低合金高强钢的焊接性

1、文档来源为：从网络收集整理,word版本可编辑.欢迎下载支持.低合金高强钢的焊接性钢铁研究总院田志凌1前言低合金高强（HSLA）钢的焊接性主要包括两个方面，其一是裂纹敏感性，其二是焊接 热影响区的力学性能。过去 40年，在钢材焊接性的研究方面，我国几代科技工作者进行了 卓有成效的工作1-5。在过去的40年，HSLA钢取得了显著进展，精炼技术、微合金钢技术、控轧控冷技术、 形变热处理（TMCP）等一些先进技术的应用，使得现代 HSLA钢的焊接性大大改善，尤其 是HAZ冷列裂纹敏感性大大降低，粗晶区韧性大幅度提高，高效率、大线能量焊接工艺得 以应用。然而，新的问题也伴随着出现，如母材的低碳当量高强

2、度化使得冷裂纹从HAZ转移到焊缝金属中，多层焊接头中的局部脆性区问题等。本文将论述HSLA钢制造技术的进步给焊接性带来的变化，以及技术发展趋势。 2 HSLA钢的技术进步及其对焊接性的改善过去40年，低成本、高性能是钢铁行业技术进步的主要发展方向，从焊接性的角度来 看，影响最大的是精炼技术和轧制技术。精炼技术的影响焊接热裂纹、液化裂纹曾经是低碳钢、低合金钢焊接的一个重要问题，随着铁水预处理、 碱氧炉炼钢、钢包精炼、真空精炼等精炼技术的采用，钢中S、P等杂质元素的含量越来越低，热裂纹、液化裂纹发生的频率已降得非常低。以管线钢为例，目前的超纯净冶炼技术能够达到如下水平：P 20ppm, S 5pp

3、m, N 20ppm, O 10ppm, H 1.0ppm此外，上世纪80年代以来，模铸已逐渐被连铸所代替，2001年我国的连铸比已超过 90%, 高均匀性连铸技术的应用，大大降低了铸坯中间偏析。一方面，S、P等杂质元素的含量越来越低，另一方面，杂质元素的偏析程度越来越小， 因此，HSLA钢焊接性评定中已不再进行热裂纹、液化裂纹敏感性评定。轧钢技术和微合金化的影响在上世纪五、六十年代，最广泛应用的结构钢就是C-Mn钢，钢材的强度主要靠提高 C的含量和合金元素的含量来实现，强度越高，冷裂纹敏感性就越大。控制轧制的应用始于六、 七十年代，控制轧制与正火处理相结合，能够降低钢的碳当量，提高钢材的抗裂

4、性能，同时HAZ的韧性也得到了一定程度的提高。然而，生产力的发展要求采用大线能量焊接，如造船业，焊接效率是加快制造进度、降低成本的关键因素，而对于轧制原有状态和正火状态钢而言，大线能量焊接使得HAZ晶粒变得粗大，同时在粗晶区形成韧性很差的上贝氏体组织，针对这一技术问题，确立了 Ti处理技术（ 1975年之前）：根 据钢中存在的氮（N）量，适当加入Ti,使TiN成细粒状均匀分布，TiN能够抑制奥氏体晶 粒长大，促进晶内铁素体的形核。基于同一机理，微合金化技术得以发展，利用Nb, V, Ti等微量元素形成细小的碳氮化物生产的细晶粒钢，能够适应较大线能量焊接，图1为Nb, V,Ti三种微合金元素形成

5、的第二相粒子的溶解曲线，由此可见 TiN对晶粒长大的阻力最大， Nb（CN）次之，VC最小。文档来源为：从网络收集整理,word版本可编辑.欢迎下载支持图1: Nb, V, Ti第二相粒子的溶解曲线变形热处理技术的影响七十年代以后，非水冷型TMCP控制轧制技术应用于热轧钢板材的生产。其特点是根据 Ar3以上的温度进行轧制时，利用再结晶使奥氏体晶粒细化的同时，在奥氏体的未再结晶区导入形变带（位错）来实现高强度乃至减少碳当量的技术。利用此技术，能将微合金钢中添加的 Nb和V减少到0.02%以下，而且能将碳当量减少到0.38%以下。八十年代以来，水冷型 TMCP控制轧制技术受到广泛重视。根据对轧制后

6、的钢板实施 在线水冷却可以提高强度的观点，世界各主要钢铁厂都采用了这一技术。水冷型TMCP技术能够进一步提高强度而无须提高碳含量和微合金元素的含量。最初，水冷型TMCP技术只适用于厚度小于 25mm的薄板的生产，1985年以后，随着冷却设备冷却能力的加强，更 大厚度钢板（50mm）也能用此技术生产。现在，只有一些极大厚度的钢板（如海上采油 平台用钢）依然采用正火工序生产。总之、控制轧制技术、微合金化技术和TMCP技术的发展和应用使得钢材的碳含量和碳当量大幅度降低，HSLA钢的焊接性和焊接区韧性显著改善。3现代HSLA钢的焊接性冷裂纹问题众所周知，扩散氢、脆性组织和残余应力是冷裂纹产生的三要素，

7、碳当量公式（如IIW的CEN公式）、HAZ最大硬度等都被用来评价钢材的冷裂敏感性。Pcm是应用最多、影响最广的经验公式。对于现代HSLA钢，由于TMCP技术和微合金化技术的广泛应用，碳含量和碳当量都 大幅度降低，因此，其冷裂敏感性不明显，除非在极端情况下（很大的拘束度或扩散氢含量很高），一般不会遭遇冷裂纹。值得注意的是焊缝金属冷裂纹问题。母材强度的提高和焊接性的改善，促使冷裂纹发生的位置从 HAZ转移到焊缝（WM）。基于焊后随时间变化氢对局部临界开裂应力的影响， Matsuda等提出了判别高强钢冷裂纹位置的基本方法7,焊后焊缝中的氢含量随时间单调减少，而HAZ的氢含量先从母材基础值升高到峰值然

8、后下降，整个过程只有几分钟，恰好与 残余应力发生的过程同步，通过计算残余应力值-时间的变化、以及 HAZ和WM受实时扩散氢含量影响的临界开裂应力，即可预测冷裂纹发生的位置。高强度焊缝金属对裂纹敏感性大，当然有利于 WM冷裂纹。影响 WM冷裂纹的还有残余应力值及其产生的时间，如果较 早地产生较大的残余应力，则有利于WM冷裂纹值。相反，低强度焊缝金属、低残余应力或较晚产生残余应力有利于HAZ冷裂纹的产生。WM冷裂纹的控制因素也和 HAZ冷裂纹一样，既应力、组织和氢三要素，文献 7通过 残余应力、扩散氢的累积表明多层焊对 WM冷裂纹更敏感，并给出多层焊防止 WM冷裂纹 的预热温度为：T（ C） =

9、ARm + BlogH + C式中Rm为焊缝金属的抗拉强度，它代表了焊缝金属的组织特性。热影响区的组织和韧性HAZ由不同区域的组织构成，每一区域的组织都受加热速度、峰值温度和冷却速度的文档来源为：从网络收集整理,word版本可编辑.欢迎下载支持影响。如图2所示，对于单道焊，根据峰值温度，HAZ可划分为粗晶区（GCHAZ ）,细晶区（GRHAZ ）,中间临界区（ICHAZ ）和亚临界区（SCHAZ ）;对于双道焊或多层焊，第二 道焊道的HAZ与第一道重叠，在第一道的HAZ中形成被部分或完全再热区，其中最引人注目的是亚临界再热粗晶区（SCGCHAZ ）和中间临界再热粗晶区（ICGCHAZ ）。图2

10、:双道焊和多层焊 HAZ组织示意图粗晶区（GCHAZ ）的组织与韧性粗晶区（GCHAZ ）因为奥氏体长大和易形成脆性组织而倍受关注，在1000 C以上，奥氏体长大迅速，利用微合金元素形成微小的碳化物或氮化物粒子是限制奥氏体晶粒长大的有 效途径，Nb和Ti是应用最多的微合金元素（图 3）,在管线钢、船板和建筑结构中均广泛 使用，然而，必须严格控制其含量，使得碳氮化物粒子即不会太粗，也不会过分地细小。图3: Nb, Ti微合金化对抑制GCHAZ奥氏体晶粒长大的作用网粗晶区的相变组织是影响其韧性水平的主要因素。GCHAZ奥氏体在冷却过程中发生相变，相变组织主要取决于材料的淬透性和冷却速度，还取决于是

11、否存在抑制晶界铁素体的B以及晶内是否有促进铁素体形核的细小粒子如TiO2,而这一切均能够在相变温度范围中体现。图4为碳含量和相变温度对 GCHAZ组织的影响以及对脆性转变温度的影响。图4:碳含量和相变温度对 GCHAZ组织的影响以及对脆f生转变温度的影响 9从图4可见，在低碳含量水平（0.07%）,高于530 C相变温度下形成的不利组织逐渐被460-400 C相变温度下形成的下贝氏体和自回火马氏体所取代，在较宽的相变温度范围内0.14%）,趋0.21%）,很难因为马氏体相变都能获得韧性良好的组织，这说明较大的热输入范围都适用；在中间碳含量（ 势是相同的，但获得良好韧性的相变温度范围要窄一些；在

12、高碳含量水平（ 得到高韧性，即使是下贝氏体的韧性都较差，形成的马氏体为挛晶马氏体, 点较低，几乎没多少自回火效应发生。中间临界再热粗晶区（ICGCHAZ ）的组织与韧性Rche-ntinf Ternre ( C)热区的断裂韧性网区（ICGCHAZ ）往往是 是形成M-A组元的情况 后续焊道将前边焊道的 的温度，使其发生部分 氏体化转变导致局部富 在冷却时转变为高碳挛“小岛”尺寸可达5 m,图5:模拟多层焊粗晶区再中间临界再热粗晶 可能的低韧性区，尤其 下。在ICGCHAZ 中， 粗晶区再热到 Ac1Ac3 奥氏体化转变，部分奥 碳的奥氏体的形成，并 晶马氏体。这些脆性的 在ICGCHAZ中的相

13、比例可达5%,因此导致ICGCHAZ的韧性大幅度下降，图 5焊接热模 拟试样CTOD试验结果显示了这一点。局部脆性区（LBZ ）的影响LBZ 一般发生在 GCHAZ和IRGCHAZ ,较少地发生在ICHAZ ,上世纪八十年代以来，LBZ问题引起了广泛的关注和争议， 一方面，CTOD试验发现LBZ的韧性很低，有日CTOD 值低到0.05mm以下，另一方面，尚没有关于LBZ导致焊接结构提早失效的案例。 有关LBZ 的研究很多，总的说来 LBZ的韧性取决于 LBZ的宽度，如图6所示，LBZ越宽，CTOD值 就越低，而IRCGHAZD的韧性又是最低的，所以，在多层焊时焊道的布置和焊接工艺的控文档来源为

14、：从网络收集整理,word版本可编辑.欢迎下载支持制十分重要。图6: LBZ宽度对其临界 CTOD值的影响104.新开发钢种的焊接性高强管线钢高强管线钢指 X70以上的钢级，至尽为止，X80是已建管线钢中使用的强度最高的管线 钢。加拿大Ipsco钢铁公司在1998年年报中明确指出，该公司已成功进行了 X90和X100 SSAW 钢管试生产，最终目标是生产各种规格的X100钢管。日本NKK住友金属、新日铁、川崎制铁及欧洲钢管公司也相继研制成功X90和X100UOEIW管，正在研制 X120钢管。为保障管线的安全可靠性，在提高强度的同时，必须相应提高韧性。 特别是高压输气用钢管，必须有很高的 CV

15、N超低碳贝氏体和超低碳马氏体被誉为21世纪的管线钢，其钢级为X80X100（贝氏体）、X100X120（马氏体）。在成分设计上，大体上都是低碳（超低碳） 的Mn-Nb-Ti系或Mn-Nb-V （Ti）系，有的还加入 M。Ni、Cu等元素，因此，热影响区的韧 性不会比较低强度的管线钢差，冷裂纹敏感性不大。对于强度高于600MPa的钢，焊接时要特别关注亚底裂纹问题，尤其是现场对接环焊缝必须采用超低氢焊接材料。超细晶粒钢上世纪90年代，世界主要产钢国相继开展了新一代钢铁材料的研究，其中，尤以日本 的“超级钢”计划、中国的“新一代钢铁材料重大基础研究”和韩国的“21世纪高性能结构钢”引起世界钢铁界的瞩

16、目和热情参与。在新一代钢铁材料的研究中，最引人注目的是超细晶粒的研究，通过超细晶粒（最小1 m1实现强度翻番的目标。超细晶粒钢焊接的最大问题就是HAZ的晶粒长大倾向，为解决这一问题，须采用激光焊、超窄间隙MAG旱、脉冲MA即等低热输入焊接方法11-12。5结论HSLA钢生产技术的进步，特别是精炼技术和TMC豉术的广泛应用，使得钢中碳含量显著降低，合金/微合金元素得到更加有效地应用，从而明显地改善了 HSLA钢的焊接性，冷裂纹敏感性大大降低，HAZ韧性大幅度提高，并进一步适合于大线能量焊接。然而，对于强度较高的 HSLA钢，应注意焊缝金属冷裂纹问题。对于大线能量焊接，还 必须对其HAZfi织与韧

17、性进行评定，特别要注意多层焊的局部脆性区问题。对于新发展的超细晶粒钢，要采用高能量密度、低热输入的焊接工艺来防止HAZ晶粒的过分长大。M,机械工业出版社，1980 M,机械工业出版社，1981 M,冶金工业出版社，1998参考文献:张文钺，金属熔焊原理及工艺（上册）周振丰，金属熔焊原理及工艺（下册）王永达等，低合金钢焊接基本数据手册张文钺，焊接物理冶金M,天津大学出版社，1991陈伯蠡，金属焊接性基础M,机械工业出版社，1987F. Matsuda, H. Nakagawa, K. Shinozaki, et. al., Criterion of Alternative Initiation

18、of Cold Cracking in HAZ or Weld Metal for Root Pass Welds of High Strength Steels J. Trans. JWRI, 1983, 12(2), 75-857.J. Kim, Factors Controlling Cold Crack Susceptibility of Weld Metal C, First Int. Conf. on AdvancedStructural Steels, May, 2002, Tsukuba, Japan, 121-1228. A.D. Batte, P.J. Boothby and A.B. Rothwell, Understanding the Weldabilty of Nb-Bearing HSLA SteelsC, AIME- TMS Int. Symp. Niobium 2001 ” , December 2001, Orlando, USA9. A.D. Batt, P.R. Kirkwood. Development in the Weldability and toughness of