江國棟 宋峰雨 張元祥

（1.龍巖學(xué)院物理與機(jī)電工程學(xué)院，福建龍巖 364012；2.東北大學(xué)軋制技術(shù)及連軋自動化國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽 110819）

在海洋平臺、造船、建筑等大型裝備制造領(lǐng)域，焊接作為生產(chǎn)加工的重要環(huán)節(jié)越來越受到重視。隨著焊接構(gòu)件的大型化和高強(qiáng)化，以造船為例，焊接成本提升至總成本的40%，焊接工時約占總工時的30% ～50%，焊接成本日益提高，因此，人們開始通過尋求提高焊接施工效率、降低生產(chǎn)成本的好辦法［1-4］。在此背景下，氣電立焊、電渣焊等大熱輸入高效焊接方法得到了廣泛應(yīng)用。但是當(dāng)焊接熱輸入量提高后，焊接接頭的焊接熱循環(huán)峰值溫度提高，并且冷速降低，容易造成焊接接頭的微觀組織晶粒粗大，最終導(dǎo)致力學(xué)性能降低，限制了大熱輸入焊接技術(shù)的推廣應(yīng)用［5-7］。為解決這一問題，日本學(xué)者首次提出了“氧化物冶金”的概念，即在鋼中添加大量細(xì)小彌散分布的夾雜物以誘導(dǎo)針狀鐵素體（AF）形核長大，從而達(dá)到細(xì)化晶粒以提高焊接接頭力學(xué)性能的目的［8-11］。國內(nèi)從2000年開始對“氧化物冶金”技術(shù)有了針對性的研究，并在大熱輸入焊接用鋼領(lǐng)域取得了一定的進(jìn)展［12-13］。但與大熱輸入焊接用鋼配套使用的焊接材料的研究卻鮮有報道，其難點(diǎn)在于：在緩慢凝固的鑄態(tài)組織內(nèi)，利用“氧化物冶金”技術(shù)很難控制大量細(xì)小彌散分布的夾雜物的生成。

Zr元素作為夾雜物的重要組成元素，對夾雜物的析出長大具有至關(guān)重要的作用，進(jìn)而影響AF的形核、長大。因此，本文采用單道次垂直氣電立焊方法以185 kJ／cm大熱輸入焊接制備了不同Zr含量的焊縫金屬，旨在探討大熱輸入焊接條件下，Zr含量對焊縫金屬組織及力學(xué)性能的影響，分析Zr在大熱輸入焊縫金屬相變過程中的作用，為大熱輸入藥芯焊絲的研究提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用大熱輸入藥芯焊絲為Ti-B系低合金與不同量Zr鐵粉組成的合金粉末，在XZ（T）-CX5-YL3／450藥芯焊絲機(jī)組上冷拔拉制成φ1.6 mm的藥芯焊絲；焊接試樣選用500 mm×25 mm×100 mm的Q235鋼板，其主要化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）為：C 0.10，Si 0.30，Mn 0.65，S 0.05，P 0.045，F(xiàn)e余量。焊接試板坡口形狀為單面V型坡口，坡口角度為17°。采用20%CO2+80%Ar（體積分?jǐn)?shù)）混合氣體保護(hù)的垂直氣電立焊進(jìn)行單道次焊接，具體焊接工藝參數(shù)見表1，焊接熱輸入量約為185 kJ／cm。采用JS-GP891型臺式全譜直讀光譜儀測定3種焊縫金屬的化學(xué)成分，結(jié)果如表2所示。

焊縫金屬按GB／T 17493—2008取樣后加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)夏氏沖擊試樣，在Instron Dynatup 9200落錘沖擊試驗(yàn)機(jī)上測定試樣的-40℃沖擊吸收能量。采用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液對焊縫金屬進(jìn)行腐蝕，采用金相顯微鏡（OM）和JSM-6490型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察焊縫金屬微觀組織和沖擊試樣的斷口形貌。利用FV-700型顯微硬度計測定焊縫金屬的硬度，試驗(yàn)力為10 g。

表1 氣電立焊焊接工藝參數(shù)Table 1 Process parameters of the gas-electric vertical welding

表2 焊縫金屬的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 2 Chemical compositions of the weld metals（mass fraction） %

焊接過程中，在焊縫金屬內(nèi)插入熱電偶，測得185 kJ／cm大熱輸入焊接條件下焊縫金屬的T8／5約為95 s，計算得到焊縫金屬的冷速約為3.15℃／s。從焊縫金屬中心切取φ3 mm×10 mm試樣，在（Formastor-FII）全自動相變儀上加熱至1 200℃保溫5 min后，以3.15℃／s的冷速冷卻至室溫或不同溫度進(jìn)行淬火，分析Zr含量對焊縫金屬相變溫度及相變產(chǎn)物的影響。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 沖擊性能

圖1為大熱輸入焊接條件下不同Zr含量焊縫金屬的-40℃沖擊吸收能量。由圖1可知，所制備的3種藥芯焊絲在185 kJ／cm的氣電立焊大熱輸入焊接條件下，1號和2號焊縫金屬具有較好的低溫沖擊韌性，且均滿足GB／T 712—2011對厚度≤70 mm 造船鋼板 EH36、EH40、EH420、EH460的沖擊韌性要求。隨著藥芯中Zr含量的增加，焊縫金屬的低溫沖擊吸收能量先升高后降低，其中Zr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.35%的2號焊縫金屬的沖擊吸收能量最高，為76 J。

圖1 不同Zr含量焊縫金屬的-40℃沖擊吸收能量Fig.1 Impact absorbed energy at-40℃ of the weld metaslwith different zirconium contents

2.2 微觀組織

圖2為不同Zr含量焊縫金屬的微觀組織。由圖2可見，在185 kJ／cm大熱輸入焊接條件下，1號焊縫金屬中夾雜物數(shù)量有限，不能誘導(dǎo)生成晶內(nèi)AF，形成了大量粗大的等軸鐵素體晶粒，并在等軸鐵素體晶粒間出現(xiàn)了塊狀碳化物，該類碳化物硬度偏高，對焊縫金屬的韌性不利（圖2（a））；2號焊縫金屬中夾雜物數(shù)量顯著增多，并以該類夾雜物為核心誘導(dǎo)生成了大量細(xì)小的AF，細(xì)密針狀鐵素體能有效阻礙裂紋擴(kuò)展，提高焊縫金屬的沖擊性能；3號焊縫金屬中形成了貝氏體和AF的混合組織，貝氏體硬度較高，易成為應(yīng)力集中點(diǎn)形成裂紋，大幅度降低焊縫金屬的低溫沖擊韌性。

圖2 不同Zr含量焊縫金屬的微觀組織Fig.2 Microstructures of the weld metalswith different zirconium contents

圖3為不同Zr含量焊縫金屬的沖擊斷口形貌。由圖3可見，1號和2號焊縫金屬的沖擊斷口形成了大量的韌窩，屬于韌性斷裂；但2號焊縫金屬的沖擊斷口韌窩更深，且在韌窩內(nèi)出現(xiàn)了大量細(xì)小的夾雜物，說明夾雜物誘導(dǎo)的AF組織在斷裂過程中吸收了較多能量，對裂紋擴(kuò)展的阻礙作用優(yōu)于等軸鐵素體；3號焊縫金屬的沖擊斷口上基本沒有韌窩，屬于脆性斷裂。

圖3 不同Zr含量焊縫金屬沖擊斷口SEM像Fig.3 SEM images of impact fractures for the weld metalswith different zirconium contents

在185 kJ／cm大熱輸入焊接條件下，隨著藥芯中Zr含量的增加，焊縫金屬的低溫沖擊性能呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢，這主要與Zr原子的存在狀態(tài)有關(guān)。圖4為焊縫金屬中夾雜物的分布統(tǒng)計圖，1號和2號焊縫金屬中Zr原子全部以夾雜物的形式存在，夾雜物的多少直接決定了AF晶粒的數(shù)量。由圖4可見，1號焊縫金屬中夾雜物數(shù)量較少，誘導(dǎo)AF形核能力有限，形成了粗大的等軸鐵素體；由于Zr含量的增加，2號焊縫金屬中夾雜物數(shù)量顯著增加，AF的形核質(zhì)點(diǎn)增多，形成了更多的AF組織，大幅度提高了焊縫金屬的沖擊韌性；Zr含量進(jìn)一步增加后，夾雜物的數(shù)量并沒有顯著增加，表明3號焊縫金屬中的Zr原子存在形式發(fā)生了變化，多余的Zr原子固溶于基體，沒有形成夾雜物，提高了焊縫金屬的淬透性。

圖4 不同Zr含量焊縫金屬中夾雜物的分布統(tǒng)計圖Fig.4 Statistical figure of inclusions distribution in the weld metalswith different zirconium contents

圖5為2號和3號焊縫金屬的顯微硬度分布圖。由圖5可知，距熔合線不同距離處焊縫金屬的硬度相差不大，表明焊縫金屬的微觀組織比較均勻。3號焊縫金屬的顯微硬度相比2號明顯提高，這是由于Zr含量的增加促進(jìn)了貝氏體的生成，提高了焊縫金屬的淬透性。

圖5 焊縫金屬的顯微硬度分布Fig.5 Macro-hardness distributions of the weld metals

圖6為2號和3號焊縫金屬的相變溫度變化。由圖6可知，2號焊縫金屬的相變開始溫度較高，約為600℃，Zr含量的增加導(dǎo)致3號焊縫金屬的淬透性提高，其相變開始與結(jié)束溫度均明顯降低，這與焊縫金屬顯微硬度對淬透性的表征結(jié)果相一致。

圖6 焊縫金屬的相變溫度隨鋯含量的變化Fig.6 Variation of transformation temperature with zirconium contents for the weld metal

圖7為2號和3號焊縫金屬從1 200℃奧氏體化溫度以3.15℃／s的冷速冷卻至不同溫度后的顯微組織。由圖7可見，當(dāng)焊縫金屬冷卻至550℃時，2號焊縫金屬優(yōu)先發(fā)生相變，出現(xiàn)了由夾雜物誘導(dǎo)生成的AF晶粒，相變發(fā)生率約為50%，未相變區(qū)域?yàn)榇慊瘃R氏體，如圖7（a）所示；此時3號焊縫金屬未發(fā)生相變，其室溫組織均為淬火馬氏體（圖7（b）），說明3號焊縫金屬的相變開始溫度低于550℃。在相同冷卻條件下將焊縫金屬的終了冷卻溫度降低至500℃。由圖6可知，冷卻至500℃時，2號焊縫金屬的相變已結(jié)束，其組織均為 AF晶粒，無淬火馬氏體（圖7（c））；此時3號焊縫金屬剛進(jìn)入相變區(qū)，形成了AF和少量貝氏體以及未相變的淬火馬氏體的混合組織，表明3號焊縫金屬的相變結(jié)束溫度也降低，這與圖6的結(jié)果一致。據(jù)此可以推斷，3號焊縫金屬的淬透性提高，相變溫度降低，是由于焊縫金屬中氧含量有限，不能形成過多的夾雜物，Zr含量增加后多余Zr原子處于固溶狀態(tài)，引起淬透性的提高，促進(jìn)了貝氏體的形成（圖7（d）），惡化了焊縫金屬的沖擊韌性。

3 結(jié)論

（1）在185 kJ／cm大熱輸入焊接條件下，Zr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.12%的1號焊縫金屬中夾雜物數(shù)量有限，誘導(dǎo)AF形核能力不足，形成了粗大的等軸鐵素體組織。

（2）隨著Zr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)增加至0.35%，2號焊縫金屬中的夾雜物數(shù)量顯著增加，AF晶粒的形核質(zhì)點(diǎn)增多，形成了致密的AF組織，大幅度提升了焊縫金屬的沖擊韌性。

圖7 焊縫金屬從1 200℃以3.15℃／s冷速冷卻至不同溫度后的顯微組織Fig.7 Microstructures of the weld metals after cooling from 1 200℃ to different temperatures at cooling rate of 3.15℃／s

（3）當(dāng)Zr的質(zhì)量分?jǐn)?shù)進(jìn)一步提高至0.66%時，3號焊縫金屬中Zr的固溶量增加，導(dǎo)致淬透性提高，相變溫度降低，促進(jìn)了貝氏體的生成，惡化了焊縫金屬的沖擊韌性。