and mechanical properties of the weld joint were examined.Super coarse grain heat affected zone of the weld joint mainly consists of intra-granular nucleated ferrite and small amount of grain boundary ferrite.The size of prior austenite grain is 300～ 500 μm，which is caused by longer soaking at high temperatures during thermal cycle.In this paper，δ phase-transition temperature and relationships between austenite grain size and peak temperatures are given.Coarse grain heat affected zone mainly consists of 15～30 μm acicular ferrite and 3～10 μm acicular ferrite.A microstructure consisting of 10～20 μm acicular ferrite and≤10 μm pearlite is observed in fine grain heat affected zone.Inter-critical heat affected zone consists of mixed grains.The heat affected zone exhibits an absorbed energy larger than 100 J at-20℃during CVN impact test.The weld joint failed in the base metal during transverse tensile testing，and otherproperties meet the requirement.

Key words：FCB welding；shipbuilding steel EH36；prior austenite grain；heat affected zone

中图分类号：TG457.1

文献标志码：A

文章编号：1001－2303（2017）08－0001-08

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2017.08.01

收稿日期：2017-03-13；

收稿日期：2017-04-13

作者简介：李文晓（1990—），男，工程师，硕士，主要从事先进高强度中厚钢板的开发以及其配套焊接工艺和焊材的研发工作。E-mail：[e-mail]。

通讯作者：张 宇，男，博士，主要从事先进焊接技术和工艺开发工作。E-mail：[e-mail]。

本文参考文献引用格式：李文晓，郭慧英，陈刚，等.大线能量焊接EH36 船板钢FCB焊接接头组织与性能[J].电焊机，2017，47（08）：1-8.