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近年来，高硫高酸的原油运输引发的货油舱(COT，cargo oil tanks)腐蚀失效事故频发，导致巨大经济损失的同时引发生态系统的破坏[1-3]，因而船体腐蚀问题已经成为制约船舶发展的关键问题[4]. 油船COT内腐蚀环境十分复杂，采用传统钢材建造油舱，油舱内部需要进行涂层防腐处理[5-7]. 随着近年来国际海事组织(IMO)对船舶安全、环保和节能要求的不断提高，耐蚀钢已成为IMO 油船COT涂层标准唯一的等效替代方案[8]. 目前国内外对于COT耐蚀钢的焊接研究主要集中在电弧焊、埋弧焊和气体保护焊工艺方面[9, 10]，对焊接接头进行了成分、组织等因素对腐蚀性能的研究，并取得了一定的成果[11, 12]，但对基于IMO标准的耐蚀钢激光-电弧复合焊接头的相关研究鲜见报道.
对于中厚板来说，传统弧焊坡口面积大，焊接工程量大，焊接效率低，同时焊接热输入大，导致焊接变形较大；而纯激光焊接由于聚焦光斑较小，对工件接头的装备精度要求较高，且激光器及焊接系统价格昂贵，成本较高. 激光-MIG电弧复合焊将激光与电弧两种热源有机结合，既充分发挥各自的优势，又弥补了两者自身的不足，达到1 + 1 > 2的效果，具有焊接效率高、热输入小及间隙适应性好等优点[13, 14]. 与单独的激光焊接/电弧焊接相比，激光-MIG电弧复合焊接生产效率高、间隙容忍度大且接头综合性能好[15]. 激光-MIG电弧复合焊由于激光和电弧作用于同一熔池，电弧的加入使得材料对激光的反射降低，激光对电弧具有一定的引导和稳定作用，因此，二者协同作用相对于单一的弧焊或者激光焊，具有更广阔的应用空间.
文中以COT船用12 mm厚的DH36钢对接接头为研究对象，进行激光-MIG复合焊接，研究送丝速度对接头组织和性能的影响，为船用耐蚀钢激光焊接的实际应用提供理论基础.
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试验材料为12 mm厚DH36耐蚀钢板，试板尺寸为150 mm × 130 mm. 焊接时填充直径1.2 mm的实芯焊丝GH650NS，耐蚀钢与焊丝的化学成分如表1所示. 接头采用Y型坡口，坡口角度为60°，钝边高度为8 mm，焊接过程中使用Ar作为保护气，其纯度可达99.9%.
表 1 DH36钢及焊丝的化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of experiment steel and filler wire
C Si Mn P S Al Ti Sb Cu Ni Cr 母材 0.098 0.28 1.08 0.011 0.002 0.025 0.014 0.082 0.024 1 0.247 — 焊丝 0.061 0.47 1.45 0.010 0.002 0.022 0.012 0.081 0.024 2 0.200 — 焊接时采用IPG公司生产的YSL-10000激光器，其额定输出功率为10 000 W，聚焦时光斑直径为0.3 mm. 焊接过程中使用的机器手为KUKA，电焊机为Fronius焊机. 焊前需对钢板表面的防锈漆和油污分别采用钢丝刷和丙酮进行打磨和清洗处理.
为了避免焊接过程产生开裂，先对接头首尾处进行点焊，然后再进行激光-MIG复合焊接试验.激光功率为7.9 kW，焊接速度为78 cm/min，离焦量为0 mm，光丝间距为2 mm恒定不变时，将送丝速度由7.0 m/min增加至8.5 m/min，研究送丝速率对接头成形、微观组织及接头性能的影响.
焊后，采用线切割将接头切成20 mm × 10 mm的试样，进行研磨、抛光，然后用4%的硝酸酒精溶液进行腐蚀，制备金相试样. 利用SZ61体视显微镜观察焊缝的横截面形貌；利用OLYMPUS BX51M卧式金相显微镜(OM)观察试样接头的微观组织；采用SU3500扫描电镜(SEM)观察接头不同区域及断口形貌；采用MTS810型拉伸机试验机进行拉伸试验，加载速率为1.0 mm/min，每个工艺参数测试三个试样，结果取平均值；在三电极体系的PARSTAT-2273电化学工作站进行接头焊缝金属的极化曲线测试，腐蚀液为10 wt.%的NaCl溶液，PH = 0.85. 动电位极化曲线测量时，扫描速度为0.5 mV/s，扫描区间为 ± 250 mV(相对于自腐蚀电位).
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在其它焊接参数不变的条件下，当送丝速度从7.0 m/min增加到8.5 m/min时，接头横截面的成形如图1所示. 由图可知，四种送丝速度下接头均获得了全熔透的“高脚杯”状焊缝，焊缝中上部为电弧作用区域，由于弧柱直径较大，且能量分散，在工件表面作用时形成熔深浅、熔宽大的焊缝；下部焊缝为激光作用区域，由于激光束能量密度集中，光斑直径较小，作用在工件表面时产生匙孔效应，熔深增大、熔宽小[16].
图 1 不同送丝速度下接头的横截面成形
Figure 1. Cross-section of joints at different filler wire speeds
焊缝熔深主要取决于激光功率，由于激光功率固定不变，因此激光焊缝熔宽和熔深变化较小. 可见，接头呈现了激光与电弧两种热源协同作用形成的典型焊缝. 焊缝表面形成了一定的余高，在一定程度上改善了单束激光焊缝易出现的凹陷缺陷.随着送丝速度的增加，焊缝熔宽不断增大，这是由于在激光-MIG复合焊接过程中，采用一元模式，调节送丝速度即调控了焊接的电流及电压，增加送丝速度即增加了MIG电弧的功率. 在激光热输入不变的条件下，增加了复合焊接的热输入
图2为不同送丝速度对焊缝形状尺寸的定量影响. 由图2可知，当送丝速度由7.0 m/min增加至8.5 m/min时，电弧焊缝的熔宽W1从8.44 mm增加到10.03 mm，激光焊缝区的熔宽略有增加，W2从1.63 mm增加至2.09 mm，但复合焊接头的熔深、余高深度几乎无变化. 这是由于当送丝速度从7.0 m/min增加至8.5 m/min时，电弧电压及电流由U = 19.5 V，电流I = 169 A增加到U = 25.7 V，电流I = 228 A，即MIG电弧功率从P = 3 295.5 W增大到P = 5 859.6 W，说明电弧热源焊接热输入显著增加，导致了MIG电弧的弧柱直径增大，在接头上的作用面积增加，从而导致电弧焊缝宽度的明显增加. 这与激光-MIG电弧复合焊接文献报道一致，焊缝的熔宽取决于电弧弧柱的宽度[17]. 此外，观察还发现，改变送丝速度对焊缝熔深的影响较小，这说明，电弧能量在接头成形中对接头的熔深起辅助作用，且电弧功率不宜过大，复合焊接头的熔深主要还是受激光热输入大小的影响，由于激光热输入不变，因而增加送丝速度对焊缝的熔深几乎没有影响.
图 2 不同送丝速度下接头的熔宽、余高和电弧区熔深变化
Figure 2. Weld bead dimensions at different filler wire speeds
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图3为耐蚀钢DH36母材的微观组织形貌. 由图3a可知，母材组织呈现了明显的具有轧制特征的流线组织形貌. 观察图3b高倍SEM组织发现，母材DH36主要由铁素体和珠光体组织组成，珠光体呈片层状的沿着轧制的流线分布，在这珠光体之间分布着晶粒尺寸在0.9 μm ~ 12.7 μm之间等轴晶铁素体.
图 3 DH36钢的组织形貌
Figure 3. Microstructures of DH36 steels
图4为激光-MIG复合焊接DH36耐蚀钢焊缝区的组织形貌. 与母材相比，激光-MIG复合焊接后，焊缝组织发生了显著的变化. 在四种送丝速度下，焊缝组织出现了多种形态的铁素体和一定量的贝氏体，包括沿晶界析出的先共析铁素体(GBF)和出现于晶内的针状铁素体(AF)，还出现了贝氏体组织，珠光体则完全消失. 一般认为，GBF会使焊缝金属的韧性下降，而AF则可显著改善焊缝韧性[18].
图 4 不同送丝速度焊缝的微观组织
Figure 4. Microstructures of the welds at different filler wire speeds
上述DH36耐蚀钢焊缝组织的形成可用低合金钢焊缝金属连续冷却的转变相图来解释：随着焊缝金属的冷却，完全奥氏体化的金属在冷却转变的过程中，转变产物的先后顺序一般为：晶界先共析铁素体、侧板条铁素体、针状铁素体、贝氏体等. 由于焊缝金属的凝固是非平衡转变，一般珠光体转变量非常小，因此焊缝没有珠光体形成. 此外，在熔池的冷却速度很快时，焊缝中更易于形成针状铁素体. 由图4a可见，AF的数量较多，而在图4b，4c和4d中数量较少. 随着送丝速度的增加，MIG电弧热输入增加，熔池的冷却速度降低，因而送丝速度为7.0 m/min焊缝金属内形成的AF数量最多.
图5为DH36激光-MIG复合焊热影响区组织.在四种送丝速度下，热影响区组织的物相主要由铁素体、珠光体和少量的粒状贝氏体组成.与焊缝不同的是，热影响区的组织中有珠光体、贝氏体的形成，这是由于焊接加热过程中热影响区形成的过冷奥氏体，在冷却过程中发生分解转变.在焊接热循环作用下，碳和铁原子扩散较容易，出现扩散相变时形成了珠光体，随着温度进一步降低，形成了贝氏体[18].
图 5 不同送丝速度下接头HAZ的组织形貌
Figure 5. Microstructures of heat affected zone at different filler wire speeds
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图6为不同送丝速度对接头拉伸性能的影响.由图6a可见，当送丝速度由7.0 m/min增加至8.5 m/min时，接头的抗拉强度和屈服强度在554 ~ 560 MPa，466 ~ 474 MPa范围内变化，而接头延伸率从16.5%减小至8.8%，如图6b所示. 由此可见，改变送丝速度对接头的抗拉强度和屈服强度影响不大，这与雷振等[19]的研究结果一致。然而，送丝速度的增加却降低了接头的延伸率，这表明MIG电弧功率或热输入的增加，降低了接头的塑性.接头延伸率发生改变的根本原因在于不同送丝速度引起的接头焊缝金属组织中针状铁素体的含量差异导致的[18]. 这与前面焊缝金属组织形态特征的结果是一致的. 由图4已知，四种送丝速度下，接头组织中的针状铁素体含量不同，当送丝速度为7.0 m/min时，针状铁素体的含量最多，具有良好的塑韧性，而8.0 m/min条件下针状铁素体的含量较少.
图 6 不同送丝速度下接头的拉伸性能
Figure 6. Tensile properties of the welded joints at different filler wire speeds
图7为不同送丝速度对DH36耐蚀钢激光-MIG复合焊接头显微硬度的影响. 由图7可见，当送丝速度由7.0 m/min增加至8.5 m/min时，接头的显微硬度变化趋势类似，焊缝区的显微硬度最大，可以达到364 HV，其次是热影响区，最低的是母材. 这是因为焊缝区组织为先共析铁素体、针状铁素体和贝氏体，而热影响区主要是等轴状的铁素体、珠光体和少量的粒状贝氏体组织. 而显微硬度与微观组织间存在如下关系：马氏体 > 贝氏体 > 珠光体 > 铁素体[21].
图 7 不同送丝速度下接头的显微硬度
Figure 7. Micro-hardness of the welded joints at different filler wire speeds
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采用PARST-2273电化学工作站对不同送丝速度下获得的DH36耐蚀钢激光-MIG复合焊接头在货油舱下底板模拟腐蚀环境下进行了极化曲线测试，四种不同送丝速度焊缝金属的极化曲线结果如图8所示. 对极化曲线的Tafel区进行拟合，得出自腐蚀电位和腐蚀电流密度，结果如表2所示.
表 2 不同送丝速度下焊缝电化学参数拟合结果
Table 2. Fitting results of electrochemical parameters of welded joints at different filler wire speeds
送丝速度v/(m∙min−1) 自腐蚀电位ESCE/V 自腐蚀电流logI(μA∙cm−2) 7.0 -0.4995 70.7946 7.5 -0.4802 42.6580 8.0 -0.4914 51.2861 8.5 -0.4913 53.7032 
图 8 不同送丝速度下接头的极化曲线
Figure 8. Polarization curves of the welded joints at different filler wire speeds
由图8可知，当送丝速度为7.5 m/min时，自腐蚀电位为−0.480 2 V，此时自腐蚀电流密度最小，为42.658 0 μA/cm2，腐蚀倾向最低；在送丝速度为7.0 m/min时，腐蚀电位为−0.499 5 V，此时自腐蚀电流密度最大，为70.794 6 μA/cm2，腐蚀倾向最大. 这与焊缝金属内部出现的针状铁素体(AF)组织本身有关. 焊缝金属固态相变中，AF组织是通过切变机制形成的，转变过程中有剧烈的塑性变形发生，伴随产生大量的位错，在位错处形成腐蚀孔并不断长大的几率远较无位错处的金属表面为大，腐蚀孔的形成更易于发生在位错部位[22]. 因此，送丝速度为7.0 m/min时腐蚀倾向最大.
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(1) 四种不同送丝速度下DH36耐蚀钢激光-MIG复合焊接头均获得了全熔透的“高脚杯”状焊缝，且随着送丝速度的增加，焊缝的宽度逐渐增加，在电弧区焊缝熔宽由8.44 mm增加至10.03 mm，在激光区焊缝熔宽由1.63 mm增加至2.09 mm.
(2) 不同送丝速度下焊缝金属组织形成了先共析铁素体(GBF)、针状铁素体(AF)和少量的贝氏体(B)组织，随着送丝速度的增加，针状铁素体的形态和数量发生变化；热影响区的物相均包含铁素体(F)、珠光体(P)和少量的贝氏体(B).
(3) 改变送丝速度对接头的抗拉强度和屈服强度影响不大，但对接头延伸率有重要的影响，送丝速度的增加降低了接头的延伸率.
(4) 当送丝速度为7.5 m/min时，自腐蚀电位为−0.480 2 V，此时自腐蚀电流密度最小，为42.658 0 μA/cm2，腐蚀倾向最低；在送丝速度为7.0 m/min时，腐蚀电位为−0.499 5 V，此时自腐蚀电流密度最大，为70.794 6 μA/cm2，腐蚀倾向最大.
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摘要: 为探索12 mm厚DH36船用耐蚀钢对接用光纤激光-MIG复合焊接工艺，分析了四种不同送丝速度对接头成形、微观组织、拉伸性能及腐蚀性能的影响. 结果表明，在送丝速度为8.5 m/min时可获得成形优良的接头，随着送丝速度的增加，电弧区和激光区焊缝的熔宽均增加. 焊缝区主要由针状铁素体、先共析铁素体和一定量的贝氏体组成，送丝速度对针状铁素体的形态和数量有显著的影响. 增加送丝速度对接头抗拉强度的影响不大，但减小了延伸率，接头延伸率最高达16.5%. 接头极化曲线测试表明，当送丝速度为7.5 m/min时，自腐蚀电流密度最小，腐蚀倾向最低.
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图 2 不同送丝速度下接头的熔宽、余高和电弧区熔深变化
Figure 2. Weld bead dimensions at different filler wire speeds
图 4 不同送丝速度焊缝的微观组织
Figure 4. Microstructures of the welds at different filler wire speeds
图 5 不同送丝速度下接头HAZ的组织形貌
Figure 5. Microstructures of heat affected zone at different filler wire speeds
图 6 不同送丝速度下接头的拉伸性能
Figure 6. Tensile properties of the welded joints at different filler wire speeds
图 7 不同送丝速度下接头的显微硬度
Figure 7. Micro-hardness of the welded joints at different filler wire speeds
图 8 不同送丝速度下接头的极化曲线
Figure 8. Polarization curves of the welded joints at different filler wire speeds
表 1 DH36钢及焊丝的化学成分(质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of experiment steel and filler wire
C Si Mn P S Al Ti Sb Cu Ni Cr 母材 0.098 0.28 1.08 0.011 0.002 0.025 0.014 0.082 0.024 1 0.247 — 焊丝 0.061 0.47 1.45 0.010 0.002 0.022 0.012 0.081 0.024 2 0.200 — 
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表 2 不同送丝速度下焊缝电化学参数拟合结果
Table 2. Fitting results of electrochemical parameters of welded joints at different filler wire speeds
送丝速度v/(m∙min−1) 自腐蚀电位ESCE/V 自腐蚀电流logI(μA∙cm−2) 7.0 -0.4995 70.7946 7.5 -0.4802 42.6580 8.0 -0.4914 51.2861 8.5 -0.4913 53.7032
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