严 铿，石 磊，王清曌

(先进焊接技术省级重点实验室江苏科技大学，江苏镇江212003)

21世纪被公认为海洋世纪.随着海洋资源开发步伐不断向深海发展，海洋平台所用钢板的强度、厚度、韧性也在不断增加［1－2］.海洋平台服役周期长，且要承受潮汐、风暴、甚至地震等冲击载荷，这对海洋平台的韧度，特别是厚板焊接接头的韧度提出了更高的要求［3－4］.

目前国内强度级别高的海洋平台用钢仍主要依赖进口.F550Z是南京钢铁股份有限公司为海洋平台开发并生产的重要产品，通过微合金化与控轧控冷工艺(TMCP)相结合，从而大幅度提高钢材综合性能，具有强度高、低温韧性好的特点.

海洋平台大部分结构都是厚板，因此采用埋弧焊接可以提高焊接效率.而大热输入下，大部分钢材的焊接热影响区都成为接头的薄弱环节，其组织受到不同的焊接热循环，性能有很大的差异［5］.文中利用埋弧焊焊接方法，在焊接热输入为50 kJ·cm－1时，得到焊接热影响区的力学性能和微观组织，通过冲击试验测定焊接接头各个区域金属试样的冲击吸收功，并通过对各区域断口形貌及显微组织的分析，研究大热输入对焊接接头低温韧性的影响.

1 试验材料及方法

采用埋弧焊焊接方法对板厚25.4mm的F550Z钢进行焊接，钢材化学成分见表1，原始组织形貌见图1.埋弧焊焊丝选择CHW－SEM2NP(AWSA5.23 EM2)，其金属化学成分见表2.焊剂为CHF606，焊接电流750A，焊接电压39V，焊接速度35.1mm·s－1，层间温度180℃.

表1 F550Z钢材化学成分Table1 Chem ical composition of F550Z steel w(x)/%

图1 F550Z钢原始组织形貌Fig.1 Originalm icrostructure of F550Z steel

表2 CHW－SEM 2NP熔敷金属化学成分Table2 Chem ical composition of depositmetal of CHW－SEM 2NP w(x)/%

2 试验结果及分析

2.1 低温冲击试验

冲击试样采用标准的夏比V型缺口，其尺寸如图2，截取位置分别为焊缝中心、熔合线、熔合线外2mm、熔合线外5mm处.焊接接头低温冲击试验在－60℃进行，试验结果如表3.

图2 夏比V型缺口冲击试样(单位:mm)Fig.2 Charpy V-notch impact test specimens(Unit:mm)

表3 50 kJ·cm－1热输入冲击吸收功试验结果Table3 Impact toughnessw ith heat inputs 50 kJ·cm－1

从低温冲击吸收功试验结果可以看出，焊缝和熔合线外5mm处冲击值较高，熔合线和熔合线外2mm处冲击值较低.

2.2 焊接热输入对焊接接头冲击韧性影响

2.2.1 热输入对焊缝区韧性的影响［5－6］

在焊接热输入50 kJ·cm－1时，焊缝冲击吸收功为110 J，冲击试样断口扫描形貌如图3.

图3 焊缝中心位置冲击试样断口SEM形貌Fig.3 SEM morphology of fracture of impact sample in weld center

从冲击断口扫描形貌图片中可以看出，宏观断口分为纤维区加放射区，纤维区裂纹扩展受到阻碍，扩展缓慢，当裂纹扩展到临界尺寸时，由缓慢扩展转为快速扩展形成放射区，因此纤维大小与冲击吸收功值高低成正比.在微观扫描形貌图上可以观察到韧窝与解理台阶，与冲击试验值吻合.

图4为焊缝区500倍金相组织，为针状铁素体和细小粒状铁素体加弥散的碳化物.

图4 焊缝中心位置组织金相形貌Fig.4 Metallographic figures of weld center

从金相图片中可以看出，有细小的碳化物析出和聚集，表明焊缝在焊接热循环下有热处理作用，相当于给焊缝进行了焊后热处理.焊后热处理可以促进扩散氢的析出，降低焊接应力及硬度，提高金属塑性，有利于改善焊接接头韧性.

在焊接热输入为50 kJ·cm－1时，高温停留时间长，焊接接头冷却速度较慢.同时层间温度控制在180℃，从而使得焊缝金属在180℃以上的温度停留时间较长，并且由于多道次的焊接，累积热处理作用导致焊缝金属具有优异的低温韧性.

2.2.2 热输入对熔合线韧性的影响［7］

熔合线是接头中性能最薄弱环节之一.该区成分由于受到母材和焊材双重作用，成分和组织极不均匀.在焊接热输入50 kJ·cm－1时，熔合线处低温冲击吸收功为25 J，冲击试样断口扫描形貌如图5.

图5 熔合线位置冲击试样断口SEM形貌Fig.5 SEM morphology of fracture of impact sample in fusion line

从宏观断口图片中已经看不到纤维区，基本上全是放射区，表明在裂纹扩展基本上没有受到阻碍，扩展速度迅速.而对应的微观断口形貌上已经基本上看不到韧窝状的形貌，与宏观断口和冲击吸收功试验值表现一致.微观断口为大面积解理断面和少量的解理台阶，而解理台阶是裂纹在扩展中方向改变时形成的，因此对裂纹扩展也有一定的阻碍作用，但相对于韧窝状的形貌，阻碍裂纹扩展的效果要低很多.

图6为熔合线500倍金相组织照片，其组织为粒状贝氏体，且组织严重粗大.在热输入为50 kJ·cm－1时，峰值温度高，高温停留时间长，熔合线附近区域奥氏体发生严重粗化，在随后的冷却过程中，由于大的热输入降低了接头的冷却速度，使得熔合线处在中温停留时间较长，从而导致以中温转变产物粒状贝氏体大量形成.粗大的粒状贝氏的低温韧性非常差，因此表现出来的低温韧性非常低.

图6 熔合线位置组织金相形貌Fig.6 Metallographic figures of fusion line

2.2.3 热输入对熔合线外2mm韧性的影响［7］

熔合线外2mm处的冲击吸收功与熔合线处一样，为25 J.冲击断口扫描形貌见图7.图8为该位置500倍金相组织照片.

图7 熔合线外2mm冲击试样断口SEM形貌Fig.7 SEM morphology of fracture of impact sample in fusion line 2mm

图8 熔合线外2mm位置组织金相形貌Fig.8 Metallographic figures of fusion line2mm

熔合线外2mm处冲击宏观断口形貌与熔合线处非常相似，基本上看不到纤维区，全为放射区，可以推断裂纹在该区扩展非常迅速，裂纹扩展吸收的能量极小;微观断口形貌为解理断面和解理台阶，与熔合线处断口微观形貌一样;金相组织为粗大的粒状贝氏体，与熔合线处母材的金相组织一样.因为焊接接头的热影响区的宽度是随着热输入的增大而增加的，在热输入为50 kJ·cm－1时，焊接接头的热影响区达到4.7～7.9mm.所以在热输入为50kJ·cm－1时，熔合线及熔合线2mm处受到热循环非常接近，因而导致了两个区域在低温韧性和微观组织上几乎没有区别.

2.2.4 热输入对熔合线外5mm韧性的影响［8，9］

熔合线外5mm处的冲击吸收功值为202 J.冲击断口扫描形貌见图9.

图9 熔合线外5mm冲击试样断口SEM形貌Fig.9 SEM morphology of fracture of impact sample in fusion line 5mm

从冲击断口扫描形貌图片中可以看出，宏观断口分为纤维区加放射区，而且纤维区的面积较焊缝的明显要大很多，可见裂纹在扩展时受到了较多的阻碍，扩展缓慢，吸收了大部分冲击能量，因而在冲击试验时，表现出来优异的低温韧性.并且该试样在冲击试验时，是未折断的.在冲击断口微观形貌上可以看到大量的韧窝与解理台阶，表明裂纹在扩展时路径非常曲折，裂纹扩展方向多变，在扩展过程消耗很多能量，与冲击试验值吻合.

图10 熔合线外2mm位置组织金相形貌Fig.1 0 M etallographic figures of fusion line 2mm

图10为该区微观组织金相照片，从金相图片中可以看出，组织非常细小，为铁素体和细小的碳化物加少量的粒状贝氏体.该区应该是焊接接头中的正火区，有良好的强度与韧性.表现出来的低温冲击吸收功为焊接接头中最高.

3 结论

1 )当焊接热输入为50 kJ·cm－1时，组织为针状铁素体和细小粒状铁素体加细小碳化物，具有良好的低温韧性，－60℃冲击吸收功110 J;

2 )由于大热输入导致焊接接头热影响区较宽，熔合线和熔合线2mm处在微观组织和冲击断口形貌及冲击吸收功上基本相同，均为粗大的粒状贝氏体，断口扫描形貌上大量的解理面，低温韧性非常差;

3 )熔合线5mm处组织非常细小，为焊接接头正火区，具体有良好的韧性，冲击吸收功为焊接接头中最高，为202 J，其低温韧性达到母材性能的88%.

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