严春妍，姜心怡，周倩雯，张可召，赵立娟，王宝森
(1.河海大学,常州,213022；
2.宝钢集团中央研究院,上海,200431)
随着石油和天然气的需求量不断增加，管线钢的设计不断朝着大直径、薄壁厚、高输送压力的方向发展，管线钢的强度级别不断提高[1-2].目前，X80 管线钢已大量投入生产使用，而X100 管线钢因可以进一步提高输送压力、降低建设成本[3]，将是未来油气输送管道工程建设的主流钢种[4].现有X80 级管道和未来的高强度级别管道之间的连接将涉及到异种材质的连接，而异种钢之间的化学成分和力学性能之间存在一定的差异，焊接难度比较大[5-6].
激光电弧复合焊接是近年来出现的一种高效焊接方法，在高速列车、汽车、船舶、管道和油罐等领域具有良好的应用前景.目前，采用激光电弧复合焊接技术进行连接的钢铁材料主要有高强结构钢、不锈钢、船用钢和管线钢，并且有学者已展开一些异种钢激光电弧复合焊接的研究.Casalino 等人[7]采用光纤激光/TIG(tungsten inert gas,TIG)复合热源对AISI 304/ AISI 410 异种不锈钢进行焊接，结果表明当激光和电弧采用较大的热输入时可以获得较低的气孔率、良好的塑性和较高的抗拉强度.周曙君等人[8]对比研究了25CrMo4/33MnCrB5-2异种钢激光-MIG(metal inert gas,MIG)和MIG 两种焊接接头的显微组织和力学性能，认为激光-MIG 复合焊的焊缝硬度高于MIG 焊缝，焊缝成形更好、焊缝显微组织细小、接头质量更好.Zhang 等人[9]研究了EH36/316L 异种钢激光-MIG 复合焊接头元素分布、显微组织和力学性能，结果表明混合区中Cr，Ni 元素含量高于激光区，激光区焊缝具有较多的马氏体，复合焊接头拉伸试样均断裂于EH36 低合金高强钢一侧.Zhou 等人[10]研究了激光/电弧能量比对AH36/316L 异种钢激光-MIG 复合焊接头过渡区的显微组织和力学性能的影响，发现过渡区的显微组织分布和结晶特征受激光/电弧能量比的影响较大，激光/电弧能量比降低可导致马氏体含量下降、晶粒尺寸增加、硬度下降和韧性提高.目前，对于中厚板异种钢激光电弧复合焊接的研究较少，对中厚板管线钢异种钢激光电弧复合焊接的相关研究也非常欠缺.因此，研究X80/X100异种钢焊接接头的显微组织分布和力学性能对于推广激光电弧复合焊技术的应用具有重要的工程实用价值.
文中采用光纤激光-MIG 复合焊接方法对中厚板X80/X100 管线钢进行焊接，研究了激光功率变化对异种钢复合焊接焊缝形貌、接头的显微组织分布和力学性能的影响，为高强度级别异种钢激光电弧复合焊接工艺的优化和力学性能的改善提供数据支持和理论指导.
母材为等厚度X80 和X100 管线钢板，MIG 焊丝选用直径为φ1.2 mm 的JM-80 低合金钢焊丝，所用试验材料主要化学成分见表1.两种材质钢板均加工成180 mm × 60 mm × 14.3 mm 的规格，采用IPG YSL-10000 光纤激光器搭配Fronius TPS-500 MIG/MAG 焊机对试板进行焊接，焊接接头为对接接头形式，坡口形状及尺寸如图1 所示.为保证较大的熔深和良好的焊缝成形，采用激光在前、MIG 电弧在后的位置排列方式，激光束前倾并与垂直方向成5°夹角，MIG 焊枪后倾并与焊板上表面成60°夹角，光丝间距为2 mm.焊件初始温度为20 ℃，层间温度为150 ℃，其它焊接工艺参数见表2.
表1 试验材料化学成分(质量分数，%)Table 1 The chemical composition of the experimental materials
表2 异种钢焊接工艺参数Table 2 Process parameters of dissimilar steels welding
图1 坡口形状示意图(mm)Fig.1 Schematic diagram of groove shape
采用OLYMPUS SZ61 体视显微镜观察焊缝截面宏观形貌，并测量焊缝的熔宽和熔深.采用Zeiss Gemini SEM 300 场发射扫描电镜观察焊接接头不同区域的显微组织.采用莱州华银HV-1000 显微维氏硬度计沿图2 所示的L1(穿过电弧作用区)和L2(穿过激光作用区)两条直线测定接头的硬度分布，硬度测点间距0.2 mm，试验载荷为1.96 N，加载15 s.
图2 硬度测量示意图Fig.2 Schematic diagram of hardness measurement
为研究激光功率对焊接接头的影响，在上部焊缝激光作用区部位进行取样，根据国家标准GB/T 228.1—2021，采用三思UTM5105 拉伸试验机对复合焊接头进行拉伸试验，拉伸试样具体尺寸如图3所示.根据国家标准GB/T 229—2020，采用三思PTM 2302-B 摆锤式冲击试验机进行0 ℃夏比V 形缺口冲击试验，复合焊接头冲击试样尺寸为55 mm ×10 mm × 10 mm，缺口位于焊缝中心.采用Zeiss Gemini SEM 300 场发射扫描电镜对拉伸试样和冲击试样的断口形貌进行观察.
图3 拉伸试样示意图(mm)Fig.3 Schematic diagram of tensile specimens
2.1 焊缝宏观形貌
因四组试验中打底焊参数相同，故以盖面焊缝为研究对象，分析激光功率对焊缝形貌参数变化的影响.盖面焊缝形貌特征参数表示方法如图4 所示,焊缝形貌参数随激光功率的变化规律如图5 所示.随着激光功率的增加，盖面焊缝熔宽B、熔深HT、电弧区熔深HA和激光区熔深HL均有不同程度的增加，只是电弧区熔深HA增加幅度较小.当激光功率大于3 kW 时，HL明显增加，焊缝呈明显的钉状.此时激光束与电弧的协同作用较为显著，激光的能量利用率较高，小孔效应明显，激光可以到达更深的部位.
图4 焊缝形貌参数Fig.4 Schematic drawing of weld geometry parameters
图5 不同激光功率下焊缝形貌参数Fig.5 Weld geometry parameters with different laser powers
2.2 焊接接头显微组织
图6 为X80 和X100 管线钢母材的显微组织.可以看出，两种管线钢母材显微组织均由准多边形铁素体(quasi-polygonal ferrite,QPF)和粒状贝氏体(granular bainite,GB)组成，但X100 管线钢中的GB 含量略多于X80 管线钢.
图6 母材显微组织SEM 照片Fig.6 SEM micrographs of base metals.(a) X80 pipeline steel;(b) X100 pipeline steel
为研究激光功率对焊接接头显微组织变化的影响，考察盖面焊缝及其热影响区(heat affected zone,HAZ)的显微组织变化.
图7 为2.0 kW、3.5 kW 激光功率下的盖面焊缝显微组织.激光功率为2.0 kW 时，电弧区焊缝组织由针状铁素体(acicular ferrite,AF)、GB 和侧板条铁素体(ferrite side plate,FSP)组成，激光区焊缝组织由条状贝氏体(lath bainite,LB)、GB 和AF 组成.当激光功率增加至3.5kW 时，电弧区焊缝组织中含有较多的AF、FSP 和少量的GB，激光区焊缝组织为较多的AF 和少量的GB.可以看出，随着激光功率增加，焊接熔池的冷却速度下降，导致激光区焊缝显微组织中AF 数量增加，LB 数量减少.
图7 不同功率下焊缝显微组织Fig.7 Microstructures of weld metal with different laser powers.(a) arc zone (2.0 kW);(b) laser zone (2.0 kW);(c) arc zone (3.5 kW);(d) laser zone (3.5 kW)
图8、图9 分别为2.0 kW、3.5 kW 激光功率下盖面焊HAZ 显微组织.不同激光功率下的X80 侧和X100 侧电弧区部位的粗晶热影响区(coarse grained heat affected zone,CGHAZ)显微组织差别不是很大，而激光区部位的显微组织存在较大的变化.激光区CGHAZ 的显微组织类型基本相同，均由LB 和GB 组成，区别在于X100 侧CGHAZ 中LB 的数量相比X80 侧更多一些.X100 侧FGHAZ主要由LB、GB 和QPF 组成；
X80 侧FGHAZ 显微组织则主要为GB 和QPF，几乎看不到LB.当激光功率从2.0 kW 增大至3.5 kW 时，激光区CGHAZ的晶粒尺寸有所增加，显微组织明显变得更加粗大，并且两侧的CGHAZ 中GB 含量增加、LB 含量下降，FGHAZ 中QPF 含量略有增加.
图8 热影响区显微组织(P=2.0 kW)Fig.8 Microstructures in HAZ (P=2.0 kW).(a) arc zone CGHAZ (X100 side);(b) arc zone CGHAZ (X80 side);(c)laser zone CGHAZ (X100 side);(d) laser zone CGHAZ (X80 side);(e) laser zone FGHAZ (X100 side);(f) laser zone FGHAZ (X80 side)
图9 热影响区显微组织(P=3.5 kW)Fig.9 Microstructures in HAZ (P=3.5 kW).(a) arc zone CGHAZ (X100 side);(b) arc zone CGHAZ (X80 side);(c)laser zone CGHAZ (X100 side);(d) laser zone CGHAZ (X80 side);(e) laser zone FGHAZ (X100 side);(f) laser zone FGHAZ (X80 side)
2.3 硬度分布
图10 为不同激光功率下复合焊接头电弧区(L1线)和激光区(L2线)的硬度分布.可以看出，焊缝两侧硬度分布并不对称，电弧区L1线和激光区L2线的最高硬度值均出现在X100 管线钢母材一侧的熔合区部位，电弧区焊缝硬度和两侧母材硬度相差不大，激光区焊缝硬度略高于两侧母材.电弧区和激光区最高硬度值均未超过ISO 3 183标准的硬度上限值325 HV，因此复合焊接头的淬硬倾向不是很大.随着激光功率增加，电弧区HAZ 最高硬度值从295 HV 降至287 HV，电弧区焊缝的硬度变化不大；
激光区HAZ 最高硬度从291 HV 降至277 HV，激光区焊缝硬度有所降低.激光功率增大后，焊缝和HAZ 的冷却速度降低[11]，焊缝和HAZ 显微组织淬硬倾向降低，焊缝中LB 的含量降低、AF 含量增加，熔合区附近的显微组织中LB 含量下降、GB 含量增加，因此硬度水平有所降低.
图10 不同激光功率下复合焊接头硬度分布Fig.10 Hardness distribution in hybrid welded joints with different laser powers.(a) line L1;(b) line L2
2.4 焊接接头的力学性能
2.4.1 拉伸性能
不同激光功率下拉伸试验结果如表3 所示，焊接接头拉伸试样断裂位置如图11 所示.不同激光功率下复合焊接头拉伸试样的断裂位置均为X80管线钢一侧的母材，断后抗拉强度范围在675.5～688.6 MPa 之间，相差不大.说明X80/X100 异种钢复合焊的焊缝强度高于X80 管线钢母材，接头强度取决于X80 管线钢母材.
表3 复合焊接头拉伸试验结果Table 3 Tensile test results of the hybrid welded joints
图11 拉伸试样断裂位置Fig.11 Fracture locations of tensile specimens
2.4.2 冲击韧性
不同激光功率下试样的冲击试验结果如表4所示.复合焊接头试样的冲击吸收能量在93.7～119.0 J 之间，随着激光功率增大，焊缝冲击吸收能量呈下降趋势.这是因为当激光功率从2.0 kW 增加到3.5 kW 时，一方面因总热输入增加，焊缝晶粒变得粗大，电弧区焊缝部分的FSP 数量增加，可能导致韧性变差；
另一方面，由于激光区焊缝中LB 减少、AF 含量增加，而AF 含量增加则有利于改善韧性.综合分析看，焊缝韧性下降应为电弧区焊缝组织粗化导致.图12 为不同激光功率下的冲击试样断口形貌，可以看出断口由大量韧窝构成，属于韧性断裂.
表4 冲击试验结果Table 4 The results of impact test
图12 不同激光功率下的断口形貌Fig.12 Fracture morphology with different laser powers.(a) P=2.0 kW;(b) P=2.5 kW;(c) P=3.0 kW;(d) P=3.5 kW
(1) 2.0 kW 至3.5 kW 激光功率下，X80/X100异种钢激光-MIG 复合焊接可以获得良好的焊缝成形.激光功率对盖面焊激光区焊缝尺寸影响较大，随着激光功率增加，电弧区熔深变化不大，激光区熔深明显增加.
(2) 激光功率对盖面焊激光区的显微组织影响较大，当激光功率从2.0 kW 增加至3.5 kW 时，激光区焊缝中AF 含量明显增加，LB 含量显著减小；
激光区CGHAZ 的晶粒尺寸增加，焊缝两侧的CGHAZ 中GB 含量增加、LB 含量下降.
(3) 电弧区焊缝硬度与两侧母材硬度水平相当，激光区焊缝硬度较高，电弧区和激光区部位的最高硬度出现在X100 侧的熔合区部位，电弧区和激光区最高硬度值均未超过325 HV，接头的淬硬倾向不是很大.随着激光功率增大，焊接接头最高硬度下降.
(4) 不同激光功率下X80/X100 复合焊接头的抗拉强度在675.5～ 688.6 MPa 之间，与X80 管线钢母材相当，焊缝强度高于X80 管线钢;激光功率从2.0 kW 增加到3.5 kW 时，X80/X100 复合焊接头的韧性从119.0 J 降至93.7 J，冲击试样断口均呈现大量的韧窝，为韧性断裂;.
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