摘 要:采用電子束偏向16Mn鋼側的方法對40mm 厚鐵素體不銹鋼板與16Mn鋼板進行電 子束焊接,研究了焊接接頭不同區域的顯微組織和沖擊韌性。結果表明:焊縫的顯微組織主要為板 條馬氏體,隨著距焊縫上表面距離的增大,焊縫的沖擊韌性降低,斷口呈現準解理和解理斷裂特征。 16Mn鋼側熱影響區的的組織主要由針狀鐵素體和羽毛狀上貝氏體組成,最大沖擊吸收功為113J,沖 擊韌性最好,斷裂類型為韌性和脆性混合斷裂;鐵素體不銹鋼側熱影響區組織均主要由鐵素體、馬 氏體和顆粒狀碳化物組成,沖擊吸收功在6~10J之間,沖擊韌性最差,斷裂類型為脆性斷裂,這與 粗化的鐵素體晶粒和脆性碳化物有關。

關鍵詞:異種鋼焊接;鐵素體不銹鋼;16Mn鋼;沖擊韌性;斷口形貌

中圖分類號:TG407 文獻標志碼:A 文章編號:1000-3738(2022)02-0035-08

0 引 言

隨著現代化工業的不斷發展,對材料的性能和 生產成本提出了更高的要求[1-2],而單一材料很難滿 足多樣化的環境需求。厚板異種鋼結構件的焊接是 制造大型船舶和汽輪機等設備不可缺少的工藝過 程,因此厚板異種鋼焊接具有良好的工業發展前景。 傳統的厚板焊接技術,例如多層多道電弧焊,具有焊 接周期長、接頭成形質量差等缺點,難以滿足愈加嚴 苛的制造要求[3-5]。相比于傳統厚板結構件焊接方 法,電子束焊接具有效率高、熱變形小、成形質量好 等優點,且焊接過程在真空室內進行,避免了空氣中 氧、氮等元素的污染,同時電子束焊接幾乎適用于所有金屬材料,尤其是異種鋼厚板[6]。

鐵素體不銹鋼具有良好的耐腐蝕性能,其耐氯 化物腐蝕性和導熱性能優于奧氏體不銹鋼,因此常 用于特殊的工作環境中[7-8],但鐵素體不銹鋼具有較 差的焊接性,特別是在熔焊過程中熱影響區存在鐵 素體粗大、碳化物析出等現象,導致韌性降低,這也 是制約鐵素體不銹鋼發展的一大因素。16Mn鋼中 的碳含量低,焊接性較好,同時具有較高的抗拉強 度,而且生產成本相對較低,普遍應用于各種工業生 產中。鐵素體不銹鋼和16Mn鋼的連接具有很高的 經濟價值和應用價值,但是目前未見有關鐵素體不 銹鋼和16Mn鋼厚板異種鋼電子束焊接的報道。隨 著鋼板厚度的增大,異種鋼之間的熱膨脹系數、熱導 率等性能參數的差異帶來的影響隨之放大,可能造 成焊接接頭兩側的顯微組織及力學性能存在較大差 異[9]。VERMA 等[10]研究發現,采用較低的焊接熱 輸入可以避免鐵素體不銹鋼基體晶粒過度長大。通 過電子束焊接厚板勢必需要很高的熱輸入,這就很 容易導致鐵素體不銹鋼發生脆化等現象,從而影響 整個焊接接頭的質量。為控制焊縫區域中鐵素體不 銹鋼母材的熔入量,作者通過電子束偏向16Mn鋼 側的方法對40mm 厚鐵素體不銹鋼板/16Mn鋼板 進行電子束焊接,研究了接頭不同區域處的顯微組 織和力學性能,為厚板異種鋼焊接的工業應用提供 試驗數據。

1 試樣制備與試驗方法

焊接母材為尺寸300 mm×200 mm×40 mm 的16Mn鋼板和鐵素體不銹鋼板,二者的化學成分 見表1。采用 Probeam K110型高壓真空電子束焊 機進行全熔透對接試驗,焊前通過角磨機打磨鋼板 長度方向待焊面周圍區域,去除氧化皮,并用乙醇擦 洗。在鋼板底 面 對 接 處 預 焊 2 條 長 10 mm、深 約 1mm 的焊縫用來固定鋼板。正式焊接前進行參數 優化試驗,異種金屬的磁場可能引起電子束偏離,導 致焊接接頭局部區域不熔[11],同時需要控制焊縫區 域中鐵素體不銹鋼母材的熔入量,因此在電子束焊 接時適當偏移電子束向16Mn鋼側。確定最終的焊 接工藝參數:加速電壓120kV,電流100mA,焊接 速度5mm·s-1,束偏移量(向16Mn鋼側)1.5mm。

采用線切割方法在異種鋼焊接接頭上以焊縫為 中心截取金相試樣,取樣位置如圖1中的區域Ⅰ、 Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ,與焊接接頭上表面的垂直距離分別為5, 15,25,35mm。金相試樣經打磨、拋光后,在 CuCl2 鹽酸酒精溶液(10gCuCl2+50mL濃鹽酸+50mL 乙醇)中 腐 蝕 50s,在 HitachiS3400 型 掃 描 電 鏡 (SEM)下觀察不同區域的顯微組織。按照 GB/T 228.1-2010,在異種鋼焊接接頭上的區域 Ⅰ、Ⅱ、 Ⅲ、Ⅳ處以焊縫為中心垂直于焊接方向以及母材處 圖2 拉伸試樣的尺寸 Fig.2 Sizeoftensilespecimen 截取拉伸試樣,拉伸試樣的尺寸如圖2所示,采用 Zwick/RoellZ100型電子萬能材料試驗機進行室溫 拉伸試驗,拉伸速度為1mm·min-1,相同區域處截 取3個平行試樣,取試驗結果的平均值。在異種鋼 焊接接頭上的區域Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ處垂直于焊接方向 截取 V 型缺口沖擊試樣,沖擊試樣尺寸為55mm× 7.5mm×7.5mm,V 型缺口深度為1.5mm,缺口分 別開在焊縫中心(缺口方向包括沿厚度方向與沿焊 接方向)、16Mn鋼熱影響區(沿厚度方向)、鐵素體 不銹鋼熱影響區和兩側母材處(沿厚度方向),采用 擺錘式沖擊試驗機在室溫下進行沖擊試驗,在掃描 電子顯微鏡下觀察沖擊斷口形貌,并用其附帶的能 譜儀(EDS)進行微區成分分析。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可 以 看 出,電 子 束 焊 接 接 頭 厚 度 方 向 不同區域焊 縫 的 組 織 均 主 要 為 板 條 馬 氏 體,這 是 因為電子束 具 有 很 高 的 能 量 密 度,以 一 定 的 速 度 轟擊到材料 表 面 會 產 生 巨 大 的 熱 能,表 面 材 料 在 很短的時間 內 完 成 熔 化 和 凝 固 的 過 程,在 凝 固 時 相轉變過程為液相→液相+δ鐵素體→δ鐵素體→ δ鐵素體+奧氏體→奧氏體→馬氏體,在區域Ⅰ中 還發 現 了 少 量 高 溫 鐵 素 體。 由 于 電 子 束 偏 向 16Mn鋼側,焊縫中鐵素 體 不 銹 鋼 熔 入 量 比 較 少, 并且熔池的快速冷卻過程可以抑制晶粒長大以及 脆性金屬間 化 合 物 的 析 出,因 此 合 金 元 素 主 要 以 固溶形式存在[12],焊縫中沒有碳化物生成。在熱 循環過 程 中 焊 縫 中 心 沿 厚 度 方 向 的 峰 值 溫 度 降 低,熔寬減 小,導 致 冷 卻 速 率 逐 漸 增 大,因 此 焊 縫 厚度方向,即 由 區 域 Ⅰ 到 區 域 Ⅳ 的 晶 粒 尺 寸 呈 降 低趨勢。焊 縫 底 部 峰 值 溫 度 最 低,且 熔 池 體 積 較 小,熱量可 快 速 傳 遞 至 兩 側 母 材,冷 卻 速 率 大,因 此焊縫底部的晶粒尺寸較小[13]。

由圖4可以看出:接頭區域Ⅰ、區域Ⅱ、區域Ⅲ 16Mn鋼側熱影響區組織均主要由針狀鐵素體和羽毛 狀上貝氏體組成,而底部區域Ⅳ組織則主要由針狀鐵 素體、羽毛狀上貝氏體、馬氏體和少量塊狀鐵素體組 成。在焊接過程中,靠近熔池邊界的母材隨著溫度的 升高轉變為奧氏體,經快速冷卻至500℃左右時鐵素 體從奧氏體晶粒內析出,呈針狀分布,同時部分過冷 奧氏體發生貝氏體轉變形成上貝氏體[14]。接頭底部 溫度梯度較小,熔池較窄,使得底部熱影響區峰值溫 度較低且具有更高的冷卻速率,導致部分過冷奧氏體 發生馬氏體轉變,同時在焊接過程中基體組織未完全 奧氏體化,焊后保留了一部分母材組織的特征,因此 底部16Mn鋼側熱影響區主要由針狀鐵素體、羽毛狀 上貝氏體、馬氏體和少量塊狀鐵素體組成。

由圖5可以看出,接頭厚度方向不同區域的鐵 素體不銹鋼側熱影響區組織均主要由鐵素體、馬氏 體和顆粒狀碳化物組成。在熱循環過程中,當溫度 達到860℃以上時,少量鐵素體轉變為奧氏體,熔合 線附近鐵素體不銹鋼側熱影響區處于δ鐵素體+奧 氏體兩相區,在隨后快速冷卻過程中奧氏體轉變為 形狀不規則的馬氏體[15],馬氏體的形態反映了高溫 時形成的奧氏體的形態;同時高溫鐵素體中碳的溶 解度降低,在晶內析出少量碳化物顆粒[8]。

2.2 拉伸性能

由表2可以看出,焊接接頭拉伸試樣均在鐵素 體 不銹鋼母材處斷裂,這表明焊縫區不是整個焊接接頭的薄弱區域。與母材相比,焊接接頭的斷后伸 長率明顯降低,斷后伸長率的降低主要與焊接接頭 的顯微組織有關,焊縫中的板條馬氏體具有較高的 硬度和較高密度位錯的亞結構,在一定程度上會阻 礙位錯運動[16-17],使得斷后伸長率較低。

2.3 沖擊韌性

由圖6可以看出,母材的沖擊吸收功沿厚度方 向降低,其中16Mn鋼的沖擊吸收功在 86~105J 之間,鐵素體不銹鋼在50~64J之間。不同缺口方 向焊縫區的沖擊吸收功具有相同的變化趨勢,即沿 厚度方向降低,且缺口沿焊縫厚度方向的沖擊吸收 功低于缺口沿焊接方向;區域Ⅰ和區域Ⅱ焊縫的沖 擊吸收功均高于100J,而區域Ⅲ和區域Ⅳ的沖擊吸 收 功均低于70J。16Mn鋼側熱影響區具有最高的沖擊吸收功,最大值為113J,且不同厚度處的沖擊 吸收功相差不大;鐵素體不銹鋼側熱影響區的沖擊 吸收功最低,在6~10J之間,沖擊韌性最差。

焊縫具有良好的韌性主要與馬氏體中的亞結構 有關[18]。由于母材含碳量較低,區域Ⅰ和區域Ⅱ焊 縫經快速冷卻后得到位錯型板條馬氏體,其亞結構 中存在低密度位錯區,為位錯提供了活動余地,具有 一定的抵抗變形的能力,因此沖擊吸收功均高于母材,韌性較好。焊縫中心不同區域的 EDS分析結果 如表3所示,焊縫中的鉻元素含量沿厚度方向增大, 部分馬氏體的亞結構轉變為孿晶型,位錯型馬氏體 含量減少[19]。相比于位錯型板條馬氏體,孿晶型板 條馬氏體不能發生塑性變形,因此隨著距焊縫上表 面距離的增大,焊縫抵抗變形的能力降低,沖擊吸收 功明顯降低[20]。缺口沿焊縫厚度方向的沖擊吸收 功低于缺口沿焊接方向,表明焊接接頭對于沿焊縫 厚度方向的沖擊更敏感。

相比于16Mn鋼母材,16Mn鋼側熱影響區具 有更好的韌性,組織中的針狀鐵素體可以有效阻止 裂紋的擴展,從而提高了該區域的強度[21]。鐵素體 不銹鋼側熱影響區的韌性很差,這是因為鐵素體不 銹鋼中較高的鉻含量使得鐵素體晶粒更容易長大, 從而產生粗晶脆化現象,導致該區域韌性較差、缺口 敏感性較大;組織中還存在少量碳化物脆性相,也會 使鐵素體不銹鋼的沖擊韌性明顯降低[16]。

2.4 沖擊斷口形貌

由圖7可以看出:焊縫沖擊試樣斷口中都存在 類解理小平面、撕裂棱和河流花樣,缺口沿焊接方向焊縫試樣承受的沖擊載荷垂直于焊接表面,裂紋在 擴展過程中經過的柱狀晶晶界面積更大,斷口表現 出明顯的沿晶斷裂特征,即存在更大密度的解理臺 階及撕裂棱,因此缺口沿焊接方向焊縫試樣的沖擊 吸收功相對較高;接頭上部(區域Ⅰ和區域Ⅱ)焊縫 沖擊試樣斷口中存在少量微孔,表現出明顯的準解 理斷裂特征,而下部(區域Ⅲ和區域Ⅳ)焊縫沖擊試 樣斷口中含有更大面積的河流花樣,更傾向于解理 斷裂,因此其沖擊韌性較差。由圖8可以看出,接頭 不同區域16Mn鋼側熱影響區的沖擊斷口主要由韌 窩、解理面和少量微孔組成,斷裂類型為混合斷裂。 由圖9可以看出,接頭不同區域鐵素體不銹鋼側熱影響區的沖擊試樣斷口中均存在解理面和放射狀河 流花樣,表現出明顯的脆性斷裂特征,韌性較差。接 頭不同區域鐵素體不銹鋼側熱影響區沖擊試樣斷口 中均存在少量碳化物,其形貌如圖10所示,采用 EDS 測得該碳化物的化學成分(質量分數/%)為3.95C, 27.63Cr,68.2Fe,可以確定該碳化物為 M23C6 型碳化 物。這些脆硬的碳化物在一定程度上能夠阻礙位錯 運動,使基體強度增大,但削弱了界面間的結合強 度,導致基體塑性降低,沖擊韌性變差[21]。

3 結 論

(1)采用電子束焊接方法制備鐵素體不銹鋼/ 16Mn鋼厚板焊接接頭焊縫 的 組 織 主 要 為 板 條 馬 氏體,隨著距焊縫上表面距離的增大,晶粒尺寸減 小;接頭16Mn鋼側熱影響區的組織主要由針狀鐵 素體和羽毛 狀 上 貝 氏 體 組 成;鐵 素 體 不 銹 鋼 側 熱 影響區組織 均 主 要 由 鐵 素 體、馬 氏 體 和 顆 粒 狀 碳 化物組成。 (2)焊接接頭不同區域的拉伸試樣均在鐵素體 不銹鋼母材處斷裂,說明接頭的拉伸性能優于鐵素 體不銹鋼母材。焊縫區上部的沖擊吸收功均高于 100J,沖擊韌性較好,而焊縫區下部的沖擊吸收功 均低于70J,沖擊韌性較差。接頭中16Mn鋼側熱 影響區具有最高的沖擊吸收功,最大值為113J,沖 擊韌性最好,而鐵素體不銹鋼側熱影響區的沖擊吸 收功最低,在6~10J之間,沖擊韌性最差。 (3)焊縫處的沖擊試樣斷口中存在類解理小平 面、撕裂棱和河流花樣,斷裂類型為準解理斷裂和解 理斷裂;16Mn鋼側熱影響區的沖擊試樣斷口主要 由韌窩、解理面和少量微孔組成,斷裂類型為韌性和 脆性混合斷裂,鐵素體不銹鋼側熱影響區沖擊試樣 斷口存在解理面和放射狀河流花樣,表現出明顯的 脆性斷裂特征,粗化的鐵素體晶粒和少量的碳化物 脆性顆粒降低了該區域的沖擊韌性。

參考文獻: [1] 劉國亮,楊善武,周魯軍,等.異種不銹鋼電子束焊接接頭的組 織與性能[J].材料熱處理學報,2020,41(5):194-203. LIU G L,YANG S W,ZHOU LJ,etal.Microstructureand mechanical properties of electron beam welded joints of dissimilarstainlesssteel[J].Transactionsof Materialsand HeatTreatment,2020,41(5):194-203. [2] 黃本生,黃龍鵬,李慧.異種金屬焊接研究現狀及發展趨勢[J]. 材料導報,2011,25(23):118-121. HUANG B S,HUANG L P,LI H.Research status and developmenttrendofdissimilarmetalswelding[J].Materials Review,2011,25(23):118-121. [3] 吳虎.中厚板 Q345B鋼激光復合焊接頭微觀組織與力學性能 研究[J].焊接技術,2020,49(9):10-12. WU H.Studyon microstructureandmechanicalpropertiesof Q345B middlethickness steel plate weld by laser hybrid welding[J].WeldingTechnology,2020,49(9):10-12. [4] 李海新,張琳琳,張婧,等.厚板奧氏體不銹鋼焊接技術研究現 狀[J].焊接,2017(6):35-38. LIH X,ZHANG L L,ZHANGJ,etal.Review on welding technologyofthickausteniticstainlesssteel[J].Welding & Joining,2017(6):35-38. [5] 胡連海.10Ni3CrMoV 鋼厚板激光焊接穩定性與接頭組織及性 能研究[D].上海:上海交通大學,2011. HU L H.A study on laser welding stability,joint microstructuresand properties of10Ni3CrMoV thick steel [D].Shanghai:ShanghaiJiaotongUniversity,2011. [6] 馮吉才,王廷,張秉剛,等.異種材料真空電子束焊接研究現狀 分析[J].焊接學報,2009,30(10):108-112. FENG JC,WANG T,ZHANG B G,etal.Researchstatus analysisofelectron beam weldingforjoining ofdissimilar materials[J].TransactionsoftheChina WeldingInstitution, 2009,30(10):108-112. [7] 尚文娟.430鐵素體不銹鋼焊接接頭脆化及低熱輸入焊接工藝 研究[D].蘭州:蘭州理工大學,2013:8-20. SHANG W J.Studyon weldedjointembrittlementandlow heatinput weldingtechnologyof430ferriticstainlesssteel [D].Lanzhou:LanzhouUniversityofTechnology,2013:8-20. [8] SARKARI KHORRAMI M, MOSTAFAEI M A, POURALIAKBAR H,etal.Study on microstructure and mechanicalcharacteristics oflow-carbon steel and ferritic stainlesssteeljoints[J].MaterialsScienceandEngineering:A, 2014,608:35-45. [9] 盧東華.316L不銹鋼/Q345鋼焊接接頭組織與性能研究[D]. 成都:西南石油大學,2015. LU D H.Studyon microstructureandpropertiesofwelded joint of 316L stainless steel/Q345 steel[D].Chengdu: SouthwestPetroleum University,2015. [10] VERMA J,TAIWADE R V,KATARIA R,etal.WeldingandelectrochemicalbehaviorofferriticAISI430andausteno- ferritic UNS 32205 dissimilar welds [J].Journal of ManufacturingProcesses,2018,34:292-302. [11] KOUS.Welding metallurgy[M].Hoboken,NJ,USA:John Wiley& Sons,Inc.,2002. [12] 陳國慶,劉政,張秉剛,等.W6高速鋼/16Mn鋼電子束焊接接 頭組織及性能分析[J].焊接學報,2018,39(11):1-5. CHEN G Q,LIU Z,ZHANG B G,et al.Study on microstructureandpropertiesofW6highspeedsteel/16Mn electronbeam weldedjoint[J].Transactionsofthe China WeldingInstitution,2018,39(11):1-5. [13] 劉鳴宇,魯艷紅.焊接熱循環對低合金鋼組織及性能的影響 [J].壓力容器,2019,36(8):7-11. LIU M Y,LU Y H.Effectofweldingthermalcycleonthe microstructureandpropertiesoflowalloysteel[J].Pressure VesselTechnology,2019,36(8):7-11. [14] 胡效東,王吉濤,楊熠成,等.304/Q345R 復合板焊接接頭微 觀組織及殘余應力[J].焊接學報,2020,41(7):39-45. HU X D,WANG J T,YANG Y C,etal.Microstructure investigation and residualstress numericalsimulation on weldedjointof304/Q345Rcompositeplate[J].Transactions oftheChinaWeldingInstitution,2020,41(7):39-45. [15] MENG W,XUZL,MA QS,etal.Pulsefiberlaserwelding ofAISI321-AISI405stainlesssteelthickplatesbuttjoints [J].JournalofMaterialsProcessingTechnology,2019,271: 214-225. [16] 石青.鐵素體/奧氏體不銹鋼異種鋼焊接接頭的組織及性能研 究[D].太原:太原理工大學,2014. SHIQ.Studyon microstructureandpropertiesofdissimilar metalweldingbetweenferriteandaustenitestainlesssteels [D].Taiyuan:TaiyuanUniversityofTechnology,2014. [17] ARIVAZHAGAN N,SINGH S,PRAKASH S,et al. Investigationon AISI304austeniticstainlesssteelto AISI 4140low alloysteeldissimilarjointsbygastungstenarc, electronbeamandfrictionwelding[J].Materials & Design, 2011,32(5):3036-3050. [18] 梁益龍,雷旻,鐘蜀輝,等.板條馬氏體鋼的斷裂韌性與缺口韌 性、拉伸塑性的關系[J].金屬學報,1998,34(9):950-958. LIANGY L,LEI M,ZHONG S H,etal.Therelationship betweenfracture toughness and notch toughness,tensile ductilitiesinlath martensitesteel[J].Acta Metallrugica Sinica,1998,34(9):950-958. [19] 劉煜.馬氏 體 相 變 及 其 晶 體 學 研 究 [D].湘 潭:湘 潭 大 學, 2003:35-41. LIU Y.Research on martensite phasetransition andits crystallography[D].Xiangtan:XiangtanUniversity,2003:35- 41. [20] 計云萍,劉宗昌,任慧平.鋼中馬氏體的孿晶亞結構[J].材料 熱處理學報,2013,34(4):162-165. JIY P,LIU Z C,REN H P.Twincrystalsubstructureof martensiteinsteel[J].Transactionsof Materialsand Heat Treatment,2013,34(4):162-165. [21] 郭巖,侯淑芳,周榮燦.晶界 M23C6 碳化物對IN617合金力 學性能的影響[J].動力工程學報,2010,30(10):804-808. GUO Y,HOU S F,ZHOU R C.Effectofgrain-boundary M23C6carbidesonmechanicalpropertiesofinconelalloy617 [J].JournalofChineseSocietyofPowerEngineering,2010,