液压支架用Q690_Q550高强钢焊接接头裂纹分析

文章编号：1002－025X (2010)06-0052-04

液压支架用Q690＋Q550高强钢焊接接头裂纹分析

张

蕾1，李亚江1，蒋庆磊1，徐宗林2，付金良2

（1．山东大学材料科学与工程学院，山东济南250061；2．郑州煤矿机械集团股份有限公司，河南郑州450013）

摘要：对Q690＋Q550高强钢进行直Y 形坡口铁研试验，分析焊接材料和热输入对Q690＋Q550钢焊接接头裂纹的影响；采用金相显微镜、电子探针仪等测试手段，对焊接接头的显微组织、裂纹形态及断口形貌进行研究。试验结果表明：采用ER50－6，MK ·G60和MK ·GHS70焊丝，焊接热输入控制在11～19kJ /cm 范围内，焊接接头裂纹率<20％；裂纹起源于淬硬倾向较大的Q690侧熔合区，平行或越过熔合区向焊缝扩展；焊缝和热影响区的冲击断口形貌为韧－脆断裂机制。

关键词：液压支架；高强钢；焊丝；焊接热输入；显微组织；裂纹；断口形貌中图分类号：TG457.11

文献标志码：B

收稿日期：2009－12-03

基金项目：山东省自然科学基金（Y2007F54）

0概述

随着煤矿产业的快速发展，对采煤机械的性能要

求，如液压支架的高强度和使用可靠性，提出了迫切需求［1］。我国液压支架制造技术水平相对落后，尤其在支架材料、加工工艺、性能和使用寿命等方面与世界先进国家相比还有很大差距。液压支架是以高压液体为动力，由若干液压元件与一些金属构件组合而成的一种支撑和控制顶板的采煤工作面设备，具有强度高、移动速度快、支护性能好、安全可靠等特性。随着支架向大工作阻力和高可靠性要求的发展，如何在保证强度的前提下减轻液压支架的自身质量是迫切需要解决的问题，采用高强钢是最有效的途径。因此，需要对高强钢材料的焊接性进行试验研究，优化焊接工艺，提高焊接接头的综合力学性能与承载能力，以满足高可靠性支架设计需要［2-3］。

Q690和Q550钢是国内采煤机械中常用的液压

支架用钢。对于低合金高强钢焊接来说，碳当量较高，焊接性较低，故应采用合理的焊接工艺参数来防止焊接缺陷的产生，从而保证接头的性能要求。在焊接结构件中普遍存在而危害很大的缺陷之一是焊接冷裂纹，它与焊接工艺参数密切相关。因此，选择合理的焊接方法和合适的焊接材料，控制好焊接工艺参数，加强对焊接过程的控制，可使液压结构件满足设

计要求［4-5］。

本文对Q690＋Q550高强钢焊接裂纹萌生、扩展及形态进行了研究，分析了在不同的焊接热输入条件下，采用ER50－6，MK ·G60及MK ·GHS703种强度级别焊丝对焊接接头裂纹产生的影响，并采用金相显微镜、电子探针仪对焊接接头显微组织、裂纹形态及断口形貌进行研究，为选择合理的焊接工艺参数及确定裂纹的防止措施提供试验数据和理论依据。

1试验材料与方法

试验所用的母材为调质态Q690和控轧态Q550

高强钢，2种钢的化学成分和力学性能见表1。通过进行直Y 形坡口铁研试验，研究Q690＋Q550高强钢与ER50－6，MK ·G60，MK ·GHS70焊丝的匹配性，分析焊接热输入对接头显微组织及铁研试样裂纹率的影响，同时对焊接接头裂纹形态及冲击断口形貌进行分析。

表1

Q550和Q690高强钢的化学成分及力学性能

母材

化学成分（质量分数）

（％）

C Si Mn Ni

Cr

Mo

P S Q5500．0790．3721．763—

—

—

0．020．02Q690

0．089

0．237

1．47

0．2580．426

0．323

0．021

0．009

R eL /MPa R m /MPa A （％）A KV /J （－20℃）

Q550550670～830≥16≥40Q690

690

770～940

≥14

≥40

母材

力学性能

试板尺寸为200mm×75mm×20mm ，坡口角度为60°，焊后试板尺寸为200mm×150mm×20mm 。试验

所用焊接设备为山东奥太电气有限公司生产的NBC－

500型气体保护焊机，所用保护气体为φ（A r ）80％＋φ（CO 2）20％，气体流量为18～20L /min 。试验在焊接

车间进行，焊前不预热，环境温度为23～25℃，电弧电压为24～29V ，焊接电流为260～300A ，焊接速度为0．5～0．9cm /s 。试验用焊丝熔敷金属的化学成分及力学性能见表2，焊丝直径为1．2mm 。用线切割截取试板，并经磨制、抛光，制备出金相试样，采用φ（HNO 3）5％酒精溶液进行腐蚀。在Nikon AFX－A 型金相显微镜下观察接头显微组织及裂纹形态；采用

JXA－8800R 型电子探针仪对断口形貌进行分析。

2试验结果及分析2．1

接头裂纹率

铁研试验试板焊接24h 后统计裂纹率，所有焊

接试板的焊缝表面均无表面裂纹。对焊接试板横剖后在焊缝根部发现裂纹，按原国标GB 4675．1规定的方法计算各试板的断面裂纹率。由于铁研试验的拘束刚性大于实际焊接结构的拘束，焊缝根部应力集中较大，所以一般认为，铁研试验的裂纹率<20％时，用于实际的焊接生产是安全的。

在铁研试板拘束条件下，不同的焊丝和焊接热循环对裂纹的萌生与扩展会产生不同影响。图1为不同焊丝、焊接热输入与裂纹率的关系。从图1a 中可看出，在大、中、小3种焊接热输入即17～19kJ /cm ，

13～14kJ /cm ，9～10kJ /cm 条件下，采用MK ·G60，ER50－6和MK ·GHS70焊丝时，焊接接头裂纹率较

低，当焊接热输入为11~19kJ/cm 时，裂纹率<20％。

对于3种强度级别焊缝金属的显微组织观察结果表明，ER50－6焊丝的焊缝组织特征是先共析铁素体、针状铁素体和珠光体，大量的先共析铁素体沿奥氏体晶界呈网状分布，抗裂纹扩展性较差。MK ·G60和

MK ·GHS70焊丝的焊缝组织主要是大量针状铁素体

和贝氏体。随着焊缝中合金元素Mo ，Ni ，Cu 含量的增加，提高了奥氏体的稳定性，先共析铁素体已不再析出，大量的针状铁素体提高了焊接接头韧性［6-7］。

图1b 为采用MK ·G60焊丝时焊接热输入与接头断面裂纹率的关系。由图1b 可知，焊接热输入过大，焊缝的裂纹率较高，这是因为热输入过大，焊缝中形成粗大的铁素体组织，甚至出现魏氏组织，冲击韧性下降，抵抗裂纹形核和扩展能力差。提高热输入还有可能形成上贝氏体，上贝氏体中碳化物粗大，强化作用较弱，当碳化物沿平行的铁素体条分布，微裂纹很容易沿此方向扩展，韧性较差。但是焊接热输入也不应过小，否则冷却速度大，焊接接头组织易淬硬，从而增大冷裂倾向。合理的做法是充分保证焊接接头韧性的前提下，适当加大焊接热输入。

表2

试验用焊丝熔敷金属的化学成分及力学性能

焊丝

化学成分（质量分数）

（％）

C Si Mn Mo

Ni

Cu

P S ER50－6

MK ·G600．070．0780．910．621．481．68—

0．34——

—

0．140．0110．0120．0110．012MK ·GHS700．095

0．54

1．64

0．38

0．62

0．16

0．012

0．011

焊丝

力学性能

MK ·G605756352590（－20℃）MK ·GHS70

680

765

19

180（－20℃）

R eL /MPa R m /MPa A （％）A KV /J ER50－6

4595612484（－29℃）

2．2显微组织

采用MK ·G60焊丝，在焊接热输入为17．5kJ /cm

条件下，Q690＋Q550高强钢焊接接头不同位置的显微组织如图2所示。

图2a 为Q690钢侧的焊缝显微组织，其微观组织为先共析铁素体、针状铁素体、珠光体和粒状贝氏体。先共析铁素体沿焊缝柱状晶晶界分布，晶内为粒状贝氏体、珠光体和大量相互穿插的针状铁素体。针状铁素体晶粒较细小，晶粒边界夹角较大，每个晶界对裂纹扩展有一定的阻碍作用，故可使焊接接头强度和韧性提高。

图2b 为热影响区粗晶区组织，由于Q690钢含有较多的Ni ，Cr ，Mo 合金元素，具有较大的淬硬倾向，焊后冷却得到淬火组织，即粗大的低碳板条马氏体组织，马氏体的形貌呈细长条状、多个板条平行排列，同方向生长形成板条束，板条束之间呈大倾角相交。板条内具有很高的位错密度，韧性较好。当冷却速度较慢（焊接热输入较大时）或碳含量较低时，会有贝氏体和马氏体同时存在，形成低碳马氏体和贝氏体混合组织。

熔合区是焊缝和热影响区的过渡区域，由结晶过渡区、熔化线和半熔化区构成［8－13］。由图2c 可以看出，焊缝与热影响区的不规则结合，形成了参差不齐的分

界面，两侧组织会发生由焊缝组织到热影响区组织的

突变。焊缝金属在垂直于熔合界面的散热方向上表现出明显的联生结晶特征。熔合区的范围虽较窄，但在化学成分和组织性能上却有较大的不均匀性，这不可避免地会造成晶格的各种微观缺陷，而且由于熔合区是焊接应力最大的区域，所以对焊接接头的强度、韧性有很大影响。

Q690＋Q550高强钢铁研试验中焊接裂纹萌生于

淬硬性较大的Q690钢一侧，属于具有冷裂性质的延迟裂纹。如图2d 所示，裂纹起源于熔合区，并沿熔合线扩展，裂纹扩展过程微观上不是一条直线，而是呈不规则“锯齿形”。由于熔合区存在晶界、杂质和微观缺陷，且熔合区宽度较小，裂纹可能发生偏折或越过熔合区向焊缝扩展。过大热输入条件下，焊缝中晶界处的先共析铁素体晶粒易变粗大，致使裂纹扩展改变方向的次数少，阻力小，裂纹容易扩展，故应避免采用过大的焊接热输入。

2．3断口形貌

冲击断口的微观形貌反映了裂纹的发生、扩展和

断裂过程，分析Q690钢侧接头的冲击断口形貌，对

于研究接头的断裂机制，揭示试样的韧脆程度具有重要意义［14］。笔者用电子探针仪对Q690钢侧焊缝和热影响区的冲击断口进行观察，断口各区域形貌如图3所示。

冲击断口由裂纹萌生区、裂纹缓慢扩展区和裂纹

失稳快速扩展区等几个性质不同的小区域组成。纤维区中裂纹扩展的速率是很慢的，当其达到临界尺寸后就快速扩展而形成放射区，其是裂纹作快速低能量撕裂形成的。由图3a可知，Q690钢侧焊缝纤维区是裂纹稳定扩展的韧性断裂，在纤维区出现大量尺寸较小的韧窝，部分韧窝呈抛物线形，但抛物线较短，未被明显拉长，表明具有一定的韧性。韧窝中存在白色第二相粒子及少量显微空洞，这些微孔会不断形核、长大、连接聚集并继续产生新的微孔，最终导致材料的断裂，因此纤维区断裂是典型的微孔集聚型韧性断裂。而韧窝区和解理区之间的过渡区是由一些撕裂棱和解理小刻面组成，如图3b所示。从图3b中明显看出，焊缝放射区呈现扇形花样的解理断裂，同时出现了撕裂棱明显的较大解理台阶，这是由处于不同高度平行解理面上的2个裂纹扩展相遇后，通过二次解理而相互连接形成台阶。

由图3c可知，热影响区纤维区中的韧窝大而深，部分韧窝被拉长变形，有些韧窝甚至相互贯通，在韧窝中存在少量的白色第二相粒子，与图3a进行比较后可知，韧性较好，这主要是因为具有一定韧性的低碳马氏体的存在。图3d为典型河流花样的解理断口形貌，解理面尺寸较大，与马氏体板条的大小相对应，这是裂纹达到临界尺寸后快速扩展形成的。热影响区低碳马氏体组织晶粒粗大，解理强度较低，裂纹沿板条束扩展的距离就大，裂纹扩展也就迅速；同时粗晶区中形成了上贝氏体组织，上贝氏体组织板条结晶方向位相差很小，解理裂纹在上贝氏体板条组织中可连续贯穿，对应着较低的解理断裂应力，使冲击韧性降低。

3结论

（1）在Ar＋CO2混合气体保护条件下，当焊接热输入在11～19kJ/cm范围内，选用ER50－6，MK·G60和MK·GHS703种强度级别的焊丝进行焊接时，Q690＋Q550高强钢铁研试验试板的断面裂纹率均< 20％。为保证焊接接头的抗裂性，应避免采用过大的焊接热输入。

（2）Q690钢侧焊缝组织为大量的针状铁素体、先共析铁素体、珠光体和粒状贝氏体；热影响区粗晶区中主要是粗大的低碳板条马氏体，还有少量的贝氏体。熔合区范围较窄，焊接接头裂纹易萌生于淬硬倾向较大的Q690侧熔合区，沿熔合区和焊缝界面交替进行扩展。

（3）焊接接头的Q690钢侧焊缝和热影响区的冲击断口均呈现韧－脆断裂机制，该侧焊缝断口形貌为韧窝＋扇形解理；热影响区的断口形貌为韧窝＋河流状解理。

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