FV520B不銹鋼角焊縫接頭的組織和斷裂機理

樊俊鈴，郭杏林，吳承偉

（大連理工大學 工程力學系 工業(yè)裝備結(jié)構(gòu)分析國家重點實驗室，遼寧 大連116024）

焊接接頭的疲勞性能的評估是工業(yè)裝備和機械設(shè)備設(shè)計及安全性評定過程中的必要環(huán)節(jié)。焊接工藝可能在焊接構(gòu)件中引入焊接雜質(zhì)、未焊透、未熔合、焊瘤、焊接裂紋等金屬不連續(xù)、不致密或連續(xù)不良的現(xiàn)象，導致焊接接頭的局部組織和力學性能極不均勻，引起接頭局部高度的應力集中，所以即使在較低的交變應力水平作用下，焊接構(gòu)件或焊接結(jié)構(gòu)依然會發(fā)生疲勞斷裂［1］。

FV520B不銹鋼是英國Firth－Vichers材料研究所在原有FV520不銹鋼的基礎(chǔ)上開發(fā)的一種新型的低碳馬氏體沉淀硬化不銹鋼，具有易于加工、強度高，韌性良好，耐腐蝕性優(yōu)良和可焊性能好等優(yōu)點，被廣泛用于齒輪、軸、葉片、轉(zhuǎn)子、泵件等工業(yè)場合［2，3］。FV520B鋼的強度、塑性和韌性等力學性能對熱處理工藝特別敏感，樊俊鈴等［4］通過對固溶＋調(diào)整＋時效熱處理前后FV520B不銹鋼微觀組織的研究發(fā)現(xiàn)，熱處理后FV520B鋼的板條馬氏體組織細小均勻，這增加了晶粒數(shù)目，增大了晶界面積，加之基體中均勻彌散分布的第二相顆粒，使得固溶＋調(diào)整＋時效處理后FV520B鋼的抗拉伸性能和抗疲勞性能均得到了明顯的提高。焊接工藝往往會在焊接構(gòu)件中引入較大的殘余應力，極大地降低了焊接構(gòu)件的力學性能，譚朝鑫［5］通過實驗發(fā)現(xiàn)焊后固溶化能消除焊接高溫引起的殘余應力，改善FV520B鋼接頭的微觀組織和力學性能。劉萬青［6］通過有限元建模分析、傳統(tǒng)疲勞實驗與熱像法疲勞實驗對比研究了大型離心壓縮機焊接葉輪材料的疲勞性能，為葉輪設(shè)計提供了一些必要的參考數(shù)據(jù)。Nowacki［7］通過實驗研究發(fā)現(xiàn)時效溫度變低能提高FV520B鋼焊接接頭的硬度和拉伸性能，但是不利于提高焊接接頭的耐腐蝕性。

離心壓縮機葉輪結(jié)構(gòu)上的葉片是通過焊接連接的，在葉輪高速旋轉(zhuǎn)的過程中，除了承受較高的離心力外，還會受到振動、氣流和外物沖擊等交變載荷的激振作用，加上焊接處的復雜的物理力學性能，葉輪葉片可能會在遠低于材料的屈服強度的應力水平下發(fā)生疲勞斷裂，造成極大的潛在危險。為了對離心機葉輪葉片的設(shè)計制造和應用提供有價值的數(shù)據(jù)信息，在先前對焊接接頭疲勞性能研究的基礎(chǔ)上［1－4］，實驗通過SEM進行疲勞斷口分析，探討了疲勞斷裂的機理；并通過金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡（SEM）等手段研究了FV520B不銹鋼角焊縫接頭的微觀組織特征。

1 實驗材料及實驗方法

1.1 實驗材料

實驗用材料是FV520B馬氏體沉淀硬化不銹鋼，經(jīng)堿性電爐冶煉并經(jīng)電渣重熔后，其主要的化學成分為（質(zhì)量分數(shù)／%）：≤0.07C，≤1.00Si，≤1.00Mn，≤0.035P，0.03S，3.00～5.00Ni，15.5～17.5Cr，3.00～5.00Cu，0.15～0.45Nb，余量為Fe。為了提高材料的機加工和焊接性能，焊接之前，將所需板材在（1050±10）℃經(jīng)1.5～2.5h的空冷固溶化處理，（850±10）℃經(jīng)1.5～2.5h中間調(diào)質(zhì)處理油冷后，在（480±10）℃經(jīng)2～3h的空冷時效處理。由拉伸實驗得到此時材料的極限強度為1309MPa，塑性應變?yōu)?.2%時所對應的屈服極限為1080MPa。利用手工電弧焊技術(shù)進行焊接，焊縫過渡區(qū)采用圓弧過渡，提高焊接接頭的疲勞強度，接頭的幾何形狀見文獻［2］。焊后熱處理圍繞上述熱處理工藝進行，以使接頭組織均勻，消除焊接殘余應力對其力學性能的不利影響。

1.2 實驗方法

在文獻［2］中參考國際焊接學會的相關(guān)標準［8］，利用MTS810伺服液壓疲勞試驗機，在單軸常幅循環(huán)載荷的作用下對FV520B鋼焊接接頭的疲勞性能進行了實驗研究。研究將離心壓縮機葉輪在高速旋轉(zhuǎn)中產(chǎn)生的較大的離心力等效為平均拉應力。實驗中設(shè)定平均應力σm＝471MPa是固定不變的，然后在此基礎(chǔ)上施加交變應力幅σa以考慮振動、氣流和外物沖擊等交變載荷的作用。因此，疲勞實驗的應力比R＝（σm－σa）／（σm＋σa）是隨應力幅變化的。

疲勞實驗之后，在保護疲勞斷口不被污染的情況下，利用線切割技術(shù)制備尺寸合理的疲勞斷口，通過SEM進行疲勞機理的研究。

為了研究焊接接頭的母材、焊縫及熱影響區(qū)附近的微觀組織結(jié)構(gòu)對其相應位置的力學性能的影響，分別在這些關(guān)鍵位置取材以制備金相研究的試樣。三種金相試樣的制備均沿著材料的軋制方向，然后打磨拋光，進行金相組織的觀察。

2 結(jié)果與討論

在文獻［2］中已經(jīng)對該種接頭的疲勞性能進行了較為系統(tǒng)的實驗研究，討論了葉輪高速旋轉(zhuǎn)產(chǎn)生的較大的離心力對焊接接頭疲勞極限和疲勞壽命的影響。這里通過分析角焊縫焊接接頭的不同失效模式，如圖1所示，研究導致這兩種失效類型的疲勞斷裂的不同機理；并討論接頭上的不同位置的微觀組織對其力學性能的影響。

圖1 焊接接頭疲勞斷裂的類型Fig.1 Fatigue fracture types of welded joints

2.1 疲勞斷口失效分析

圖1介紹了控制焊接接頭疲勞斷裂的不同機理：多數(shù)試件斷裂于焊趾附近（斷口I），即焊縫與母材的交界處，這主要是由于焊接高溫及熔池凝固時導致附近材料的物理力學性能發(fā)生了較大的變化，加之截面過渡引起應力集中，使疲勞微裂紋易于在位向有利的晶粒處萌生。少數(shù)試件破壞于十字交叉處（斷口II），此處存在明顯的焊接缺陷，應力集中程度嚴重，加速了此處疲勞裂紋的萌生。盡管如此，通過對圖2中兩種斷裂類型的焊接接頭的斷口觀察發(fā)現(xiàn)，兩種斷口均包含了疲勞斷裂的基本特征：疲勞裂紋的萌生源，疲勞裂紋的穩(wěn)定擴展區(qū)和最后的瞬斷區(qū)。

圖2 斷口類型 （a）斷口I；（b）斷口IIFig.2 The two fracture surfaces （a）fracture I；（b）fracture II

圖3是掃描電子顯微鏡下斷口I的微觀組織形貌圖。由于焊趾處的應力集中，加之此處的晶粒缺少約束，在最大剪切應力的作用下，疲勞微裂紋優(yōu)先在此處位向有利的晶粒處成核、合并和擴展，微裂紋大致與軸向成45度角。隨著疲勞過程的不斷演化，疲勞微裂紋開始不斷地合并、擴展，最后演化成主裂紋，如圖3（a）所示。主裂紋的擴展方向沿著垂直于加載方向的平面，并且隨著疲勞損傷的進行，擴展速率也不斷提高，直至試件最終斷裂。疲勞過程中交變載荷引起主裂紋尖端的不斷鈍化、銳化，形成了清晰可見的疲勞條紋，如圖3（b）所示，它們垂直于局部裂紋擴展的方向，基本相互平行，疲勞條帶間距一般隨著應力強度因子范圍和裂紋擴展長度的增大而增大。圖3（c）是疲勞裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)和最終的瞬斷區(qū)的交界處，可以觀察到疲勞裂紋擴展過程中的二次裂紋和少量的韌窩。當主裂紋長度達到臨界尺寸時，裂紋尖端強烈的應力集中導致接頭所承受的應力水平遠高于材料的斷裂應力，在最大剪切應力的作用下，接頭瞬間斷裂。瞬斷區(qū)與主應力方向大約成45°，呈纖維狀，包含有大量的杯錐狀韌窩，如圖3（d）所示，說明接頭具有良好的韌性。在高拉應力作用下，堆積在析出相粒子周圍的位錯環(huán)開始運動，當累積的應變能足以克服析出相與基體之間的界面結(jié)合力時，材料內(nèi)部會形成顯微空洞，它們迅速成核、長大、聚集直至斷裂，形成了韌窩斷口。在韌窩的底部，還可以發(fā)現(xiàn)析出相粒子。有研究表明：當材料塑性較好，析出相粒子尺寸均一時，韌窩的尺寸由析出相粒子的間距決定［9］。

圖3 斷口I的局部微觀形貌 （a）主裂紋；（b）疲勞條紋；（c）韌窩及二次裂紋；（d）第二相顆粒Fig.3 Local microstructural topographies of fracture I（a）main crack；（b）fatigue striations；（c）dimples and secondary crack；（d）secondary phase particles

圖4是掃描電鏡下斷口II的局部微觀組織形貌。利用EDS能譜分析圖4（a）中的缺陷，發(fā)現(xiàn)其中氧含量很高，可能是由焊接過程中的高溫或熔池冷卻時引入的。從圖4（a）中還觀察到在缺陷附近存在二次裂紋，研究證明二次裂紋的數(shù)量隨著距離裂紋源的距離的增大而增加［1，10］。由圖2（b）和4（a）可知，缺陷位于焊縫內(nèi)部靠近表面處，它的存在破壞了局部組織均勻性和連續(xù)性，在交變載荷作用下，這里的應力集中程度明顯高于焊趾處截面過渡引起的引力集中，故疲勞微裂紋優(yōu)先萌生于此。在缺陷周圍應力集中程度相近，環(huán)繞缺陷的疲勞微裂紋成核、合并，形成了多條控制接頭疲勞壽命的主裂紋，如圖4（b）所示。在圖4（c）中，交變載荷作用下，在裂紋的穩(wěn)定擴展區(qū)依然可以看到基本相互平行的疲勞條紋。在最終的瞬斷區(qū)，也可以觀察到大量的杯錐狀韌窩，但是韌窩的大小和深度要比I型斷口小，說明焊縫的韌性相比于母材要差（如圖4（d）所示）。另外通過圖4（d）可以看出，在焊縫區(qū)韌窩的底部，析出相粒子的數(shù)目要明顯少于母材區(qū)韌窩中的粒子數(shù)。

圖4 斷口II局部微觀形貌 （a）缺陷及二次裂紋；（b）多條主裂紋；（c）疲勞條紋；（d）纖維區(qū)韌窩Fig.4 Local microstructural topographies of fracture II（a）defect and secondary crack；（b）main cracks；（c）fatigue striations；（d）dimples in the fiber region

疲勞斷口I和II均包含了疲勞裂紋源區(qū)，裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)和最終的瞬斷區(qū)。在裂紋穩(wěn)定擴展區(qū)，兩者具有相同的特征，均具有基本相互平行疲勞條紋，但是導致接頭疲勞斷裂的基本機理是有著本質(zhì)差別的。沒有缺陷時，疲勞裂紋往往萌生于存在應力集中的焊趾區(qū)。交變載荷下，在焊趾表面位向有利的晶粒處會出現(xiàn)滑移帶的“擠出”和“凹入”，進一步形成應力集中，引起疲勞微裂紋的萌生，一般只會出現(xiàn)一條主裂紋。當焊縫區(qū)存在缺陷時，就會有多條主裂紋萌生于缺陷處，共同主導II型斷口。

2.2 微觀組織研究

接頭母材、焊縫和熱影響區(qū)的金相試樣制備完畢后，利用苦味酸鹽酸酒精溶液腐蝕拋光面，然后分別利用MeF3金相顯微鏡和FEI－QANTA200掃描電子顯微鏡觀察研究相應的微觀組織結(jié)構(gòu)。

圖5 熱影響區(qū)組織Fig.5 Microstructures of the heat－affected zone

圖5是金相顯微鏡下焊接接頭熔合線附近熱影響區(qū)的微觀組織形態(tài)，可以清晰地看到由于焊接工藝的影響焊縫一側(cè)的組織比母材一側(cè)要粗大，因此相應的韌性、塑性及抗疲勞性能也會較差。圖6是金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡下接頭母材與焊縫區(qū)的微觀組織。由圖6（a－1），（a－2）可見：母材組織是細小均勻的板條馬氏體和在晶界及晶內(nèi)彌散分布的第二相粒子。其中的第二相顆粒主要是富銅相ε－Cu和合金碳化物NbC、Mo2C和M23C6等，它們均勻彌散分布于板條馬氏體基體上，能夠有效地釘扎晶界，阻止晶粒的長大，保證了晶粒細 化的效 果［11］。譚朝鑫［5］同時指出FV520B鋼硬度最高時，第二相粒子細小，富銅區(qū)為共格型；但隨著時效溫度的升高，富銅區(qū)轉(zhuǎn)變?yōu)榉枪哺裥?，第二相粒子粗化，會使焊縫和母材強度降低，韌性提高。由圖6（b－1），（b－2）可以發(fā)現(xiàn)，焊縫組織是較為粗大的回火馬氏體（柱狀晶組織）及分布于晶內(nèi)的第二相顆粒（NbC）［11，12］。金相顯微鏡和掃描電鏡下，焊縫區(qū)的板條馬氏體基體上基本觀察不到第二相粒子，原因是焊條中的合金元素含量相對較少，影響了焊后熱處理過程中合金碳化物的析出。

圖6 母材（a）和焊縫（b）微觀組織 （1）金相顯微鏡；（2）掃描電鏡Fig.6 Microstructures of the base metal（a）and the weld seam（b） （1）metallographic microscope；（2）SEM

焊前熱處理使接頭母材具有良好的組織準備，焊后熱處理不僅能夠消除焊接殘余應力，而且使母材和焊縫組織都得到進一步的優(yōu)化。細小均勻的馬氏體晶粒及彌散分布的第二相粒子是母材組織的主要特征。晶粒細化使得晶粒數(shù)目明顯增多，晶界面積增大，阻礙了位錯運動，不僅能提高抗疲勞裂紋成核和擴展的能力，而且減少了雜質(zhì)原子在單位面積晶界處的偏聚［11］。由于焊條未經(jīng)焊前熱處理，合金元素較少加之焊接高溫循環(huán)的影響，焊縫組織雖然經(jīng)歷了焊后熱處理，但是依然保留了柱狀晶的特征，較為粗大，明顯不同于母材，性能劣化。因此，細小均勻的回火馬氏體、彌散分布的析出相和高密度位錯之間的相互作用，使母材的綜合力學性能優(yōu)于焊縫。

3 結(jié)論

（1）所研究的焊接接頭的疲勞斷裂主要有兩種形式：斷于焊趾處和焊接缺陷處。兩種失效形式都是由局部應力集中引起的，但是當有缺陷存在時，由于多條主裂紋的形成和擴展，降低了接頭的疲勞壽命。

（2）焊前熱處理使母材具有良好的組織準備，焊后熱處理促進了母材和焊縫區(qū)組織的均勻性和連續(xù)性。細小均勻的回火馬氏體、彌散分布的析出相粒子及高密度的位錯網(wǎng)，保證了母材良好的強度、塑性等綜合力學性能；相反，焊接工藝導致焊縫區(qū)的組織粗大是其性能較差的主要原因。

［1］ FAN J L，GUO X L，WU C W，et al.Research on fatigue behavior evaluation and fatigue fracture mechanisms of cruciform welded joints［J］.Materials Science and Engineering A，2011，528（29－30）：8417－8427.

［2］ 樊俊鈴，郭杏林，趙延廣，等.定量熱像法預測焊接接頭的S－N曲線和殘余壽命［J］.材料工程，2011，（12）：29－33.FAN J L，GUO X L，ZHAO Y G，et al.Predictions of S－N curve and residual life of welded joints by quantitative thermographic method［J］.Journal of Materials Engineering，2011，（12）：29－33.

［3］ FAN J L，GUO X L，WU C W，et al.Influence of heat treatments on mechanical behavior of FV520Bsteel［J／OL］.Experimental Techniques，2013，doi：10.1111／ext.12019.

［4］ 樊俊鈴，郭杏林，吳承偉，等.熱處理對FV520B鋼疲勞性能的影響 ［J］.材料研究學報，2012，26（1）：61－67.FAN J L，GUO X L，WU C W，et al.Effect of heat treatments on fatigue properties of FV520Bsteel using infrared thermography［J］.Chinese Journal of Materials Research，2012，26（1）：61－67.

［5］ 譚朝鑫.FV520（B）不銹鋼葉輪焊后熱處理工藝探討 ［J］.華中工學院學報，1983，（增刊1）：125－132.TAN C X.Post－welding heat treatment of FV520（B）stainless steel impellers［J］.Journal of Huazhong Institute of Technology，1983，（S1）：125－132.

［6］ 劉萬青.大型離心壓縮機焊接葉輪疲勞分析 ［D］.大連：大連理工大學，2008.

［7］ NOWACKI J.Weldability of 17－4PH stainless steel in centrifugal compressor impeller applications ［J］.Journal of Materials Processing Technology，2004，157－158（spec iss）：578－583.

［8］ International Institute of Welding.Fatigue Design of Welded Joints and Components［M］.UK：Abington Publishing，1996.

［9］ 鐘群鵬，趙子華.斷口學 ［M］.北京：高等教育出版社，2006.

［10］ FARABI N，CHEN D L，ZHOU Y.Microstructure and mechanical properties of laser welded dissimilar DP600／DP980dual－phase steel joints ［J］.Journal of Alloys and Compounds，2011，509（3）：982－989.

［11］ CLARK A.Fatigue mechanisms in FV520B，a turbine blade steel［D］.Britain：Sheffield Hallam University，1999.

［12］ WHITE D J.The fatigue strength of large single－pinned and double－pinned connections made from alloy steel FV520B ［J］.Proceedings of Institution of Mechanical Engineers，1968，183（1）：563－578.