高氮無(wú)鎳奧氏體不銹鋼薄板TIG焊接頭組織形貌及性能

孫 輝, 王 淮, 季長(zhǎng)濤, 李于朋, 王 慶

(長(zhǎng)春工業(yè)大學(xué)先進(jìn)結(jié)構(gòu)材料教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,吉林長(zhǎng)春 130012)

0 引 言

高氮無(wú)鎳奧氏體不銹鋼以其大量節(jié)省鎳資源和優(yōu)異的力學(xué)性能及較好的耐蝕性成為近年研究與應(yīng)用開(kāi)發(fā)的熱點(diǎn),迄今已廣泛開(kāi)展了強(qiáng)化機(jī)理[1]、冶煉與澆注[2-3]、冷熱加工[4-5]、性能及應(yīng)用[6-7]等方面的研究,尤其在用于高強(qiáng)韌性要求和海洋腐蝕環(huán)境下的各種結(jié)構(gòu)設(shè)施及制品等方面將顯示出極大優(yōu)越性。焊接是高氮無(wú)鎳奧氏體不銹鋼結(jié)構(gòu)件制造中不可缺少的加工方法,文獻(xiàn)[8-9]在焊接成型機(jī)理與方法、接頭組織與性能等方面進(jìn)行了論述,文獻(xiàn)[10]研究了TIG焊對(duì)焊縫氮含量的影響,但T IG焊用于高氮不銹鋼板材和型材焊接有待進(jìn)一步研究。文中對(duì)Cr-Mn-N系和Cr-Mn-Mo-N系高氮無(wú)鎳奧氏體不銹鋼在制造與變形加工研究基礎(chǔ)上,對(duì)其鋼板的TIG焊及焊后固溶處理的接頭組織及性能開(kāi)展了試驗(yàn)研究。

1 實(shí)驗(yàn)材料與試樣制備

采用一種常壓冶煉高氮無(wú)鎳奧氏體不銹鋼的方法[11],用 1.5 t中頻感應(yīng)爐熔煉并澆鑄出20 mm厚板坯,經(jīng)1120℃氮?dú)夥毡睾?用小型試驗(yàn)軋機(jī)熱軋出3 mm厚鋼板,切出多塊110 mm(軋制方向)×200 mm的長(zhǎng)方形板,并開(kāi)V型坡口,制成單面成型對(duì)焊鋼板,檢驗(yàn)其組織全部為奧氏體。鋼板化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 實(shí)驗(yàn)用鋼的主要化學(xué)成分(wt) %

焊絲用自設(shè)計(jì)合金成分的φ 2.4 mm高氮-鉬實(shí)心焊絲(簡(jiǎn)稱高氮-鉬焊絲)及作為對(duì)比使用的成分接近母材的φ 2.4 mm高氮實(shí)心焊絲(簡(jiǎn)稱高氮焊絲),其主要化學(xué)成分見(jiàn)表2。

表2 自制的兩種焊絲主要化學(xué)成分(wt) %

將上述鋼板用表2成分焊絲進(jìn)行TIG對(duì)焊,經(jīng)焊接工藝實(shí)驗(yàn)確定,焊接電壓為 20V、電流120 A的焊縫質(zhì)量最好,設(shè)定本研究一致采用該焊接參數(shù)。焊接得到尺寸為220 mm(軋制方向)×200 mm的焊接薄板,磨平焊縫余高,測(cè)量薄板焊縫寬度約為5.0～6.0 mm。在接頭部位取金相試樣和用鉬絲切割出拉伸試樣,將部分金相試樣和拉伸試樣重新進(jìn)行固溶處理,獲得全部奧氏體組織。金相試樣經(jīng)拋光后用FeCl3+HCl腐蝕劑腐蝕。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 組織形貌分析

高氮-鉬焊絲TIG焊后的接頭組織形貌如圖1所示。

圖1 高氮-鉬焊絲TIG焊后的接頭組織形貌

由圖中可以看出,焊后未固溶處理的焊縫為細(xì)小枝狀晶組織,熔合區(qū)至母材區(qū)組織主要為奧氏體,其晶粒都較為細(xì)小,且熔合區(qū)晶粒尺寸還要略小于母材區(qū)晶粒,并看不到明顯的熱影響區(qū)。接頭經(jīng)固溶處理后,焊縫為細(xì)小等軸晶奧氏體組織,并具有與母材相同的孿晶組織特征,其晶粒尺寸明顯小于母材晶粒,而熔合區(qū)至母材的晶粒均有所長(zhǎng)大,仍然看不到明顯的熱影響區(qū)。高倍顯微鏡觀察,焊縫和母材之間均無(wú)明顯熔合線,熔合區(qū)在晶粒內(nèi)部連續(xù)過(guò)渡。進(jìn)行氮孔觀察發(fā)現(xiàn),焊縫區(qū)很難發(fā)現(xiàn)有氮孔存在,熔合區(qū)有一些氮孔尺寸較大且與母材氮孔尺寸一致,但比母材氮孔數(shù)量少。說(shuō)明在焊接過(guò)程中焊縫及熔合區(qū)沒(méi)有新的氮孔產(chǎn)生,其主要原因是設(shè)定的焊接工藝條件使焊縫凝固速度較快,抑制了氮孔的產(chǎn)生與長(zhǎng)大,同時(shí),焊縫中存在的固氮元素鉬也有效地抑制了氮孔的產(chǎn)生。母材存在的大尺寸氮孔并非由TIG焊過(guò)程所產(chǎn)生,而是母材在原澆注結(jié)晶時(shí)所產(chǎn)生,并在熱軋中因壓縮比不足而未能使其有效焊合所致。從圖1(b)可以看到,焊后固溶處理的熱影響區(qū)晶粒間晶界變寬并夾有粒狀形貌,這是由于隨著高溫停留時(shí)間延長(zhǎng),δ-鐵素體在晶界析出所致,與文獻(xiàn)[12]研究結(jié)果一致。又由于受焊絲氮含量影響,其熔合區(qū)氮含量會(huì)高于母材區(qū)。文獻(xiàn)[13]指出,C/N＜0.1時(shí),易析出Cr2N化合物。因此,認(rèn)為這一形貌是經(jīng)長(zhǎng)時(shí)間高溫固溶,沿奧氏體晶界發(fā)生了δ-鐵素體轉(zhuǎn)變,并在其周圍形成氮含量高于其它區(qū)域的高氮奧氏體區(qū),在隨后速冷過(guò)程中,其氮原子因未能及時(shí)擴(kuò)散而以Cr2N化合物相析出所致。

為進(jìn)一步研究高氮無(wú)鎳奧氏體不銹鋼鋼板的焊接接頭形貌,對(duì)其鋼板進(jìn)行了雙面TIG對(duì)焊,如圖2所示。

圖2 高氮-鉬焊絲雙面TIG焊(未固溶)接頭SEM 組織形貌

從圖2的SEM觀察可以看到,經(jīng)過(guò)兩次焊接熔化過(guò)程的接頭形貌同一次焊接的接頭形貌幾乎一致,其焊縫及熔合區(qū)仍然沒(méi)有新的氮孔產(chǎn)生,且熔合區(qū)至母材區(qū)晶粒和亞晶粒大小與形態(tài)仍然細(xì)小一致,難以分辨有晶粒長(zhǎng)大的熱影響區(qū)。

用高氮焊絲焊接的接頭SEM組織形貌如圖3所示。

從圖中可以看出,相比之下,焊縫中除有明顯呈柱狀生長(zhǎng)的枝晶特征外,還分布了大量微小氮孔,尺寸遠(yuǎn)小于母材區(qū)內(nèi)分布的氮孔。說(shuō)明焊縫合金成分中沒(méi)有足夠的鉬等抑制從熔池中溢出的固氮元素,使氮大量溢出并殘留于凝固組織中,文獻(xiàn)[8]也指出高氮鋼在凝固前因液態(tài)溫度變化會(huì)使一部分氮形成氣泡,又由于熔池凝固速度較快,產(chǎn)生的微小氣泡不能如同母材中存留的氮孔那樣可以在較慢的凝固速度下合并長(zhǎng)大,從而將微小氣泡保留于焊縫區(qū)及熔合區(qū)中。觀察熔合區(qū),大氮孔與母材氮孔相比并未增加,而小氮孔與焊縫相比卻有減少,說(shuō)明接近熔合區(qū)部位在焊接中因過(guò)冷度較大,氮?dú)馍形瓷苫蜉^少生成時(shí)即被凝固。在熔合區(qū)與母材之間,氮孔數(shù)量相對(duì)較少,但尺寸較大,可以認(rèn)定是原母材中存留的氮孔,與焊接過(guò)程產(chǎn)生的氮孔無(wú)關(guān)。另外,難以辨認(rèn)區(qū)分于母材的晶粒長(zhǎng)大區(qū)域,即無(wú)明顯熱影響區(qū),這至少說(shuō)明焊縫在氮含量(w t)≥0.6%時(shí),其接頭無(wú)熱影響區(qū)。

圖3 高氮焊絲TIG焊(未固溶)接頭SEM組織形貌

觀察還發(fā)現(xiàn),所有接頭形貌中極少有其它缺陷存在,更難以找到焊縫凝固裂紋和熱影響區(qū)液析裂紋。說(shuō)明較快凝固的焊縫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物主要是塑性較好的奧氏體結(jié)構(gòu)相,熔合區(qū)與母材之間奧氏體晶界上也無(wú)大量P,S等低熔點(diǎn)化合物或合金聚集。

含鉬接頭未固溶處理的XRD曲線如圖4所示。

圖4 含鉬接頭未固溶處理的XRD曲線

從圖4的X線衍射曲線可以看到,含鉬焊接接頭即使未固溶處理,其組織都主要為奧氏體相組成,未能測(cè)出其它相存在,說(shuō)明過(guò)冷度較大的焊接接頭中氮化物及δ-鐵素體等相的含量都在較低范圍。

上述分析認(rèn)為,要使焊縫及熔合區(qū)在常壓焊接過(guò)程中不產(chǎn)生或極少產(chǎn)生氮孔,最有效的措施之一是通過(guò)在焊接熔池中添加充足的固氮合金元素來(lái)提高其熔池的溶解度。文獻(xiàn)[14]采用Cr,Mo元素的高氮Ni基合金作為焊接材料,可獲得較好的接頭組織與性能,但鎳是降低氮溶解度元素,因此采用無(wú)鎳高氮Cr-Mn-Mo焊絲,可以更好地避免焊縫及熔合區(qū)氮孔產(chǎn)生。此外,在保證接頭質(zhì)量前提下,采用較低的焊接電流及適當(dāng)提高焊接速度來(lái)保證熔池較大的過(guò)冷度是非常必要的。

焊接熱影響區(qū)一般因受熱而導(dǎo)致晶粒粗大,成為焊接接頭性能最薄弱的部位。實(shí)驗(yàn)對(duì)高氮無(wú)鎳奧氏體不銹鋼進(jìn)行TIG焊的接頭均未產(chǎn)生晶粒長(zhǎng)大的熱影響區(qū),且不產(chǎn)生新的氮孔,這意味著該焊接接頭的性能不會(huì)降低,可以與母材性能保持一致?？梢?jiàn)鋼中大量氮的固溶強(qiáng)化作用和晶間析出Cr2N的“釘扎”作用,在短時(shí)間焊接加熱中有效地阻礙了焊接受熱區(qū)晶界的運(yùn)動(dòng),抑制了晶粒合并。

2.2 力學(xué)性能分析

2.2.1 接頭顯微硬度

對(duì)接頭進(jìn)行顯微硬度測(cè)試,加載力為50 gf,結(jié)果如圖5所示。

圖5 接頭顯微硬度

含鉬焊縫的硬度明顯高于母材硬度,其中固溶后的硬度略高,可達(dá)HV390,而不含鉬焊縫的硬度略低于母材硬度。說(shuō)明含鉬焊縫在固溶前保持了較好的固溶度,使硬度基本不降低,其熔合區(qū)受鉬及氮的影響也保持了較高的硬度,并且沒(méi)有反映出熱影響區(qū)的低硬度值。母材硬度低些的原因是存在少量的Cr2N等第二相析出,使固溶體固溶度降低,導(dǎo)致硬度降低。圖5還顯示了不含鉬焊縫的硬度低于母材硬度,這主要是因?yàn)楹附訒r(shí)大量氮從焊縫溢出所致。

2.2.2 接頭強(qiáng)度

焊后含鉬焊縫標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣經(jīng)拉伸測(cè)試,斷裂部位100%發(fā)生于母材,而焊縫不含鉬的拉伸試樣經(jīng)拉伸測(cè)試,斷裂部位多發(fā)生于接頭焊縫與熔合區(qū)之間。為測(cè)定焊縫含鉬的接頭強(qiáng)度,制作拉伸試樣,如圖6所示。

圖6 鋼板經(jīng)TIG焊接后制成的非標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣

測(cè)試表明,接頭斷裂多發(fā)生于靠母材一側(cè)的熔合區(qū)內(nèi)。

焊后各拉伸試樣的拉伸強(qiáng)度見(jiàn)表3。

表3 焊后各拉伸試樣的拉伸強(qiáng)度平均數(shù)據(jù)表MPa

可以看出,含鉬接頭試樣固溶前后的Rm數(shù)值比較接近,且都明顯高于母材的Rm,這與顯微硬度測(cè)試結(jié)果較為吻合。說(shuō)明含鉬的焊縫除細(xì)化了焊縫晶粒外,更主要的是保證了焊縫及熔合區(qū)氮含量明顯高于母材,從而使其獲得了固溶與細(xì)晶的雙重強(qiáng)化。而不含鉬接頭試樣的Rm數(shù)值盡管低于母材Rm,但因沒(méi)有明顯的熱影響區(qū),使接頭Rm仍保持著平均95%母材Rm的高強(qiáng)度水平,這是氮的強(qiáng)烈固溶強(qiáng)化作用給焊接接頭力學(xué)性能帶來(lái)的重大貢獻(xiàn)。另外注意到含鉬接頭熔合區(qū)的Rm要高于母材的Rm,這是因?yàn)樵谌酆高^(guò)程和焊后固溶過(guò)程中,焊縫中高含量氮存在向附近固態(tài)區(qū)域短程擴(kuò)散的動(dòng)力學(xué)條件,使熔合區(qū)晶界及晶內(nèi)增氮獲得強(qiáng)化,而熔合區(qū)在短時(shí)高熱作用下會(huì)使奧氏體出現(xiàn)氮富集及有少量Cr2N沿晶界析出,也是提高熱影響區(qū)強(qiáng)度的原因之一。

觀察含鉬接頭斷口形貌,如圖7所示。

圖7 實(shí)心焊絲焊接接頭斷口

從圖中可以看出,熔合區(qū)斷口形貌呈細(xì)小韌窩形態(tài),在韌窩中可以看到少量的化合物相顆粒,裂紋源于硬質(zhì)相顆粒與奧氏體之間的結(jié)合處,從斷口全貌看為典型的塑性斷裂,因此,該接頭熱影響區(qū)除具有較高強(qiáng)度外,還同時(shí)具有較高的塑性。

3 結(jié) 語(yǔ)

高氮無(wú)鎳奧氏體不銹鋼薄板 TIG焊接頭組織主要是奧氏體及少量δ-鐵素體和Cr2N相;當(dāng)焊縫氮含量(w t)≥0.6%時(shí),其接頭無(wú)明顯熱影響區(qū);含鉬的焊縫可有效阻止接頭產(chǎn)生氮孔,使固溶處理后接頭顯微硬度值達(dá)HV390,抗拉強(qiáng)度達(dá)930 MPa。

在保證接頭質(zhì)量前提下,采用較低的焊接電流及適當(dāng)提高焊接速度來(lái)保證熔池較大的過(guò)冷度是非常必要的。

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