工程機(jī)械用Q690D鋼板焊后中心開裂原因及改善

李 偉，李新宇，于 濤，許繼勇

（五礦營口中板有限責(zé)任公司 遼寧省中厚板專業(yè)技術(shù)創(chuàng)新中心，遼寧 營口115000）

1 前言

Q690D鋼屬于高強(qiáng)度焊接結(jié)構(gòu)鋼，常以調(diào)質(zhì)狀態(tài)交貨，因其具有較高的強(qiáng)度、良好的低溫韌性、優(yōu)良的冷成形性及焊接性能，而被廣泛應(yīng)用于工程機(jī)械方面，如液壓支架、起重機(jī)、平板運(yùn)輸車等。此外由于工程機(jī)械設(shè)備一般服役于較惡劣的工作環(huán)境，為保穩(wěn)定可靠性，則需焊接結(jié)構(gòu)件具有足夠高的強(qiáng)度以應(yīng)對(duì)使用過程中不斷變換的各種動(dòng)、靜載荷，而其重要決定因素則為組裝成焊接結(jié)構(gòu)件的原工件強(qiáng)度及焊接質(zhì)量。

高強(qiáng)鋼在制造加工為結(jié)構(gòu)件的過程中，若鋼板自身出現(xiàn)中心裂紋，將破壞本體整體的連續(xù)性，使機(jī)械性能波動(dòng)下降，同時(shí)導(dǎo)致結(jié)構(gòu)件在后續(xù)服役過程中較易出現(xiàn)脆斷、疲勞破壞和腐蝕破壞，進(jìn)而嚴(yán)重影響使用壽命且無法保證使用時(shí)的安全穩(wěn)靠性，將留下隱患甚至造成巨大損失。而通過研究發(fā)現(xiàn)，導(dǎo)致鋼板產(chǎn)生中心開裂的因素較為多樣，如焊接工藝過程造成的焊接裂紋或者母材自身存在嚴(yán)重的中心偏析、夾雜物、帶狀組織、孔洞缺陷造成的層狀撕裂等。為此，本文采用多種檢測手段，對(duì)Q690D鋼焊后中心開裂原因進(jìn)行深入探究及理論分析，并提出相應(yīng)的工藝改進(jìn)措施，從而對(duì)高強(qiáng)鋼Q690D的生產(chǎn)實(shí)踐具有重要意義。

2 試驗(yàn)材料及方法

本試驗(yàn)材料為國內(nèi)某5000 mm寬厚板廠生產(chǎn)且厚度規(guī)格25 mm的Q690D調(diào)質(zhì)鋼板，其主要生產(chǎn)工藝路線：鐵水預(yù)處理→轉(zhuǎn)爐煉鋼→LF（精煉）→RH（真空）→連鑄→坯料加熱→軋制→DQ（在線淬火）→回火。該批次高強(qiáng)鋼板被終端用戶焊接加工成液壓支架，其主要焊接工藝為焊前預(yù)熱并采用（80%Ar+20%CO2）混合氣體進(jìn)行保護(hù)焊接，焊接電流約為280 A，焊接速度控制在320～360 mm/min。經(jīng)上述工藝焊接后，發(fā)現(xiàn)在距T型焊接區(qū)約100 mm位置處鋼板產(chǎn)生中心開裂，而T型焊接區(qū)及其他區(qū)域則未出現(xiàn)開裂現(xiàn)象。為進(jìn)一步分析研究，對(duì)開裂區(qū)進(jìn)行鋸切、取樣。在取樣板沿板厚約1/2位置處出現(xiàn)一條長為22 mm的直線裂紋，裂紋方向與鋼板軋制方向平行并向兩端擴(kuò)展，裂紋明顯，開裂程度較嚴(yán)重。

為對(duì)鋼板開裂原因進(jìn)行針對(duì)性分析，對(duì)取樣板進(jìn)行試樣加工并按照標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》、GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》、GB/T 5313—2010《厚度方向性能鋼板》和GB/T 226—2015《鋼的低倍組織及缺陷酸蝕檢驗(yàn)法》中規(guī)定，分別進(jìn)行常規(guī)拉伸、沖擊、Z向拉伸和酸浸低倍試驗(yàn)，同時(shí)采用ZEISS光學(xué)顯微鏡、JSM-6480LV型掃描電鏡觀察試樣微觀組織及斷口形貌，采用EDS能譜儀對(duì)夾雜物進(jìn)行檢測分析。

3 試驗(yàn)過程及結(jié)果

3.1 冶金質(zhì)量分析

查取該批次鋼板其連鑄坯的斷面冷酸蝕檢驗(yàn)日志發(fā)現(xiàn)，連鑄坯中心偏析為C類1.0級(jí)、無中間裂紋、中心疏松等質(zhì)量缺陷。此外對(duì)Q690D鋼取樣板進(jìn)行低倍冷酸蝕檢驗(yàn)，未見明顯偏析現(xiàn)象，組織均勻致密，無肉眼可見的裂紋、氣泡、結(jié)疤等宏觀缺陷，鋼板內(nèi)部質(zhì)量未發(fā)現(xiàn)明顯異常。

對(duì)取樣板進(jìn)行氣體含量分析，結(jié)果［H］為4×10-6、［O］為30×10-6、［N］為57×10-6?？梢姡撝校跲］氣體含量處于較低水平，而［H］和［N］氣體含量相比偏高，這可能與冶煉溫度過高、RH真空保持時(shí)間偏短、連鑄過程鋼液吸氣嚴(yán)重等因素有較大關(guān)系，后續(xù)進(jìn)行針對(duì)性改進(jìn)優(yōu)化。

3.2 成分及性能分析

對(duì)取樣板進(jìn)行全元素光譜分析，如表1所示。鋼中化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)要求，各元素含量控制正常，其中對(duì)于P、S有害元素，已限制在較低水平，避免了其可能衍生形成大量夾雜物造成鋼板各類質(zhì)量風(fēng)險(xiǎn)。對(duì)試樣按標(biāo)準(zhǔn)要求進(jìn)行力學(xué)性能檢測，如表2所示。由檢驗(yàn)結(jié)果可見，取樣板的強(qiáng)度、沖擊性能與Q690D鋼出廠檢驗(yàn)性能一致，均滿足國家標(biāo)準(zhǔn)要求，且余量富足，表現(xiàn)出具有良好的強(qiáng)韌性能。鑒于此塊鋼板發(fā)生中心開裂，對(duì)取樣板進(jìn)行厚度方向拉伸測試，發(fā)現(xiàn)其Z向斷面收縮率偏低，僅為9.8%，這表現(xiàn)該鋼板的抗層狀撕裂能力薄弱，厚度方向性能較差。

表1 取樣板的化學(xué)成分分析（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）%

表2 取樣板的力學(xué)性能分析

3.3 金相組織分析

對(duì)試樣進(jìn)行磨制、拋光后金相觀察，由圖1a可見，鋼板主要出現(xiàn)夾雜物為A類硫化物1.0級(jí)、D類單顆粒1.0級(jí)，夾雜物級(jí)別整體較低。對(duì)試樣采用4%濃度硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕、金相觀察。由圖1b～d可見，鋼板近表、1/4、1/2位置組織均為回火索氏體，屬于正常組織類型。其中在板厚1/4位置，可見幾處帶狀組織，經(jīng)評(píng)定為2.5級(jí)。在板厚1/2處，可見明顯的裂紋缺陷，同時(shí)觀察發(fā)現(xiàn)，裂紋附近位置的組織與基體未開裂處無明顯差異。

圖1 取樣板的夾雜物形貌及沿厚度方向的顯微組織

3.4Z向斷口分析

對(duì)Z向斷口進(jìn)行掃描分析，如圖2所示。圖2a為Z向斷口宏觀形貌，斷口整體呈韌脆混合型斷裂，同時(shí)可見斷口外圍無明顯剪切唇，中心位置存在大面積且平坦的脆性斷裂區(qū)，表現(xiàn)其Z向性能較差。圖2b為韌性斷裂區(qū)的微觀形貌，發(fā)現(xiàn)斷口內(nèi)部存在大量的孔洞缺陷，經(jīng)分析這主要與鋼中氫、氮?dú)怏w含量高有關(guān)。這些氣孔將導(dǎo)致鋼板在受Z向拉應(yīng)力作用時(shí)，應(yīng)力在孔洞處集中，隨著拉應(yīng)力的增大，優(yōu)先在孔洞處形成裂紋并不斷擴(kuò)展延伸，從而嚴(yán)重惡化了鋼板Z向性能。圖2c顯示在孔洞深處分布著細(xì)小球狀?yuàn)A雜物，結(jié)合圖2d能譜分析曲線可知，主要為硫化鈣與鈣鋁酸鹽形成的雙相夾雜，根據(jù)相關(guān)研究發(fā)現(xiàn)，這種細(xì)小的夾雜物一般對(duì)鋼板Z向性能的不利影響較小。圖2e為脆性斷裂區(qū)的微觀形貌，可見該區(qū)域組織呈浮云狀，但進(jìn)行能譜分析未發(fā)現(xiàn)異常，如圖2f。據(jù)相關(guān)研究顯示，這是因鋼中氫含量過高，在后續(xù)爐內(nèi)加熱時(shí)，加快氫的往復(fù)流動(dòng)及對(duì)組織表面的化學(xué)作用，使得氣體聚集位置變得光滑圓鈍，從而斷裂后在掃描電子顯微鏡下呈現(xiàn)浮云狀。

圖2 Z向試樣斷口觀察

4 討論分析

結(jié)合以上低倍、氣體、成分、機(jī)械性能、夾雜物、組織和斷口分析確認(rèn)，導(dǎo)致高強(qiáng)鋼Q690D焊接后中心開裂的根本原因?yàn)殇撝袣怏w含量偏高所致，其具體影響主要在以下兩個(gè)方面：一是由于鑄坯內(nèi)部氣體含量較高，氣體在偏析或夾雜物等缺陷位置發(fā)生聚集，破壞了基體的連續(xù)性，導(dǎo)致材料內(nèi)部尤其是鋼板心部位置結(jié)合力減弱；二是氣體高導(dǎo)致鑄坯內(nèi)部產(chǎn)生微小氣泡。在軋制過程中，一部分微小氣泡發(fā)生破裂并得到焊合，而另一部分未能焊合，則在鋼板內(nèi)部形成孔洞缺陷。在后續(xù)被焊接加工時(shí)，因受到不均勻的加熱與冷卻作用，將產(chǎn)生較大的焊接應(yīng)力。而鋼板在焊接拘束應(yīng)力的撕扯作用下，將在缺陷位置發(fā)生層狀撕裂，導(dǎo)致沿心部開裂，這與Z向斷口研究結(jié)果一致。

工藝改善優(yōu)化：要求RH真空度＜67 Pa。增加RH真空保持時(shí)間，保證脫氣效果。優(yōu)化改進(jìn)中間包烘烤，加強(qiáng)中間包周轉(zhuǎn)，減少鑄坯氣孔缺陷。嚴(yán)格保護(hù)澆注，控制氬氣流量，防止水口吸氣，同時(shí)確保大包水口自開，嚴(yán)禁敞澆，防止鋼水二次污染，進(jìn)而避免鋼水質(zhì)量惡化。

5 改善效果

通過采用改善措施后，鑄坯內(nèi)部質(zhì)量得到明顯提升，同時(shí)鋼中［H］氣體含量可控制在1.5×10-6以內(nèi)，［N］氣體含量可控制在40×10-6以內(nèi)，為后續(xù)軋成優(yōu)質(zhì)鋼板提供條件。此外，重點(diǎn)對(duì)改善后的高強(qiáng)鋼Q690D進(jìn)行了Z向拉伸檢驗(yàn)，此時(shí)面縮率達(dá)到了32.6%，同時(shí)由宏觀斷口圖3a可見，斷口發(fā)生一定量地縮頸，且斷口中心區(qū)域?yàn)槔w維組織，外圍出現(xiàn)較大比例的剪切唇；由顯微斷口圖3b可見，主要呈韌窩狀，為典型的韌性斷裂，以上各特征表現(xiàn)出了其具備較好的Z向性能。結(jié)合Q690D鋼各項(xiàng)優(yōu)異的理化性能，驗(yàn)證了改善措施的有效性，并且保證了鋼板在后續(xù)生產(chǎn)、加工及服役過程中的安全可靠性。

圖3 改善后的Z向試樣斷口觀察

6 結(jié)論

6.1 通過對(duì)中心開裂的Q690D鋼進(jìn)行了物化檢驗(yàn)及理論分析，發(fā)現(xiàn)鋼中氫、氮?dú)怏w含量偏高，破壞了基體連續(xù)性，并產(chǎn)生大量孔洞，進(jìn)而惡化鋼板內(nèi)部結(jié)構(gòu)與整體性能，是導(dǎo)致焊后產(chǎn)生裂紋的根本原因。

6.2 通過Z向拉伸試驗(yàn)，鋼板抗層狀撕裂能力較差，同時(shí)韌斷區(qū)存在大量孔洞缺陷，脆斷區(qū)組織呈浮云狀，進(jìn)一步驗(yàn)證了鋼中高氣體含量將嚴(yán)重影響鋼板組織及力學(xué)性能。

6.3 通過改進(jìn)與優(yōu)化煉鋼制程工藝，鋼中氣體含量得到有效降低，鑄坯質(zhì)量明顯提升，軋后鋼板各項(xiàng)性能優(yōu)異。