一种改善690MPa级低C中Mn高强韧中厚板焊接接头低温冲击韧性的焊后热处理方法与流程

本发明属于金属材料技术领域，具体说是一种焊接方法，更具体说是一种改善690MPa级低C中Mn高强韧中厚板焊接接头低温冲击韧性的焊后热处理方法。

背景技术：

690MPa级低C中Mn高强韧中厚板主要用于海洋平台建设，海洋平台用钢作为工程结构用钢在保证海洋设施安全方面起着最为重要的作用。海洋平台用钢在具有高强度、高韧性的同时，必须具有良好的焊接性能，这对于提高海洋平台用钢的安全性和使用寿命具有重要意义。

根据中国船级社提供的碳当量Ceq和焊接冷裂纹敏感指数PCM计算公式：

Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15(％)

PCM＝C+Si/30+Mn/20+Cu/20+Ni/60+Cr/20+Mo/15+V/10+5B(％)

可知，低C中Mn中厚板的碳当量较高、焊接冷裂纹倾向较大。因此，690MPa级低C中Mn高强韧中厚板必须进行相应的焊前预热和焊后热处理。

另外，在焊接过程中，焊缝两侧的热影响区(Heat Affected Zone，简称HAZ)受到很大的热扰动，HAZ区域具有升温时间短、升温温度高、冷却速度快等特点，导致HAZ成为焊接接头组织和性能变化梯度最大的区域。另外，熔合线处存在着显著的物理化学成分不均匀的性，以及严重的应力集中。因此，HAZ及熔合线的组织和性能直接影响焊接接头的质量。

虽然690MPa级低C中Mn高强韧中厚板的制备技术已日趋成熟，使用比例亦逐年增加，但国内对其焊接性的研究工作很少，可用于指导工程应用的研究成果几乎没有。鉴于这一现状，有必要深入地研究690MPa级低C中Mn高强韧中厚板焊接性能。

技术实现要素：

本发明在现有焊接后热技术基础上并针对其不足，提出一种两相区回火的焊后热处理工艺，以提高690MPa级低C中Mn高强韧中厚板焊接接头的低温冲击韧性。具体技术方案是：

一种改善690MPa级低C中Mn高强韧中厚板焊接接头低温冲击韧性的焊后热处理方法，是一种α+γ两相区回火的焊后热处理方法，以提高690MPa级低C中Mn高强韧中厚板焊接接头的低温冲击韧性；

所述的690MPa级低C中Mn高强韧中厚板化学组成按重量百分比为：C:0.038～0.07％，Mn:4.97～5.45％,Si:0.19～0.20％，S:0.0012～0.006％，P:0.004～0.009％，Al:0.01～0.023％，Cu:0.12～0.31％，Ni:0.21～0.32％，Mo:0.16～0.23％，Cr:0.39～0.42％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；

所述的690MPa级低C中Mn高强韧中厚板组织为回火马氏体及细小稳定的逆转变奥氏体。

所述的焊接方法为气体保护焊；焊丝直径1.2mm。

工艺参数如下：

(1)保护气体为80％Ar+20％CO₂，保护气体流量15～20L/min；

(2)焊前预热温度150～200℃；

(3)采用多层多道焊接工艺，焊接电流200～250A，焊接电压25～30V，焊接速度5mm/s，焊接热输入10～15KJ/cm；

(4)层间温度150～200℃；

(5)焊后热处理工艺：630～650℃保温15～30min，空冷至室温。

所述的690MPa级低C中Mn高强韧中厚板厚度20～30mm，屈服强度720～735MPa，抗拉强度780～840MPa，延伸率24.0～27.5％，-40℃冲击功149～186J。

所述焊丝的力学性能为：屈服强度≥620MPa，抗拉强度700～890MPa，延伸率≥18％，-40℃冲击功≥47J。

经检验，经相同预热温度、相同焊接工艺参数焊接的中锰中厚板，焊后两相区回火热处理工艺(630～650℃保温15～30min，空冷至室温)的焊接接头较传统后热工艺(200℃保温120min，空冷至室温)的焊接接头低温冲击韧性更高、塑性更优，且消除了焊接接头处的硬度梯度。

与传统后热工艺相比，本发明的优势在于：

焊后热处理工艺不仅消除了焊接产生的热应力、排除焊缝在焊接过程中产生的氢脆，而且均匀了焊缝和热影响区的组织、细化焊缝和热影响区的晶粒，使焊缝金属与母材金属更好地融合。焊后经两相区回火热处理后的焊接接头性能优良：屈服强度、抗拉强度均高于母材，延伸率≥20％，熔合线、粗晶区及细晶区-40℃冲击功≥47J。满足Q690D级的焊接接头低温冲击韧性要求。此外，本发明方法操作过程简单，易实现工业化批量生产。

附图说明

图1为实施例1焊后200℃保温120min，空冷至室温的焊接热影响区粗晶区的TEM精细形貌；

图2为实施例2焊后650℃保温15min，空冷至室温的焊接热影响区粗晶区的TEM精细形貌；

图3为实施例3焊后630℃保温30min，空冷至室温的焊接热影响区粗晶区的TEM精细形貌。

具体实施方式

本发明中实施例1、2中的焊接母材在东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室设计制造的Φ450热轧机进行轧制，加热炉为高温箱式电阻炉，型号为RX4-85-13B；实施例3中的焊接母材在鞍山钢铁公司中厚板厂进行轧制。

本发明中的焊接设备采用东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室半自动气体保护焊焊机，型号为Quinto GLC403；

本发明中实施例1、2中的焊丝为CARBOFIL ER100S-G低合金高强钢实芯气保焊丝，焊丝成分为0.08C，1.80Mn，0.60Si，0.015P，0.018S，1.0Ni，0.4Mo，屈服强度≥620MPa，抗拉强度700～890MPa，延伸率≥18％，-40℃冲击功≥47J；本发明中实施例3中的焊丝为CHW-100GX ER110S-G高强钢气体保护焊焊丝，焊丝成分为0.088C，1.75Mn，0.51Si，0.009P，0.007S，2.21Ni，0.51Mo，0.28Cr，0.25Cu，屈服强度670MPa，抗拉强度830MPa，延伸率≥19％，-40℃冲击功75J。

本发明焊接接头热处理采用的加热炉为箱式电阻炉，型号为RX-36-10。

实施例中观测金相组织的设备为莱卡DMIRM 2500M金相显微镜。

实施例1

传统后热工艺(200℃保温120min，空冷至室温)，工艺步骤如下：

(1)焊接工艺

将20mm厚的低C中Mn高强韧中厚板加工成对称的双V型坡口，单边坡口30°，钝边2mm，组对间隙1.5mm。对坡口两侧的待焊接板材表面进行打磨，去除氧化铁皮和铁屑，将待焊接板材四周用螺栓固定，然后进行Ar+CO₂混合气体保护定位焊。

定位焊结束后，采用火焰枪对焊缝及周围200mm范围内进行预热，预热温度150～200℃。预热后对中锰中厚板进行焊接，焊接电流200A，焊接电压25V，气体流量15L/min，焊接速度5mm/s，焊接线能量10KJ/cm。焊接过程中，层间温度控制在150～200℃。

(2)后热工艺

将填充焊结束后的焊接板在放入200℃电阻炉中，保温120min，消除焊接应力，并使焊接引入氢原子能够充分扩散，避免产生氢致裂纹，随后空冷至室温，测定焊接接头的拉伸性能、冲击性能及硬度值。

经检测，焊接接头的屈服强度为778MPa，抗拉强度为843MPa，屈强比0.92，延伸率15.37％，母材处发生断裂；焊接接头各区域-40℃冲击功分别为：焊缝52J、熔合线28J、粗晶区48J、细晶区76J；焊接接头各区域硬度值分别为：焊缝310HV、熔合线304HV、粗晶区343HV、细晶区362HV、混晶区285HV、母材279HV。

实施例2

焊后热处理工艺(650℃保温15min，空冷至室温)，工艺步骤如下：

(1)焊接工艺

焊接工艺同实施例1，焊接过程及焊接工艺参数均与实施例1相同。

(2)焊后热处理工艺

将填充焊结束后的焊接板在放入650℃电阻炉中，保温15min(焊接钢板加热至650℃需35min)，消除焊接产生的热应力、排除焊缝在焊接过程中产生的氢脆，同时均匀焊缝和热影响区的组织、细化焊缝和热影响区的晶粒，降低焊接接头硬化程度，使焊缝金属与母材金属更好地融合。随后空冷至室温，测定焊接接头的拉伸性能、冲击性能及硬度值。

经检测，焊接接头的屈服强度为763MPa，抗拉强度为848MPa，屈强比0.90，延伸率21.8％，母材处发生断裂；焊接接头各区域-40℃冲击功分别为：焊缝53J、熔合线72J、粗晶区74J、细晶区84J，焊接接头各区域的低温冲击韧性达到了Q690D级焊接接头低温冲击韧性的要求；焊接接头各区域硬度值分别为：焊缝310HV、熔合线311HV、粗晶区275HV、细晶区289HV、混晶区279HV、母材276HV，粗晶区、细晶区和混晶区的硬度与母材硬度基本持平，究其原应是由于焊后两相区回火热处理，使热影响区硬度均匀化，降低了焊接接头冷裂纹敏感性。

实施例3

焊后热处理工艺(630℃保温30min，空冷至室温)，工艺步骤如下：

(1)焊接工艺

将30mm厚的低C中Mn高强韧中厚板加工成对称的双V型坡口，单边坡口30°，钝边2mm，组对间隙2mm。对坡口两侧的待焊接板材表面进行打磨，去除氧化铁皮和铁屑，将待焊接板材四周用螺栓固定，然后进行Ar+CO₂混合气体保护定位焊。

定位焊结束后，采用火焰枪对焊缝及周围200mm范围内进行预热，预热温度150～200℃。预热后对中锰中厚板进行焊接，焊接电流250A，焊接电压30V，气体流量20L/min，焊接速度5mm/s，焊接线能量15KJ/cm。焊接过程中，层间温度控制在150～200℃。

(2)后热工艺

将填充焊结束后的焊接板在放入630℃电阻炉中，保温30min(焊接钢板加热至630℃需50min)，消除焊接应力，排除焊缝在焊接过程中产生的氢脆，同时均匀焊缝和热影响区的组织、细化焊缝和热影响区的晶粒，降低焊接接头硬化程度，使焊缝金属与母材金属更好地融合。随后空冷至室温，测定焊接接头的拉伸性能、冲击性能及硬度值。

经检测，焊接接头的屈服强度为713MPa，抗拉强度为854MPa，屈强比0.83，延伸率23.5％，母材处发生断裂；焊接接头各区域-40℃冲击功分别为：焊缝48J、熔合线70J、粗晶区110J、细晶区198J，焊接接头各区域的低温冲击韧性达到了Q690D级焊接接头的低温冲击韧性要求；焊接接头各区域硬度值分别为；焊接接头各区域硬度值分别为：焊缝290HV、熔合线314HV、粗晶区295HV、细晶区304HV、混晶区293HV、母材279HV。粗晶区、细晶区和混晶区的硬度与母材硬度基本持平。

在实际焊接过程中，焊缝两侧的热影响区(Heat Affected Zone，简称HAZ)受到很大的热扰动，HAZ区域具有升温时间短、升温温度高、冷却速度快等特点，导致HAZ成为焊接接头组织和性能变化梯度最大的区域。因此，HAZ的组织和性能直接影响焊接接头的质量。其中粗晶区往往成为焊接热影响性能最薄弱的环节，粗晶热影响区的性能往往决定着焊接接头的性能。

实施例1的焊接接头的粗晶热影响区的TEM精细形貌如图1所示。由图1可知，实施例1的焊接接头的粗晶热影响区组织为高位错密度的板条马氏体，马氏体板条宽度在300-800nm之间。马氏体具有较高的强度和硬度，但韧性较差，属于硬脆相。当材料受到冲击载荷时，马氏体组织无法有效地阻碍裂纹的扩展，因而实施例1的焊接接头低温冲击韧性相对较差。

实施例2、实施例3的焊接接头的粗晶热影响区的TEM精细形貌分别如图2、图3所示。由图2、3可知，实施例2、实施例3的焊接接头的粗晶热影响区组织为回火马氏体+逆转变的奥氏体，马氏体板条束间均匀分布着长条状的逆转变奥氏体，逆转变奥氏体宽度约100-200nm之间。

在回火保温过程中，马氏体板条中的C、Mn原子不断地向逆转变的奥氏体中扩散，逆转变奥氏体中的C、Mn含量不断升高，稳定性不断增强。在随后的空冷过程中，稳定性较强的这部分逆转变奥氏体保留到室温。当受到冲击载荷时，逆转变奥氏体转变为马氏体，提高了材料的冲击韧性，有效地阻碍了裂纹的扩展，这就是逆转变奥氏体产生的TRIP效应。