HC750/980MS马氏体钢焊管焊缝锯切开裂的原因

李 勃 魏焕君 赵 光 周 文 冯运莉

（1.唐山钢铁集团有限责任公司，河北 唐山 063016；2.华北理工大学冶金与能源学院，河北 唐山 063210）

1 概况

为了实现货车和挂车车辆的轻量化［1］，980 MPa级焊管被广泛应用于货车车斗。制造车斗时，首先需将钢板加工成焊管，但高强钢焊接时会产生焊缝淬硬、开裂等质量问题［2］，严重影响产品的质量和生产率。本文分析了HC750/980马氏体钢焊管焊缝锯切开裂的原因，并提出了相应的改进措施，解决了焊管开裂问题。

某型钢厂采用1.2 mm厚的HC750/980MS马氏体钢板和电阻焊工艺制作焊管，其工艺流程为冷轧带钢卷→切头对焊→活套→机架圆管辊压成形→高频感应焊接→去除外毛刺→水槽冷却→7机架圆管扩方管辊压成形→定径→飞锯切断。成品焊管规格为40 mm×60 mm。制作焊管过程中，在飞锯锯切工序焊缝开裂，2件焊管开裂的焊缝如图1所示（因焊管2裂口较小，为方便观察，用平头锤敲击焊缝）。对焊缝开裂的2件焊管进行了化学成分、显微组织和力学性能检验和锯切受力状况分析，以揭示其开裂原因。

图1 焊管1（a）和2（b）的开裂焊缝Fig.1 Cracked weld of the welded pipes 1（a）and 2（b）

2 理化检验

2.1 化学成分分析

对锯切开裂的焊管1和2进行化学成分分析，结果如表1所示。

表1 开裂焊管的化学成分（质量分数）Table 1 Chemical composition of the cracked welded pipes（mass fraction） %

表1表明开裂焊管的化学成分均符合要求。化学成分对焊接性能的影响用碳当量来衡量［3］。根据碳当量公式CE＝C＋0.25Si＋0.25Mn，计算得到HC750/980MS钢板坯的碳当量为0.762 5%（质量分数，下同）。而适合生产焊管的管坯的碳当量不大于0.5%［4］。碳当量提高，管坯的硬度提高，焊缝硬度也提高，易发生脆断。

2.2 金相检验

对开裂焊管的焊接接头进行金相检验，金相试样用体积分数为4%的硝酸酒精溶液腐蚀，结果如图2所示。焊管1开裂在热影响区，熔合线有一定程度倾斜，左右两侧基本对称。焊管2开裂在焊缝，熔合线严重倾斜，热影响区窄且不对称，母材错边造成搭接。焊缝搭接降低了对接焊缝的有效厚度且挤出位置处易产生应力集中，导致锯切时焊缝开裂。

图2 开裂焊管1（a）和2（b）的低倍组织Fig.2 Macrographs of the cracked welded pipes 1（a）and 2（b）

焊接时焊缝区经过熔化和凝固，发生固态相变［5］。根据热影响区热循环的差异，焊缝区可细分为粗晶区、细晶区和临界区［6］。图3为铁碳平衡图的一部分，可根据其分析热影响区不同部位的热循环过程。粗晶区温度低于熔点但远高于Ac3温度，可完全奥氏体化，晶粒较粗大。细晶区温度略高于Ac3，奥氏体化完全但晶粒细小。临界区温度接近于Ac1，奥氏体化不完全，马氏体发生回火。

图3 铁碳平衡图Fig.3 Iron-carbon equilibrium diagram

图4和图5为焊管接头的显微组织。可以看出，焊管1和2焊缝、热影响区粗晶区和细晶区组织均为马氏体，焊缝金属熔化后快速冷却形成板条马氏体，粗晶区温度远高于Ac3，奥氏体晶粒粗化，转变成粗大的马氏体，而细晶区组织细小；临界区组织为马氏体和铁素体，马氏体回火后有碳化物析出，金相图片中白色区域扩大。

图4 焊管1焊接接头焊缝（a）、热影响区的粗晶区（b）和细晶区（c）以及临界区（d）的显微组织Fig.4 Microstructures of weld（a），coarse-grained（b）and fine-grained areas（c）of heat affected zone，and critical zone（d）in welded joint of the welded pipe 1

图5 焊管2焊接接头焊缝（a）、热影响区的粗晶区（b）和细晶区（c）以及临界区（d）的显微组织Fig.5 Microstructures of weld （a），coarse-grained （b）and fine-grained areas （c）of heat affected zone，and critical zone（d）in welded joint of the welded pipe 2

图6为焊管母材的显微组织，两焊管母材铁素体含量差异明显，采用金相分析软件计算的焊管1和2母材铁素体体积分数分别为5%和2 0%。据此可以推测，焊管1的板坯强度明显高于焊管2，因此在相同焊接压力下，焊管1焊缝基本对称，而焊管2则由于母材强度较低产生了错边，形成了搭接接头。

图6 焊管1（a）和2（b）焊接接头母材的显微组织Fig.6 Microstructures of base metal in welded joint of the welded pipes 1（a）and 2 （b）

2.3 硬度检测

开裂焊管1和2的显微硬度测试部位如图7所示，测试点间隔0.1 mm。

图7 测定焊管1（a）和2（b）硬度的示意图Fig.7 Illustrations of hardness test on the welded pipes 1（a）and 2（b）

图8为焊管1和2焊接接头的显微硬度分布，可见焊接接头母材、热影响区和焊缝区的硬度差异很大。母材金属未受热循环影响，硬度较低；热影响区的临界区马氏体回火析出碳化物，硬度明显下降，形成一个软化区。而热影响区的细晶区由于形成细小的马氏体，硬度最高；热影响区的粗晶区硬度与焊缝相当且均较高。对比焊管1和2焊接接头的硬度分布可知，焊管2受热循环影响的区域明显小于焊管1。虽然两者焊缝区和热影响区的硬度差异不大，但焊管1母材硬度远高于焊管2，从图6也可以看出，焊管1母材比焊管2母材含有更多的马氏体。

图8 焊管1和2焊接接头的硬度分布Fig.8 Hardness distributions in weld joint of the welded pipes 1 and 2

2.4 拉伸性能检测

焊管母材拉伸试样的尺寸及取样位置如图9所示，拉伸试样的宽度为20 mm，标距为80 mm。图10为焊管母材的拉伸应力-应变曲线，可见焊管1与2母材力学性能差异显著，焊管1母材的抗拉及屈服强度均明显高于焊管2母材，这与金相和硬度检验的结果相同，而且其断后伸长率为4%，而焊管2母材为5.5%。

图9 拉伸试样的尺寸（a）及其在焊缝中的部位（b）Fig.9 Dimension of the tensile sample（a）and its location in the weld（b）

图10 焊管焊接接头母材的工程应力-工程应变曲线Fig.10 Engineering stress-engineering strain curves for base metal in welded joint of the welded pipes

表2为焊管母材与供货钢带的拉伸性能。辊压成形后焊管母材与原板材相比抗拉及屈服强度变化不明显，但断后伸长率明显降低。这与马氏体位错密度较高、加工硬化效应不显著有关，但塑性在辊压加工后却显著下降。板坯力学性能差异较大与HC750/980MS钢的生产工艺有关，马氏体钢连续退火需快速冷却，通常采用水冷、水气冷却、水冷辊冷却等［7-8］。而供货商采用强制风冷，冷却效果不如水冷等方式，因此不同钢卷间、钢卷不同部位间冷速有差异，最终导致带钢组织和力学性能有差异。

表2 焊管母材和供货钢带的拉伸性能Table 2 Tensile properties of the welded pipe base metals and the steel strip supplied

3 原因分析

焊管锯切时，旋转的锯片对焊管有作用力，其受力状况如图11所示。作用力可分解为横向和纵向锯切抗力，这两个力的合力为斜向的锯切力。由上述理化检验结果可知，焊管1的母材强度高、塑性差，造成锯切时母材、热影响区和焊缝变形性能不同，焊管承受的锯切力也更大，导致焊接接头在热影响区最薄弱的临界区开裂。而焊管2由于母材强度较低、塑形较好，不应开裂，但由于错边造成了焊缝搭接，焊缝区产生了应力集中，导致焊缝开裂。为避免焊管锯切过程中焊缝开裂，应严格控制板材的力学性能，强度不能过高，焊接过程中挤压力也不能过大，以避免焊接接头产生搭接。

图11 焊管承受的锯切力Fig.11 Saw cutting forces acting on the welded pipes

4 改进措施

为改善HC750/980MS马氏体钢的焊接性能，并保证其在退火冷却过程中获得合乎要求的显微组织，将钢的C和Ti质量分数分别降低至0.16%和0.03%左右，将Cr质量分数提高至0.55%左右。成分改进后碳当量为0.645%，较之前有所减小，焊接性能得以改善。此外，严格控制板坯的力学性能，同批次板坯力学性能差异不能过大，抗拉及屈服强度不宜过高。采用改进型HC750/980MS马氏体钢板焊制的钢管未发生过锯切开裂的现象。图12为改进型焊管焊接接头的微观形貌，可见接头以熔合线为中心，对称性良好。

图12 化学成分改进后焊管焊接接头的微观形貌Fig.12 Micrograph of welded pipe joint after improvement in chemical composition

5 结论

（1）采用相同工艺焊接的两根焊管，焊管1母材强度偏高、塑性较差，导致母材与热影响区和焊缝变形不协调；焊管2母材强度低，在相同的挤压力下接头产生搭接，降低了焊缝的有效厚度并产生应力集中，最终在锯切受力时开裂。

（2）对钢的成分进行优化，即降低C和Ti的含量，提高Cr含量，降低碳当量，以改善焊接性能；严格控制制管板坯的力学性能，特别是抗拉及屈服强度不能过高。采取以上措施后，HC750/980MS钢焊管锯切时焊缝未再开裂。