工程機械用Q690D鋼板焊后中心開裂原因及改善

李 偉，李新宇，于 濤，許繼勇

（五礦營口中板有限責任公司 遼寧省中厚板專業技術創新中心，遼寧 營口115000）

1 前言

Q690D鋼屬于高強度焊接結構鋼，常以調質狀態交貨，因其具有較高的強度、良好的低溫韌性、優良的冷成形性及焊接性能，而被廣泛應用于工程機械方面，如液壓支架、起重機、平板運輸車等。此外由于工程機械設備一般服役于較惡劣的工作環境，為保穩定可靠性，則需焊接結構件具有足夠高的強度以應對使用過程中不斷變換的各種動、靜載荷，而其重要決定因素則為組裝成焊接結構件的原工件強度及焊接質量。

高強鋼在制造加工為結構件的過程中，若鋼板自身出現中心裂紋，將破壞本體整體的連續性，使機械性能波動下降，同時導致結構件在后續服役過程中較易出現脆斷、疲勞破壞和腐蝕破壞，進而嚴重影響使用壽命且無法保證使用時的安全穩靠性，將留下隱患甚至造成巨大損失。而通過研究發現，導致鋼板產生中心開裂的因素較為多樣，如焊接工藝過程造成的焊接裂紋或者母材自身存在嚴重的中心偏析、夾雜物、帶狀組織、孔洞缺陷造成的層狀撕裂等。為此，本文采用多種檢測手段，對Q690D鋼焊后中心開裂原因進行深入探究及理論分析，并提出相應的工藝改進措施，從而對高強鋼Q690D的生產實踐具有重要意義。

2 試驗材料及方法

本試驗材料為國內某5000 mm寬厚板廠生產且厚度規格25 mm的Q690D調質鋼板，其主要生產工藝路線：鐵水預處理→轉爐煉鋼→LF（精煉）→RH（真空）→連鑄→坯料加熱→軋制→DQ（在線淬火）→回火。該批次高強鋼板被終端用戶焊接加工成液壓支架，其主要焊接工藝為焊前預熱并采用（80%Ar+20%CO2）混合氣體進行保護焊接，焊接電流約為280 A，焊接速度控制在320～360 mm/min。經上述工藝焊接后，發現在距T型焊接區約100 mm位置處鋼板產生中心開裂，而T型焊接區及其他區域則未出現開裂現象。為進一步分析研究，對開裂區進行鋸切、取樣。在取樣板沿板厚約1/2位置處出現一條長為22 mm的直線裂紋，裂紋方向與鋼板軋制方向平行并向兩端擴展，裂紋明顯，開裂程度較嚴重。

為對鋼板開裂原因進行針對性分析，對取樣板進行試樣加工并按照標準GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》、GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》、GB/T 5313—2010《厚度方向性能鋼板》和GB/T 226—2015《鋼的低倍組織及缺陷酸蝕檢驗法》中規定，分別進行常規拉伸、沖擊、Z向拉伸和酸浸低倍試驗，同時采用ZEISS光學顯微鏡、JSM-6480LV型掃描電鏡觀察試樣微觀組織及斷口形貌，采用EDS能譜儀對夾雜物進行檢測分析。

3 試驗過程及結果

3.1 冶金質量分析

查取該批次鋼板其連鑄坯的斷面冷酸蝕檢驗日志發現，連鑄坯中心偏析為C類1.0級、無中間裂紋、中心疏松等質量缺陷。此外對Q690D鋼取樣板進行低倍冷酸蝕檢驗，未見明顯偏析現象，組織均勻致密，無肉眼可見的裂紋、氣泡、結疤等宏觀缺陷，鋼板內部質量未發現明顯異常。

對取樣板進行氣體含量分析，結果［H］為4×10-6、［O］為30×10-6、［N］為57×10-6?？梢?，鋼中［O］氣體含量處于較低水平，而［H］和［N］氣體含量相比偏高，這可能與冶煉溫度過高、RH真空保持時間偏短、連鑄過程鋼液吸氣嚴重等因素有較大關系，后續進行針對性改進優化。

3.2 成分及性能分析

對取樣板進行全元素光譜分析，如表1所示。鋼中化學成分符合標準要求，各元素含量控制正常，其中對于P、S有害元素，已限制在較低水平，避免了其可能衍生形成大量夾雜物造成鋼板各類質量風險。對試樣按標準要求進行力學性能檢測，如表2所示。由檢驗結果可見，取樣板的強度、沖擊性能與Q690D鋼出廠檢驗性能一致，均滿足國家標準要求，且余量富足，表現出具有良好的強韌性能。鑒于此塊鋼板發生中心開裂，對取樣板進行厚度方向拉伸測試，發現其Z向斷面收縮率偏低，僅為9.8%，這表現該鋼板的抗層狀撕裂能力薄弱，厚度方向性能較差。

表1 取樣板的化學成分分析（質量分數）%

表2 取樣板的力學性能分析

3.3 金相組織分析

對試樣進行磨制、拋光后金相觀察，由圖1a可見，鋼板主要出現夾雜物為A類硫化物1.0級、D類單顆粒1.0級，夾雜物級別整體較低。對試樣采用4%濃度硝酸酒精溶液進行腐蝕、金相觀察。由圖1b～d可見，鋼板近表、1/4、1/2位置組織均為回火索氏體，屬于正常組織類型。其中在板厚1/4位置，可見幾處帶狀組織，經評定為2.5級。在板厚1/2處，可見明顯的裂紋缺陷，同時觀察發現，裂紋附近位置的組織與基體未開裂處無明顯差異。

圖1 取樣板的夾雜物形貌及沿厚度方向的顯微組織

3.4Z向斷口分析

對Z向斷口進行掃描分析，如圖2所示。圖2a為Z向斷口宏觀形貌，斷口整體呈韌脆混合型斷裂，同時可見斷口外圍無明顯剪切唇，中心位置存在大面積且平坦的脆性斷裂區，表現其Z向性能較差。圖2b為韌性斷裂區的微觀形貌，發現斷口內部存在大量的孔洞缺陷，經分析這主要與鋼中氫、氮氣體含量高有關。這些氣孔將導致鋼板在受Z向拉應力作用時，應力在孔洞處集中，隨著拉應力的增大，優先在孔洞處形成裂紋并不斷擴展延伸，從而嚴重惡化了鋼板Z向性能。圖2c顯示在孔洞深處分布著細小球狀夾雜物，結合圖2d能譜分析曲線可知，主要為硫化鈣與鈣鋁酸鹽形成的雙相夾雜，根據相關研究發現，這種細小的夾雜物一般對鋼板Z向性能的不利影響較小。圖2e為脆性斷裂區的微觀形貌，可見該區域組織呈浮云狀，但進行能譜分析未發現異常，如圖2f。據相關研究顯示，這是因鋼中氫含量過高，在后續爐內加熱時，加快氫的往復流動及對組織表面的化學作用，使得氣體聚集位置變得光滑圓鈍，從而斷裂后在掃描電子顯微鏡下呈現浮云狀。

圖2 Z向試樣斷口觀察

4 討論分析

結合以上低倍、氣體、成分、機械性能、夾雜物、組織和斷口分析確認，導致高強鋼Q690D焊接后中心開裂的根本原因為鋼中氣體含量偏高所致，其具體影響主要在以下兩個方面：一是由于鑄坯內部氣體含量較高，氣體在偏析或夾雜物等缺陷位置發生聚集，破壞了基體的連續性，導致材料內部尤其是鋼板心部位置結合力減弱；二是氣體高導致鑄坯內部產生微小氣泡。在軋制過程中，一部分微小氣泡發生破裂并得到焊合，而另一部分未能焊合，則在鋼板內部形成孔洞缺陷。在后續被焊接加工時，因受到不均勻的加熱與冷卻作用，將產生較大的焊接應力。而鋼板在焊接拘束應力的撕扯作用下，將在缺陷位置發生層狀撕裂，導致沿心部開裂，這與Z向斷口研究結果一致。

工藝改善優化：要求RH真空度＜67 Pa。增加RH真空保持時間，保證脫氣效果。優化改進中間包烘烤，加強中間包周轉，減少鑄坯氣孔缺陷。嚴格保護澆注，控制氬氣流量，防止水口吸氣，同時確保大包水口自開，嚴禁敞澆，防止鋼水二次污染，進而避免鋼水質量惡化。

5 改善效果

通過采用改善措施后，鑄坯內部質量得到明顯提升，同時鋼中［H］氣體含量可控制在1.5×10-6以內，［N］氣體含量可控制在40×10-6以內，為后續軋成優質鋼板提供條件。此外，重點對改善后的高強鋼Q690D進行了Z向拉伸檢驗，此時面縮率達到了32.6%，同時由宏觀斷口圖3a可見，斷口發生一定量地縮頸，且斷口中心區域為纖維組織，外圍出現較大比例的剪切唇；由顯微斷口圖3b可見，主要呈韌窩狀，為典型的韌性斷裂，以上各特征表現出了其具備較好的Z向性能。結合Q690D鋼各項優異的理化性能，驗證了改善措施的有效性，并且保證了鋼板在后續生產、加工及服役過程中的安全可靠性。

圖3 改善后的Z向試樣斷口觀察

6 結論

6.1 通過對中心開裂的Q690D鋼進行了物化檢驗及理論分析，發現鋼中氫、氮氣體含量偏高，破壞了基體連續性，并產生大量孔洞，進而惡化鋼板內部結構與整體性能，是導致焊后產生裂紋的根本原因。

6.2 通過Z向拉伸試驗，鋼板抗層狀撕裂能力較差，同時韌斷區存在大量孔洞缺陷，脆斷區組織呈浮云狀，進一步驗證了鋼中高氣體含量將嚴重影響鋼板組織及力學性能。

6.3 通過改進與優化煉鋼制程工藝，鋼中氣體含量得到有效降低，鑄坯質量明顯提升，軋后鋼板各項性能優異。