Q390高强度厚钢板焊接技术研究与应用（科学技术奖申报）.pdf

表1.2Q390钢母材室温拉伸试验结果

1.2.2夏比（V型）冲击试验

表1.3Q390钢夏比（V型）冲击试验（0℃）

1.2.3Z向断面收缩率测定试验

海洋标准试样断面收缩率（%）计算公式为：

式中：Fo：试样原始横截面积，mm； F：试样断裂后的最小横截面积，mm

图1.4Z向性能测定试样示意图

d1和d2为两个相互垂直的直径的测量值 如果断面呈圆形，则d1和d2表示椭圆的 两根轴。 根据式（1)、（2）计算可得Q390钢Z 向断面收缩率试验结果如表1.4所示

表1.4Q390钢Z向断面收缩率试验结果（Vz）

1.30390钢晶粒度评定

得到CE（IIW)=0.44，由于此值介于0.4~0.6之间，故钢材有一定的淬硬倾向，焊接时应 该适当预热来防止冷裂纹。但CE（IIW)值作为评定冷裂敏感性指标，只考虑钢材本身， 并未考虑一些其他因素如焊接接头的拘束度、扩散氢等的影响，因此，碳当量法只能在 定程度上反映实际构件的冷裂纹倾向

单纯以浮硬性估计冷裂倾向是比较片面的， 冷裂纹敏感指数（P）综合考虑了产生 冷裂纹三要素（淬硬倾向、扩散氢含量和结构拘束度）的影响，使计算结果更准确，P 具体的计算公式如下所示：

[H] 0 P. =P 60 600 Si Mn + Cu + Cr Ni Mo V Pcm = C + +5B 30 20 60 15 10

防止冷裂纹的发生。 求得P。后，利用下式可以求出斜Y坡口对接裂纹试验条件下，防止冷裂所需的最 低预热温度to (℃)。即

利用式（6）进行计算，使用药芯焊丝进行焊接时，最低预热温度为227℃，使用 焊丝进行焊接时，最低预热温度为155℃。

第二节Q390钢焊接接头组织、性能研究

Q390钢在南站工程中采用了埋弧焊和CO2气体保护焊两种焊接方法，以下对不 接方法下焊接接头组织特征和力学性能进行评定

0390钢埋弧焊焊接接头组织、性能分析

2.10390钢埋弧焊焊接接头组织、性能分析

2.1.1焊接接头宏观金相

图2.1所示为Q390钢埋弧焊对接接头试样，板厚30mm。利用线切割的方法取 样位置如图中箭头所示，所取试样包括焊缝、热影响区、母材三部分，对所取试样 磨光、抛光、并用4%硝酸酒精溶液进行腐饮 图2.2可以清楚显现焊接接头全貌

图2.1Q390对接接头样本

图2.2焊接接头断面宏观金相

理埋弧焊采用焊丝为H10Mn2(Φ4.0)，焊剂为SJ101。此焊接接头具体焊接工艺如下： 焊接电流为500~600A，焊接电压为26~30V，焊接速度为30~40cm/min。此对接焊接接 头所开为单侧V型坡口，焊道层数为10层，热影响区最大尺寸为4.5mm，最小尺寸为 2mm。由焊接接头宏观金相图2.2可以看出两侧焊道不呈对称分布，焊缝金属与母材熔

合较好，凝固过程中无裂纹、气孔、夹渣、未熔合等的焊接缺陷。

2.1.2焊接接头微观金相

图2.3埋弧焊对接接头断面微观金相

图2.3a)为焊缝区的柱状晶组织，由图可知其组织较粗大。图2.3b)下方组织为焊 缝，上方为粗晶区，中间区域为熔合区。图2.3c)为粗晶区，由图可知，本区域在焊接 过程中虽处于过热的状态，但并未发生奥氏体晶粒严重长大现象，这与Q390钢中加入 的合金元素有关，例如Ti可以与N结合成细小而稳定的TiN析出相，而这种细小而稳 定的粒子能有效的防止加热时晶粒的长大。Nb、Al等合金元素的添加也能够起到阻止 晶粒长大的作用，这是由于这些合金元素会形成碳化物、氮化物（如NbC、AIN等）， 这些化合物在受热过程中未溶解之前起着阻止晶粒长大的作用。该区主要为贝氏体组织 和少量的马氏体组织。图2.3d)为重结晶区，焊接时由于母材受到热的作用，当其被加 热到Ac3以上温度时，铁素体和珠光体会转变成奥氏体组织，之后在空气中冷却，会得 到细小而均匀的铁素体和珠光体组织。图2.3e)左侧为热影响区的部分重结晶区，右侧 为母材，由图可知，母材为铁素体和呈明显带状分布的珠光体，而在部分重结晶区由于 温度区间在Ac1~Ac3，部分铁素体和珠光体发生了相变重结晶过程，转化为晶粒细小的 铁素体和珠光体。而另一部分铁素体未能溶入奥氏体，晶粒粗大。该区域晶粒大小不均 匀，碳化物呈现不明显的带状分布

2.1.3焊接接头拉伸试验

表2.1埋弧焊焊接接头室温拉伸试验结果

2.1.4焊接接头冲击试验

冲击试验结果如表2.2所示。由表可知，V型缺口开在热影响区的冲击值全部大

V型缺口开在焊缝的冲击值，这表明热影响区具有良好的韧性，这主要是由于焊接接头 粗晶区晶粒并没有严重长大，并且粗晶区马氏体较少，主要为韧性相对较好的贝氏体组 织，具体如图2.3c）所示。

表2.2埋弧焊焊接接头冲击试验结果

2.1.5焊接接头硬度试验

图2.4硬度试验试样示意图

试验测得的焊接接头硬度分布见图2.5，其中距离焊缝中心较近的凹个点位于焊缝 上，显微硬度值分别为231.8229.5、230.7、234.1；之后试样上四个点的显微硬度值迅 速增加，这些点位于粗晶区，其显微硬度分别为282.4、286.2、296.3、284.3，其硬度值 均未超过300，主要是贝氏体组织类型，未生成大量马氏体组织，这主要和焊接时采取 的工艺措施有关。焊接前，母材进行了80~100℃的预热，焊接时严格控制层间温度为 00~200℃，并且焊后进行200~250℃，保温60~90min的后热处理。其中预热一方面可 以减慢焊后焊接接头的冷却速度，减少焊缝及热影响区的硬程度，同时有利于焊缝金 属中扩散氢的逸出，避免产生氢致裂纹；另一方面，预热可降低焊接应力和降低焊接结 购的拘束度。后热处理可以加快焊缝及热影响区中氢的逸出，对防止低合金钢焊接时产 生焊接裂纹的效果极为显著，同时还有消除焊接应力、改善焊缝组织和综合性能的作用 其后四个点分别为正火区和部分正火区的显微硬度，其值依次为208.3、200.7、216.4、

211.3；可见正火区在焊接接头中硬度最小，其塑性和韧性较好，主要原因是此区域受到 的焊接热作用使其晶粒细化，组织为细小而均匀分布的铁素体和珠光体。母材硬度略低 于焊缝，其值依次为224.1、228.9、227.4、223.9

2.2CO气体保护焊焊接接头组织、性能分析

2CO，气体保护焊焊接接头组织、性能分机

2.5焊接接头硬度分布

2.2.1焊接接头宏观金柜

图2.6所示为Q390钢C0z气体保护焊对接接头样本，板厚为60mm。利用线切割 的方法取样，取样位置如图中箭头所示。对所取试样进行磨光、抛光、并用4%硝酸酒 精溶液进行腐蚀，可以看清其焊接接头全貌，如图2.7所示。

图2.6Q390对接接头样本

图2.7焊接接头断面宏观金相

2.2.2焊接接头微观金相

图2.6所示对接接头在焊接过程结束后立即进行温度为200~250℃的后热处理， 度相当于对接头进行低温回火，其对应的焊接接头断面微观金相都是回火态组织 次见图2.8。

图2.8CO2气体保护焊对接接头微观金相 15

图2.8a)为焊缝组织，由图可知，焊后立即经过回火处理，焊缝不见粗大的柱状晶， 而是一些等轴状晶区，这些晶区的组织多为多边形铁素体和少量珠光体。这种等轴晶组 识大小相近、呈颗粒状均匀分布在焊缝中，使得焊缝的强度和韧性得到提高。图2.8b) 为放大200倍的熔合区金相组织，从图中可以明显看出熔合区左右两侧组织类型不同， 左侧为等轴晶状焊缝组织，右侧为回火马氏体，其碳化物大量析出。图2.8c)为粗晶区， 经过回火处理后，固溶在过饱和固溶体中的碳大量析出，这样使得板条马氏体中晶格畸 变程度大大下降，减少了内应力，并提高了粗晶区的塑性和韧性。图2.8d)、e)分别为 谋接接头部分重结晶区和重结晶区

2.2.3焊接接头拉伸试验

表2.3GMAW焊接接头室温拉伸试验结果

表2.4FCAW焊接接头室温拉伸试验结果试样编号焊接位置抗拉强度/MPa断裂位置1平焊600热影响区2平焊590热影响区3横焊585热影响区4横焊600热影响区5仰焊580热影响区6仰焊580热影响区2.2.4焊接接头冲击试验V型缺口冲击试验（0℃）结果分别见表2.5、表2.6。表中数据显示：接头中实芯和药芯焊丝焊缝冲击韧性接近，而药芯焊丝热影响区的冲击韧性高于实芯焊丝热影响区的冲击韧性50%左右。表2.5GMAW焊接接头冲击试验结果试样编号0℃冲击值akw/(J/cm)热影响区焊缝114214221381163104112表2.6FCAW焊接接头冲击试验结果试样编号0℃冲击值ak/(J/cm)热影响区焊缝1196114219614231801502.2.5焊接接头硬度试验测定图2.7所示CO2气体保护焊焊接接头的显微硬度，结果如表2.7所示，由于整个接头焊接后立即进行了回火处理，导致接头组织的硬度偏低，而韧性得到了增强。粗晶区得到的是回火马氏体组织，故其显微硬度最大，但由于其进行了回火处理，故其仍然小于上述图2.8c)中粗晶区最大显微硬度。正火区显微硬度与部分正火区相似，母材硬度与焊缝接近，略低于焊缝。17

表2.7焊接接头显微硬度

1、Q390钢试样埋弧焊的焊缝是以先共析铁素体为主的柱状晶组织；粗晶区主要为贝 氏体组织；重结晶区为细小而均匀分布的铁素体、珠光体组织：部分重结晶区碳化物不 再呈明显的带状分布。 O 2、埋弧焊焊缝抗拉强度在530~565MPa之间，拉伸断裂位置焊缝、热影响区均有。 热影响区平均冲击值比焊缝平均冲击值大40%。焊接接头最大显微硬度位于粗晶区，数 值为296.3。 3、Q390钢CO2气体保护焊时，焊后立即进行了回火处理，温度为200~250℃。微 观金相分析焊缝是以多边形铁素体为主的等轴晶组织；粗晶区是回火马氏体组织。焊后 回火处理减少了焊接接头内应力，改善了接头的塑性和韧性 4、药芯焊丝焊缝金属强度稍高于实芯焊丝。仰焊位置的抗拉强度较其他位置焊低 3%~4%。 5、实芯和药芯焊丝CO2气体保护焊焊接接头焊缝冲击韧性接近；药芯焊丝热影响 区的冲击韧性高于实芯焊丝热影响区的冲击韧性50%左右。粗晶区显微硬度值为247.3。

三节熔敷金属扩散氢的测定及分

却，冷却10s后立即取出。 ③在60s内做完如下动作：试样取出后清除飞溅物和渣，内酮清洗，迅速吹干后放入收 集器内收集气体。 ④)72h后，将残留在收集器管壁和试样上的气泡全部收集上去，准确读取气体量，以V (ml）表示。 ③取出试样用水洗净、吹干、冷却称重精确至0.1g以GI表示。 ③熔敷金属重量焊后试样的重量减去焊前试样的重量（G1一Go）以W示之。 ①计算公式：

式（3.1）中： Vo：收集的气体体积换算成标准状态下每100g熔敷金属中气体的体积数，m ouoInyz V：收集气体的体积数，ml： W：熔敷金属重量，g; To:273K; T: (273+t), K; t：恒温收集箱中环境温度，℃； P：实验室气压，KPa; Po：标准大气压，101kPa。 全 集气瓶

图3.1甘油法测定装置示意图

表3.4扩散氢试验参

3.2.1扩散氢逸出量与时间的关系

X试样20、21、22在不同时间下的扩散氢逸出

图3.2是不同试样扩散氢逸出量随时间变化的逸出特性曲线。从图3.2可以看出， 不同试样熔敷金属的扩散氢逸出量随时间的增加而增加，扩散氢的逸出特性也发生显著 变化。熔敷金属中的扩散氢可以分为初期一一快速逸出扩散氢和后期一一缓慢逸出扩散 氢两部分，并且这两部分以20h为分界线。扩散氢含量的增加，主要是由于初期阶段扩 氢含量的增加，后期阶段扩散氢含量的增加较小。试样21扩散氢逸出量远高于试样

20、试样22扩散氢逸出量显主要是由于试样21对应的焊接电流大，使得氢在液态熔池 中的溶解度增大，并且增大了一些含氢有机物、铁锈等物质的分解程度

3.2.2焊丝种类对扩散氢含量的影响

图3.2扩散氢的逸出特性曲线

表3.6钛型药芯焊丝药粉和熔渣的基本成分（%）

本对比试验分别采用表3.2、表3.3所示焊接材料，分别对28个试样进行不同焊接 材料下的扩散氢含量测定试验，可分为四大组，第一大组（包括试样No01~No04、试样 No05~No08）采用CO2气体保护焊进行焊接，相对湿度为29%；第二大组（包括试样 No09~No12、试样No13~No16）同样采用CO2气体保护焊进行焊接，相对湿度为85%； 第三大组（包括试样No17~No19、试样No20~No22）的焊接方法为采用纯Ar进行保护 的MIG焊，相对湿度为30%；第四大组（包括试样No23~No25、试样No26~No28）的 焊接方法为采用Ar占80%，CO2占20%的MAG焊，相对湿度为32%。这四大组的实 芯焊丝与药芯焊丝扩散氢含量的比较见表3.7。将第一大组与第二大组分别分为四个小 组如No01和No05编制为第一组，No02和No06编制为第二组，以此类推，进行对比 实验，表3.8列出了各个小组实芯焊丝和药芯焊丝扩散氢含量的具体数据表。由于其余 两大组采用实芯焊丝或者药芯焊丝进行焊接时，扩散氢含量与前两大组有着相同的变化

趋势，故这里不再一一列出。图3.3a)、b)给出了当环境相对湿度不同时，实芯焊丝和药芯焊丝扩散氢含量对比图。表3.7实芯焊丝与药芯焊丝扩散氢含量比较表（ml/100g）焊丝CO2保护CO2保护纯ArAr80%+CO220%类别(湿度29%)(湿度85%)(湿度30%)（湿度32%）实芯焊丝0.430.820.100.19药芯焊丝3.733.742.371.91表3.8实芯焊丝与药芯焊丝扩散氢含量具体数据表（ml/100g）焊丝第一组第二组第三组第四组第五组第六组第七组第八类型组实心0.520.470.480.231.040.690.920.64焊丝药芯3.754.193.913.053.993.414.053.51焊丝5(800T/W）喜观年2第一组第二组第三组第四组■实芯焊丝■药芯焊丝a）环境相对湿度为29%(800T/W)喜号测年4mN第五组第六组第七组第八组■实芯焊丝药芯焊丝b）环境相对湿度为85%图3.3实芯焊丝和药芯焊丝扩散氢含量对比图由以上图表可知，不同焊接材料下扩散氢的平均含量，均为药芯焊丝远远大于实芯23

焊丝，药芯焊丝作为焊接材料时熔敷金属的扩散氢含量最大可达实芯焊丝的13.3倍，具 体见表3.8第四组数据。这主要有以下几方面原因： 一方面，由于药芯焊丝中的药粉易吸潮，且药芯焊丝不易被烘干，药粉成分中常含 有一些结晶水和有机物等，如表3.6中所示成分Al2O3、Na2CO3(Na2O与CO2化合后的 产物)、Fe2O3、K2CO3(K2O与CO2化合后的产物)在焊接过程中都可能会带有结晶水， 这些结晶水会在高温电弧的作用下分解形成氢，有机物（如白胶、树脂等）也会在高温 电弧作用下分解，增加试验所测的扩散氢的含量。 另一方面，当焊接接头中含氧量过低时，由氢氧平衡图可知，氢的溶解应相应的增 加，因而可能由氢形成气孔，所以脱氧程度影响气孔的形成，表3.6所示药芯焊丝成分 中的Mn具有脱氧作用，可以和FeO作用生成MnO和Fe；钛型药芯焊丝中的主要成分 TiO2能与FeO结合成为钛酸盐进入熔渣，有脱氧作用；药粉中的另一成分C是强烈的 脱氧剂，上述脱氧剂的使用都会使得扩散氢的含量较之实芯焊丝增加。 再者，其他因素的作用也是药芯焊丝扩散氢含量高的一个原因，如Na2CO3使得药 芯焊丝不易烘干，CaCO3熔点高使得渣黏度增加，增加了焊缝产生气孔的倾向，

3.2.3环境湿度对扩散氢含量的影响

在相对湿度不同的环境条件下，采用CO2气体保护焊的焊接方法，分别测定实芯 和药芯焊丝为焊接材料的熔敷金属扩散氢含量，将第一大组与第二大组分别进行 具体数据见表3.9、表3.10。

表3.9不同湿度下实芯焊丝扩散氢含量（ml/100g）

图3.4a)、b)为不同湿度下实芯焊丝和药芯焊丝扩散氢含量的对比图。由图可知，无 论采用实芯焊丝还是药芯焊丝作为焊接材料，环境的相对湿度为85%时熔敷金属的扩散 氢含量都要大于环境相对湿度为29%时熔敷金属的扩散氢含量，并且环境湿度对实芯焊 丝有着更大的影响，环境湿度较大时的熔敷金属的氢含量是环境湿度较小时的两倍（见 图3.4a）第一组、第三组试验）、甚至三倍（第四组试验），而环境湿度对药芯焊丝扩散

氢含量的影响就相对较小，如图3.4b)所示，较大环境湿度下的扩散氢含量只是略大于 较小环境湿度下的扩散氢含量。环境湿度增加时，扩散氢含量增加，原因是焊接接头中 的氢主要来自焊接材料中的水分、空气中的湿气、焊件表面吸附的水分等，而环境湿度 的增加无疑会增加这些部位的湿度，从而使扩散氢的含量增加。实芯焊丝本身熔敷金属 的扩散氢含量就较小，故其对环境湿度比药芯焊丝更加敏感

3.2.4焊接电流对扩散氢含量的影响

图3.4不同湿度下实芯焊丝和药芯焊丝扩散氢含量

图3.5a)所示曲线对应试验是采用CO2气体保护焊，焊接材料采用的是实芯焊丝， 环境相对湿度是85%，图3.5b)所示曲线对应焊接方法是MAG焊，保护气体为混合气体 其中Ar占80%，CO2占20%。分析图3.5a)、b)可知，焊接平均电流增大时，扩散氢含 量增加，这是由于增大电流使得焊接过程温度升高，其中金属熔池和液态金属熔滴的温 度都将升高，一方面这将提高水蒸汽、铁锈、油污等产氢物质的分解程度，增大熔敷金 属中扩散氢的含量；另一方面，这将会增大氢在液态金属熔滴和液态熔池中的溶解度， 也会大大提高熔敷金属中扩散氢的含量

b）MAG焊(Ar80%，CO220%

图3.5不同焊接电流对扩散氢含量的景

通过分析图3.5a)、b)，可以发现焊接平均电流不同区间对扩散氢含量的影响并不是 相同的。由图3.5a)可知，焊接平均电流在[97，1031A的区间内对扩散氢含量的影响最 大，在此电流区间内，扩散氢含量随着焊接平均电流的增加而快速增加，对应的扩散氢 含量从开始的0.23ml/100g增加到0.48ml/100g；在[103，105]A的区间内焊接平均电流 对扩散氢含量的影响并不明显；在[105，110]A的电流区间内，扩散氢含量随着焊接平 均电流的增加而缓慢增加，对应的扩散氢含量从开始的0.47ml/100g增加到0.52ml/100g。 同理，图b)曲线所对应的试验在[63.5，69]A的电流区间内，扩散氢含量随着焊接平均 电流的增加而缓慢增加，从开始的1.41ml/100g增加到1.65ml/100g；之后在[69，78.5]A 的电流区间内，扩散氢含量随着焊接平均电流的增加而快速增加，从开始的1.65ml/100g 增加到2.66ml/100g。

3.2.5保护气体对扩散氢含量的影响

焊接过程中所使用保护气体的不同，会对熔敷金属的扩散氢含量产生影响，具体 见表311，

航空标准表3.11不同保护气体下焊丝扩散含量（ml/100g）

第四节Q390钢焊接热影响区热模拟研究

1.1.2焊接热模拟试验

电力标准规范范本（1）焊接热模拟试样规格

图4.1试验前热模拟试样

图4.2试验后热模拟试样