V、Nb對(duì)耐火實(shí)心焊絲顯微組織及力學(xué)性能的影響

周秀，肖輝英，朱騰輝，錢(qián)廣祿

摘要：設(shè)計(jì)了3組不同合金成分體系的耐火實(shí)心焊絲，并進(jìn)行了對(duì)比試驗(yàn)。通過(guò)化學(xué)成分檢測(cè)、拉伸試驗(yàn)、光學(xué)顯微鏡及掃描電子顯微鏡等試驗(yàn)方法，并結(jié)合力學(xué)性能及金相組織試驗(yàn)結(jié)果，分析V、Nb元素對(duì)耐火實(shí)心焊絲熔敷金屬顯微組織及力學(xué)性能的影響，探討了微觀組織與力學(xué)性能之間的關(guān)系。結(jié)果表明，成分中添加V、Nb在高溫下均可促進(jìn)碳化物的彌散析出，增強(qiáng)析出強(qiáng)化作用，并且增強(qiáng)纖維組織在高溫下的穩(wěn)定性，從而顯著增加熔敷金屬在600 ℃的高溫屈服強(qiáng)度，但Nb元素的添加會(huì)明顯降低熔敷金屬的低溫沖擊韌性。采用Mo+V合金體系的實(shí)心焊絲在保證高溫屈服強(qiáng)度的基礎(chǔ)上能夠得到良好的低溫沖擊韌性。

關(guān)鍵詞：耐火實(shí)心焊絲;顯微組織;力學(xué)性能;高溫屈服強(qiáng)度

中圖分類(lèi)號(hào)：TG422.3? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A? ? ? ? ?文章編號(hào)：1001-2003（2021）10-0072-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.10.13

0? ? 前言

建筑鋼結(jié)構(gòu)具有自重輕、造價(jià)低和施工周期短等優(yōu)點(diǎn)，但普通建筑用鋼在350 ℃高溫時(shí)屈服強(qiáng)度迅速下降到50%以下[1]，700 ℃時(shí)僅為50 MPa[2]。隨著現(xiàn)代化建筑工業(yè)的迅猛發(fā)展，通過(guò)在建筑材料表面涂覆耐火涂層的單一方法費(fèi)工費(fèi)時(shí)、污染環(huán)境、成本高，已經(jīng)逐漸被摒棄[3]。為了保護(hù)環(huán)境、降低成本及加快施工進(jìn)度，人們逐漸嘗試從建筑材料入手來(lái)提升建筑物的耐火性能，其中重要的一個(gè)方面就是加強(qiáng)對(duì)耐火鋼的開(kāi)發(fā)[4]。在20世紀(jì)80年代日本就提出耐火鋼概念，允許建筑物不使用耐火涂層，根據(jù)鋼的高溫強(qiáng)度確定其使用溫度，使新材料在鋼結(jié)構(gòu)上得到應(yīng)用[5]。

國(guó)內(nèi)外已經(jīng)開(kāi)展了耐火溫度為600 ℃的建筑用耐火鋼研制工作，該鋼的主要技術(shù)指標(biāo)為600 ℃屈服強(qiáng)度不低于室溫屈服強(qiáng)度的2/3，并能保持1～3 h[6]。耐火鋼的許多應(yīng)用環(huán)境為嚴(yán)寒地帶，部分季節(jié)溫度達(dá)到零度以下，因此除了高溫強(qiáng)度的性能指標(biāo)外，對(duì)低溫沖擊韌性也有很高的要求。與此同時(shí)，耐火鋼配套焊材要具備對(duì)應(yīng)的耐火性能，即600 ℃保持良好的屈服強(qiáng)度及低溫沖擊韌性。國(guó)內(nèi)有關(guān)耐火焊接材料的報(bào)道資料有限，焊材中添加相關(guān)合金元素的系統(tǒng)研究更是少有報(bào)道。

耐火焊材的化學(xué)成分設(shè)計(jì)一般采用低C-Mo合金化方案，較多地考慮了Mo元素添加后的析出強(qiáng)化效果。但Mo金屬價(jià)格較高，其含量的增加將會(huì)導(dǎo)致焊材生產(chǎn)成本增加，應(yīng)用受到限制。合金元素中V、Nb也是強(qiáng)碳化物形成元素，促進(jìn)碳化物的彌散析出。為了在保證高溫力學(xué)性能的前提下減少焊絲中Mo元素添加量，文中深入研究了V、Nb對(duì)實(shí)心焊絲熔敷金屬組織與性能的影響以及高溫后的析出現(xiàn)象，為今后耐火實(shí)心焊絲的研制工作提供參考。

1 試驗(yàn)材料和方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用實(shí)心焊絲采用φ6.5 mm盤(pán)條作為原料，經(jīng)過(guò)一系列拉拔退火工藝后制成3組φ1.2 mm成品實(shí)心焊絲，化學(xué)成分如表1所示。其中1#為無(wú)V、Nb的試驗(yàn)對(duì)比焊絲，2#添加了微量的V元素，3#在2#基礎(chǔ)上加入微量Nb元素。

1.2 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用鋼板為DH36鋼板，鋼板尺寸300 mm×

100 mm×20 mm，試板具體加工尺寸按照GB/T 8110 2008標(biāo)準(zhǔn)要求執(zhí)行。用3組實(shí)心焊絲分別焊接熔敷金屬試板，焊前不預(yù)熱，焊后空冷，焊接工藝參數(shù)如表2所示。焊后試板進(jìn)行了超聲探傷，在焊后試板上取常溫拉棒、高溫拉棒、焊縫中心硬度塊、沖擊塊及金相試塊。按照GB/T 8110 2008標(biāo)準(zhǔn)取樣并加工室溫力學(xué)性能試樣，按GB228標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行性能測(cè)試。低溫沖擊試驗(yàn)溫度-40 ℃，采用V型缺口沖擊試樣;高溫拉棒取樣、加工及測(cè)試均按GB/T 4338-2006標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行，高溫拉伸試驗(yàn)為600 ℃保溫3 h。常溫拉伸試驗(yàn)設(shè)備為WEW-600C萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)，高溫拉伸試驗(yàn)設(shè)備為AG-IC 100KN 電子高溫拉伸試驗(yàn)機(jī)，沖擊試驗(yàn)設(shè)備為JB-300B型擺錘式試驗(yàn)機(jī)。采用不同型號(hào)砂紙研磨金相試樣，經(jīng)4%硝酸酒精腐蝕后，通過(guò)奧林巴斯GX51倒置式金相顯微鏡觀察分析焊后熔敷金屬的金相組織。用ZEISS? GeminiSEM500掃描電鏡對(duì)腐蝕后的金相試樣進(jìn)行更高倍數(shù)的微觀組織結(jié)構(gòu)分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 無(wú)損探傷

1#、2#、3#焊后試板進(jìn)行無(wú)損超聲探傷，3組檢測(cè)結(jié)果均未出現(xiàn)裂紋，說(shuō)明加入Mn元素，及Mo、V、Nb等合金元素的含量對(duì)焊縫的結(jié)晶裂紋影響不大，沒(méi)有造成結(jié)晶裂紋。

2.2 力學(xué)性能

3組焊絲熔敷金屬力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果如表3所示。可以看出，1#試樣的常溫及高溫抗拉強(qiáng)度明顯低于2#及3#，并且經(jīng)600 ℃×3 h高溫加熱后屈服強(qiáng)度與常溫屈服強(qiáng)度比值也最小，只有0.46。2#試樣不僅常溫及高溫抗拉強(qiáng)度明顯高于1#，并且高溫與常溫屈服強(qiáng)度的比值也增加到0.52。2#與1#的低溫沖擊功相近，平均值都在60 J以上。3#試樣常溫及高溫抗拉強(qiáng)度與2#相比進(jìn)一步提高，并且高溫與常溫屈服強(qiáng)度比值也提升到0.60。這說(shuō)明V、Nb元素均能減緩材料在高溫加熱時(shí)屈服強(qiáng)度的下降速度。但是加入Nb元素后的3#試樣低溫沖擊韌性明顯降低，沖擊功平均值約為20 J，與1#、2#相比下降了將近40 J。這說(shuō)明Nb元素嚴(yán)重降低熔敷金屬的低溫沖擊韌性，3#雖然耐高溫性能最好，但是較低的低溫沖擊韌性使3#焊絲并不適合在寒冷的環(huán)境下使用。對(duì)3組試驗(yàn)的焊縫中心處進(jìn)行維氏硬度檢測(cè)，發(fā)現(xiàn)3#焊縫硬度最高，1#最低，其趨勢(shì)與強(qiáng)度檢測(cè)一致。

2.3 顯微組織

1#試樣熔敷金屬常溫金相組織及高溫?zé)崽幚砗蟮慕鹣嘟M織如圖1所示，兩種組織有明顯差別?？梢钥闯觯?#試樣組織中含有少量針狀鐵素體和少量先共析鐵素體，絕大部分區(qū)域的組織特征為鐵素體上分布著黑色或灰黑色的點(diǎn)狀質(zhì)點(diǎn)，主要為一些碳化物和殘余奧氏體及馬氏體組成的混合物，這種島狀組織即（M+A）島，多數(shù)區(qū)域的（M+A）島分布具有一定的方向性，鐵素體基體上分布有方向性的（M+A）島區(qū)域被許多研究者稱(chēng)為粒狀貝氏體[7]。高溫金相組織為針狀鐵素體+先共析鐵素體+少量粒狀貝氏體，加熱后鐵素體組織變得更加粗大，粒狀貝氏體相對(duì)常溫組織明顯減少，這是在高溫環(huán)境下M+A組元部分溶解造成的，這一現(xiàn)象在電鏡下觀察更為明顯。2#試樣金相組織如圖2所示，2#試樣也是以粒狀貝氏體為主，夾雜少量的針狀鐵素體，且高溫加熱后的組織粒狀貝氏體明顯減少，但高溫后的組織均勻細(xì)小，沒(méi)有明顯的粗大現(xiàn)象。3#試樣金相組織如圖3所示，其顯微組織也是以粒狀貝氏體為主，其間分布少量的針狀鐵素體。但是3#貝氏體中的鐵素體基體具有一定的方向性，呈板條狀，3#高溫金相組織與常溫相比，除貝氏體中的M+A組元明顯減少、鐵素體數(shù)量增多外，組織并未變得粗大，這說(shuō)明加入了V、Nb元素均能提高針狀鐵素體在高溫下的穩(wěn)定性。

1#、2#、3#試樣的掃描電鏡照片如圖4～圖9所示。觀察發(fā)現(xiàn)，各組試樣的常溫組織中都是粒狀貝氏體+先共析鐵素體+針狀鐵素體，其中2#試樣組織最為均勻細(xì)小，3#組織最為粗大。經(jīng)過(guò)高溫加熱處理后的3組金相組織中，粒狀貝氏體中的M+A組元都有明顯減少，放大到更大倍數(shù)（10 000×）后發(fā)現(xiàn)3組試樣基體上都出現(xiàn)了一種極為細(xì)小的析出物質(zhì)，這種組織比常溫下粒狀貝氏體中的M+A組元更加細(xì)小。對(duì)這幾張高溫試樣照片進(jìn)行了面掃如圖10所示，發(fā)現(xiàn)這些極為細(xì)小的物質(zhì)都富集了碳，推測(cè)為合金的碳化物，但由于合金含量少，碳化物面積小，用能譜無(wú)法推測(cè)是哪種元素的碳化物。從數(shù)量上看，1#的微合金碳化物析出量最少，3#的碳化物析出量最多。由此可見(jiàn)，高溫加熱后熔敷金屬的組織出現(xiàn)了細(xì)小彌散分布的碳化物析出。

3 分析與討論

常溫下添加的微合金元素大部分在鐵素體中以固溶形式存在，強(qiáng)化了鐵素體基體。同時(shí)也會(huì)減緩碳化物從奧氏體中析出，從而提高過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性，得到更多的粒狀貝氏體組織。因此3組試樣中1#的常溫強(qiáng)度最低，添加了V和Nb的3#試樣常溫強(qiáng)度最高。

從高溫強(qiáng)度角度分析，高溫屈服強(qiáng)度的降低是由于熱激活使位錯(cuò)活動(dòng)性增加，導(dǎo)致眾多影響高溫性能的因素發(fā)生變化，諸如晶格阻力的降低、位錯(cuò)的攀移和析出物的粗化等。高溫下位錯(cuò)攀移顯著增加，位錯(cuò)移動(dòng)也更易進(jìn)行，同時(shí)聚集于位錯(cuò)附近的溶質(zhì)原子易發(fā)生擴(kuò)散，使得溶質(zhì)原子對(duì)位錯(cuò)的釘扎作用降低，從而導(dǎo)致高溫屈服強(qiáng)度降低[4]。通過(guò)3組試樣常溫及高溫組織對(duì)比發(fā)現(xiàn)，3組試樣高溫加熱后M+A組元數(shù)量明顯減少，粒狀貝氏體在高溫長(zhǎng)時(shí)間保溫后M+A組元大部分溶解。這說(shuō)明粒狀貝氏體組織在600 ℃高溫條件下極不穩(wěn)定，這也是造成熔敷金屬高溫下力學(xué)性能降低的原因之一。通過(guò)光鏡發(fā)現(xiàn)高溫下1#的鐵素體晶粒明顯粗大，2#及3#鐵素體并沒(méi)有明顯長(zhǎng)大，仍然保持常溫下的組織狀態(tài)。這是因?yàn)?#和3#的合金成分中加入V和Nb元素提高了高溫下組織穩(wěn)定性，有效抑制了晶粒長(zhǎng)大，提高了熔敷金屬在高溫下的強(qiáng)度。

通過(guò)電鏡照片發(fā)現(xiàn)3組試樣的高溫組織相比常溫組織多了許多微小彌散析出的碳化物，1#數(shù)量最少，其合金元素中只有Mo是強(qiáng)碳化物形成元素，分析1#中的碳化物為Mo的碳化物。2#試樣添加V元素后，高溫狀態(tài)下細(xì)小彌散分布的析出物相對(duì)1#更多，析出物中多了V的碳化物。在高溫下，鋼中的析出物一般容易聚集長(zhǎng)大減弱析出物的沉淀強(qiáng)化，但V的碳化物在沉淀時(shí)與基體保持共格，在周?chē)a(chǎn)生很強(qiáng)的應(yīng)力場(chǎng)，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)使鋼得到強(qiáng)化，這些強(qiáng)化相的熔點(diǎn)和硬度高且晶格與基體不同，在高溫下穩(wěn)定不易溶解和聚集長(zhǎng)大[8-9]。高溫條件下晶界強(qiáng)度降低很快，利用晶界析出穩(wěn)定性高的碳化物可較明顯地達(dá)到晶界強(qiáng)化，從而提高材料的耐火性能。因此2#試樣高溫下通過(guò)析出強(qiáng)化作用有效地提高了高溫屈服強(qiáng)度與常溫屈服強(qiáng)度的比例，達(dá)到了0.52。3#試樣在2#的基礎(chǔ)上又加入了Nb元素，在電鏡下也同樣可以觀察到與2#試樣相同的彌散碳化物析出，數(shù)量有一定的增加。并且高溫屈服強(qiáng)度與常溫屈服強(qiáng)度的比例相對(duì)2#試樣也有所提高，升高到0.60，因此推測(cè)加入Nb元素的熔敷金屬在高溫加熱后也會(huì)形成Nb的碳化物，從而有效地提高熔敷金屬的高溫屈服強(qiáng)度。Mo雖然可以通過(guò)析出Mo2C以沉淀強(qiáng)化的方式來(lái)有效提高材料的高溫力學(xué)性能[10]，但是Mo元素不僅價(jià)格昂貴，過(guò)多的Mo還會(huì)嚴(yán)重影響實(shí)心焊絲的焊接性能及焊后低溫韌性，故需要適量控制[11]，因此V和Nb是比較重要的可代替Mo元素提高熔敷金屬高溫性能的微合金元素。

3組試樣的性能除了在高溫強(qiáng)度上有很大區(qū)別外，在低溫沖擊性能方面3#的沖擊韌性明顯低于1#和2#。從熔敷金屬的組織分析，3#的熔敷金屬組織粗大，并且多為小角度晶界，貝氏體中有大量成束的平行過(guò)飽和鐵素體片組織。這種組織在受力過(guò)程中能量不易被分散，更容易產(chǎn)生裂紋擴(kuò)展，因此塑性極差。這說(shuō)明Nb元素的加入促進(jìn)了熔敷金屬固態(tài)相變過(guò)程中的晶粒長(zhǎng)大，并且抑制了針狀鐵素體的形成，有助于焊絲熔敷金屬的高溫性能，但是明顯降低了低溫沖擊韌性，不適合添加在有低溫條件使用要求的耐火焊絲中。

4 結(jié)論

（1）V、Nb元素都均可顯著提高熔敷金屬的高溫性能，并且可以提高熔敷金屬的高溫屈服強(qiáng)度與常溫屈服強(qiáng)度的比值，提高了熔敷金屬的耐火性能。

（2）V、Nb的主要高溫強(qiáng)化機(jī)理為在高溫加熱過(guò)程中穩(wěn)定了針狀鐵素體晶粒，抑制其長(zhǎng)大，同時(shí)形成較多的細(xì)小彌散且穩(wěn)定的碳化物，起到了析出強(qiáng)化作用，有效提高了熔敷金屬的高溫耐火性能。

（3）少量V的加入對(duì)熔敷金屬的低溫沖擊韌性沒(méi)有明顯的影響，但少量Nb的加入嚴(yán)重影響熔敷金屬的沖擊性能，低溫沖擊韌性降低至約20 J。

（4）2#試樣的Mo、V合金體系能夠同時(shí)滿足較高的高溫強(qiáng)度和良好的低溫沖擊韌性。

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