熱輸入對(duì)船用440 MPa 級(jí)低合金高強(qiáng)度鋼焊縫組織及性能的影響

曾道平，安同邦，鄭韶先，馬成勇

(1.鋼鐵研究總院,焊接研究所,北京,100081；2.蘭州交通大學(xué),蘭州,730070)

0 序言

低合金高強(qiáng)度(HSLA) 鋼因其具有良好的強(qiáng)韌性、焊接性、成形性等優(yōu)點(diǎn)，被廣泛應(yīng)用于壓力容器、石油/天然氣輸送管道以及造船和海洋工程等領(lǐng)域[1-2].焊接作為一種連接HSLA 鋼的制造加工技術(shù)，能極大地降低工程機(jī)械制造的復(fù)雜性、提高生產(chǎn)效率和降低生產(chǎn)成本，因而工程機(jī)械制造產(chǎn)品存在著數(shù)量眾多的焊接結(jié)構(gòu)件，相應(yīng)的焊接結(jié)構(gòu)件總質(zhì)量約占工程機(jī)械制造產(chǎn)品總重量的50%～70%[3-4].焊縫作為焊接接頭的重要組成部分，其性能的優(yōu)劣直接影響工程機(jī)械制造產(chǎn)品的性能、質(zhì)量和使用可靠性.

HSLA 鋼焊縫組織通常由針狀鐵素體、側(cè)板條鐵素體、先共析鐵素體、粒狀貝氏體和板條貝氏體等組成，其中針狀鐵素體具有優(yōu)異的沖擊韌性.焊接熱輸入能反映焊接電流、電弧電壓和焊接速度對(duì)焊縫組織的影響，是決定焊縫性能的關(guān)鍵因素之一[5].當(dāng)焊接材料、焊接方法、預(yù)熱溫度、環(huán)境溫度和母材一定時(shí)，焊縫組織和性能主要取決于熱輸入[6].過(guò)大的熱輸入，使得冷卻速度過(guò)低，易造成焊縫中形成粗大的魏氏體和先共析鐵素體等有害組織；過(guò)小的熱輸入，使得冷卻速度過(guò)快，易造成焊縫中形成粒狀貝氏體和針狀馬氏體等有害組織，嚴(yán)重降低焊縫的沖擊韌性.

焊縫作為化學(xué)成分、組織及殘余應(yīng)力分布不均勻的區(qū)域，導(dǎo)致其耐腐蝕性能較差，從而加快焊接接頭的腐蝕速率[7-8].針狀鐵素體組織晶界的電極電位高于先共析鐵素體等組織，在腐蝕過(guò)程中針狀鐵素體能作為陰極，降低焊縫的腐蝕速率[9]，故增大針狀鐵素體含量有利于提高耐腐蝕性能.因此，針狀鐵素體作為中溫相變組織，只有將熱輸入控制在合適的范圍內(nèi)，才能有利于焊縫中形成足量的針狀鐵素體，進(jìn)而顯著提高焊縫的整體性能.

針對(duì)國(guó)內(nèi)某鋼廠研制的新型船用440 MPa 級(jí)HSLA 鋼，自制了一種Mn-Si-Ni-Cr 系實(shí)心焊絲，選用熱輸入為11.5，16.5 和21.5 kJ/cm 對(duì)440 MPa 級(jí)HSLA 鋼分別進(jìn)行熔化極活性氣體保護(hù)電弧焊，重點(diǎn)研究3 種熱輸入的焊縫組織及性能，并確定合適的焊接熱輸入，以期為自制的Mn-Si-Ni-Cr 系實(shí)心焊絲用于HSLA 鋼的焊接提供技術(shù)和理論支持.

1 試驗(yàn)方法

焊接試板為440 MPa 級(jí)HSLA 鋼，尺寸為500 mm × 160 mm × 20 mm，坡口尺寸如圖1 所示.MAG 焊保護(hù)氣體為80%Ar+20%CO2，其流量為20 L/min，所用Mn-Si-Ni-Cr 系實(shí)心焊絲和母材的化學(xué)成分見(jiàn)表1，層間溫度為100～ 120 ℃，焊前無(wú)預(yù)熱和焊后無(wú)熱處理，焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2，焊接設(shè)備為Pluse MIG 500 型焊機(jī).

表1 焊絲和母材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of welding wire and base metal

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding experiment paraments

表3 夾雜物的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 3 Main chemical compositions of inclusions

采用體積分?jǐn)?shù)為2% 的硝酸酒精溶液腐蝕金相試樣后，使用Olympus GX51 型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察接頭顯微組織；使用砂紙手工減薄透射試樣后，在磁力減薄器上完成電解雙噴，然后用H-800 型透射電鏡(TEM) 觀察焊縫精細(xì)組織；采用Lepera 腐蝕劑腐蝕金相試樣后，使用OM 觀察MA 組元，并使用ImageJ 軟件統(tǒng)計(jì)焊縫中M-A 組元含量；使用OM 對(duì)不同熱輸入的拋光試樣進(jìn)行觀察，并在焊縫中隨機(jī)拍攝10 張夾雜物照片，之后使用ImageJ 軟件對(duì)夾雜物進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，最后使用能譜儀(EDS) 對(duì)夾雜物的化學(xué)成分進(jìn)行分析.

根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2654—2008《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》對(duì)焊接接頭進(jìn)行硬度測(cè)試，根據(jù)GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》和GB/T 2653—2008《焊接接頭彎曲試驗(yàn)方法》對(duì)焊接接頭進(jìn)行板拉伸和彎曲試驗(yàn)，彎曲壓頭直徑為D=3ts，彎曲角度為120°/180°，根據(jù)GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》對(duì)焊接接頭進(jìn)行?40 ℃沖擊試驗(yàn)，并利用Quanta 650 FEG 型掃描顯微鏡(SEM) 觀察沖擊斷口形貌.

根據(jù)GB/T 24196—2009《金屬和合金的腐蝕電化學(xué)試驗(yàn)方法 恒電位和動(dòng)電位極化測(cè)量導(dǎo)則》，在美國(guó)普林斯頓273A 型電化學(xué)工作站上測(cè)試焊縫的極化曲線，電化學(xué)試樣尺寸為10 mm × 10 mm ×3 mm，其測(cè)試工作面為10 mm × 10 mm，鉑(Pt) 電極、飽和甘汞電極(SCE) 和工作電極分別為輔助電極、參比電極和測(cè)試試樣，腐蝕液為3.5%NaCl(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) 溶液，測(cè)試電位掃描范圍為?0.25～ 1.6 V，掃描速率為0.166 mV/s，電化學(xué)阻抗(EIS) 試驗(yàn)采用振幅為10 mV 的交流正弦波，掃描頻率范圍為100 kHz～ 100 mHz.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭組織

2.1.1 焊縫組織

圖2 為不同熱輸入的焊縫組織形貌.熱輸入11.5 kJ/cm 的焊縫組織以粗大的塊狀粒狀貝氏體(GB) 和長(zhǎng)條狀板條貝氏體(LB) 為主(圖2a)；熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫組織以細(xì)小的交織狀針狀鐵素體(AF) 為主(圖2b)；熱輸入21.5 kJ/cm 的焊縫組織以AF、側(cè)板條鐵素體(FSP) 和先共析鐵素體(PF) 為主(圖2c).熱輸入的增大，冷卻速度降低，冷卻曲線右移，冷卻曲線從低溫轉(zhuǎn)變區(qū)間向高溫轉(zhuǎn)變區(qū)間移動(dòng)，導(dǎo)致奧氏體相變?cè)诟邷囟葏^(qū)間開始，利于高溫相變組織的形成.不同熱輸入的焊縫組織轉(zhuǎn)變可用圖3 加以解釋，當(dāng)熱輸入從11.5 kJ/cm 增至16.5 kJ/cm 時(shí)，冷卻曲線將從 “GB+LB” 轉(zhuǎn)變區(qū)間右移進(jìn)入AF 轉(zhuǎn)變區(qū)，從而形成單一的AF 組織；當(dāng)熱輸入繼續(xù)增至21.5 kJ/cm 時(shí)，冷卻曲線將進(jìn)一步右移，進(jìn)入PF 和FSP 轉(zhuǎn)變區(qū)間，從而形成AF，F(xiàn)SP 和PF 的混合組織.

圖2 不同熱輸入的焊縫組織Fig.2 Microstructure of weld seam with different heat inputs.(a) 11.5 kJ/cm (OM);(b) 16.5 kJ/cm (OM);(c) 21.5 kJ/cm(OM);(d) 11.5 kJ/cm (TEM);(e) 16.5 kJ/cm (TEM);(f) 21.5 kJ/cm (TEM)

圖3 焊縫組織轉(zhuǎn)變示意圖Fig.3 Transformation schematic diagram of microstructure of weld seam

從圖2d～ 2f 可見(jiàn)，當(dāng)熱輸入為11.5 kJ/cm 時(shí)，貝氏體板條基本為長(zhǎng)條狀，板條之間具有很好的方向性，大致呈平行狀分布，板條寬度約為0.28～1.22 μm (圖2d).當(dāng)熱輸入增至16.5 kJ/cm 時(shí)，鐵素體板條基本為短條狀，板條之間方向性明顯減弱，大致呈交織狀分布，板條寬度約為0.30～1.25 μm，板條未粗化(圖2e)，這是因?yàn)榻豢棤罘植寄馨寻鍡l長(zhǎng)大粗化所需的區(qū)域分割成許多細(xì)小的區(qū)域，使得板條只能在這些細(xì)小的區(qū)域內(nèi)長(zhǎng)大，從而抑制了板條長(zhǎng)大粗化，文獻(xiàn)[10] 認(rèn)為交織狀分布形貌能細(xì)化組織.當(dāng)熱輸入繼續(xù)增至21.5 kJ/cm時(shí)，多數(shù)鐵素體板條呈平行狀分布，板條交織狀分布趨勢(shì)明顯減弱，板條寬度約為0.52～ 2.54 μm，板條顯著粗化(圖2f)，這是因?yàn)闊彷斎氲脑龃?，使得焊縫的冷卻速度減小、過(guò)冷度減小、相變驅(qū)動(dòng)力減小，從而使得臨界晶核尺寸增大，相應(yīng)的臨界形核功會(huì)增大，形核率卻減小，最終導(dǎo)致板條顯著粗化[6].

圖4 為不同熱輸入的焊縫中M-A 組元.3 種熱輸入的焊縫中M-A 組元均呈顆粒狀、塊狀和條狀，且11.5，16.5 和21.5 kJ/cm 的焊縫中M-A 組元含量(面積分?jǐn)?shù)) 分別為1.392%,1.642% 和2.583%，即隨著熱輸入的增大，M-A 組元含量逐漸增大.熱輸入的增大，焊縫的冷卻速度減小、高溫停留時(shí)間延長(zhǎng)、碳擴(kuò)散速率增大，使得碳從鐵素體向未轉(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體內(nèi)部更遠(yuǎn)處擴(kuò)散，導(dǎo)致未轉(zhuǎn)變的過(guò)冷奧氏體中碳含量增大，從而增大了富碳過(guò)冷奧氏體的含量[11]，同時(shí)碳含量增大將導(dǎo)致馬氏體轉(zhuǎn)變開始點(diǎn)(Ms) 和馬氏體轉(zhuǎn)變終了點(diǎn)(Mf) 均降低，但Mf的降低程度大于Ms，從而能擴(kuò)大了M 的轉(zhuǎn)變溫度區(qū)間[12]，增大了M 的轉(zhuǎn)變量，導(dǎo)致隨后的冷卻過(guò)程中富碳過(guò)冷奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)镸 的數(shù)量增大，最終造成M-A 組元含量增大.

圖4 不同熱輸入的焊縫中M-A 組元Fig.4 M-A constituent in weld seam with different heat inputs.(a) 11.5 kJ/cm;(b) 16.5 kJ/cm;(c) 21.5 kJ/cm

2.1.2 熱影響區(qū)組織

圖5 為不同熱輸入的熱影響區(qū)組織形貌.從圖5a～ 5c 可見(jiàn)，3 種粗晶區(qū)(CGHAZ) 組織均主要由GB 和LB 組成，但是隨著熱輸入的增大，CGHAZ受到的熱循環(huán)峰值溫度升高，高溫停留時(shí)間變長(zhǎng)，導(dǎo)致原奧氏體晶粒尺寸逐漸增大，晶內(nèi)組織逐漸粗化，同時(shí)LB 含量逐漸減小，GB 含量逐漸增大.從圖5d～ 5f 可見(jiàn)，3 種細(xì)晶區(qū)(FGHAZ) 組織均主要由細(xì)小的貝氏體和鐵素體組成，且組織分布比較均勻.

圖5 不同熱輸入的熱影響區(qū)組織形貌Fig.5 Microstructure of heat-affected zone with different heat inputs.(a) 11.5 kJ/cm (CGHAZ);(b) 16.5 kJ/cm(CGHAZ);(c) 21.5 kJ/cm (CGHAZ);(d) 11.5 kJ/cm (FGHAZ);(e) 16.5 kJ/cm (FGHAZ);(f) 21.5 kJ/cm (FGHAZ)

2.2 焊縫中夾雜物

圖6 為不同熱輸入的焊縫中夾雜物粒徑分布.隨著熱輸入的增大，直徑大于1 μm 的夾雜物占比逐漸增大，分別為40.0%，51.7% 和69.1%，使得夾雜物的平均直徑也逐漸增大，分別為0.871，1.077和1.503 μm，這是因?yàn)闊彷斎氲脑龃笥欣诘腿埸c(diǎn)的Si 和Mn 的氧/硫化物向高熔點(diǎn)的Al 和Ti 的氧化物不斷擴(kuò)散聚集，同時(shí)能增大較大尺寸夾雜物碰撞吞并較小尺寸夾雜物的幾率，從而形成更大尺寸夾雜物，導(dǎo)致夾雜物尺寸增大.

圖6 不同熱輸入的焊縫夾雜物粒徑分布Fig.6 Particle size distribution of inclusion in weld metals with different heat inputs.(a) 11.5 kJ/cm;(b) 16.5kJ/cm;(c)21.5 kJ/cm

每種焊縫沖擊斷口中隨機(jī)選取10 個(gè)夾雜物進(jìn)行EDS 分析，分析結(jié)果見(jiàn)表3.3 種焊縫中夾雜物主要由Al2O3，TiO2，SiO2，MnO 和MnS 等組成.隨著熱輸入的增大，夾雜物中氧化物含量增大，但Al2O3和TiO2含量先增大后減小，而MnO，MnS和SiO2含量則先減小后增大.富Al 和富Ti 的夾雜物能顯著促進(jìn)AF 形核，更有利于16.5 kJ/cm 的焊縫中AF 形核，從而提高AF 含量.

2.3 焊接接頭力學(xué)性能

2.3.1 硬度

不同熱輸入的接頭硬度測(cè)試點(diǎn)位置選擇在后焊面表層下2 mm 處，測(cè)試結(jié)果如圖7 所示.隨著熱輸入的增大，焊縫硬度值不斷減小，硬度平均值分別為238.9，218.2 和207.2 HV5，熱輸入的增大，焊縫的冷卻速度降低，導(dǎo)致焊縫中低硬度組織逐漸增多，而且加劇了焊縫中合金元素的燒損，固溶強(qiáng)化效應(yīng)減弱，是導(dǎo)致焊縫硬度不斷降低的主要原因.另外，3 種焊縫硬度值均大于母材，這是因?yàn)镸n-Si-Ni-Cr 系實(shí)心焊絲與母材為高強(qiáng)匹配，能確保焊縫具有足夠的強(qiáng)度.隨著熱輸入的增大，粗晶區(qū)硬度也逐漸減小，這是由于 GB 含量逐漸增大，同時(shí)原奧氏體晶內(nèi)組織逐漸粗化，細(xì)晶強(qiáng)化效應(yīng)減弱.

圖7 不同熱輸入的接頭硬度分布Fig.7 Joints hardness distribution with different heat inputs

2.3.2 板拉伸和彎曲性能

表4 為不同熱輸入的接頭板拉伸和彎曲性能.接頭的抗拉強(qiáng)度為578～ 585 MPa，斷裂位置均為母材，表明熱輸入對(duì)接頭的板拉伸性能影響較??；3 種接頭的正反彎曲試樣在120°和180°下均完好，表明接頭具有良好的塑性.

表4 焊接接頭的板拉伸和彎曲性能Table 4 Plate tensile and Bending properties of welded joints

2.3.3 低溫沖擊韌性

表5 為?40 ℃接頭不同位置的沖擊吸收能量.隨著熱輸入的增大，焊縫、熔合線和熔合線+2 mm處的沖擊吸收能量均呈先增大后減小的變化趨勢(shì)，且滿足所研焊絲焊接接頭的技術(shù)要求(?40 ℃，AKV2>50 J)，故Mn-Si-Ni-Cr 系實(shí)心焊絲與母材的強(qiáng)韌性匹配良好.

表5 焊接接頭的沖擊吸收能量(J)Table 5 Impact absorption energy of welded joints

熱輸入為16.5 kJ/cm 的焊縫沖擊吸收能量最高的主要原因，一方面是由于焊縫組織主要由細(xì)小交織狀A(yù)F 組成，而AF 與AF 之間通常為大角度晶界，使得裂紋擴(kuò)展路徑比較彎曲，增大沖擊吸收能量；另一方面是由于焊縫中鐵素體板條呈交織狀分布，而交織狀板條能細(xì)化板條束尺寸，增加大角度晶界數(shù)量，使得裂紋擴(kuò)展受到的阻礙增大[13]，從而進(jìn)一步增大焊縫斷裂過(guò)程中所吸收的沖擊能量.熱輸入11.5 kJ/cm 的焊縫組織主要由粗大的塊狀GB 和長(zhǎng)條狀LB 組成，粗大GB 的大角度晶界數(shù)量較少，且GB 內(nèi)含有易成為裂紋源的M-A 組元，利于裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展，粗大長(zhǎng)條狀LB 也對(duì)焊縫沖擊韌性不利，加之焊縫中貝氏體板條呈平行狀，利于裂紋在貝氏體板條內(nèi)擴(kuò)展，使得裂紋能在貝氏體板條內(nèi)快速貫穿連續(xù)擴(kuò)展，減小裂紋擴(kuò)展過(guò)程中所吸收的沖擊能量，從而導(dǎo)致其焊縫沖擊吸收能量顯著低于16.5 kJ/cm 的焊縫.熱輸入21.5 kJ/cm 的焊縫中形成了大量的PF 和FSP，而PF 和FSP 阻礙裂紋擴(kuò)展的能力較弱，斷裂過(guò)程中吸收的沖擊能量較少，加之焊縫中鐵素體板條顯著粗化，板條的交織狀分布趨勢(shì)減弱，從而導(dǎo)致其焊縫沖擊吸收能量顯著低于16.5 kJ/cm 的焊縫.

圖8 為M-A 組元和鐵素體基體顯微硬度壓痕，由于M-A 組元中碳含量較高，使得其硬度明顯高于鐵素體基體，因而M-A 組元通常是焊縫中高脆硬相.在沖擊載荷作用下，M-A 組元與周圍基體由于存在硬度差，使得兩者之間變形不協(xié)調(diào)，將造成應(yīng)力集中，進(jìn)而導(dǎo)致微裂紋易產(chǎn)生并擴(kuò)展到基體中，故增大M-A 組元含量，將降低焊縫沖擊吸收能量.

圖8 M-A 組元與鐵素體基體的顯微硬度壓痕Fig.8 Microhardness indentation diagram of M-A constituent and ferrite matrix

當(dāng)熱輸入從11.5 kJ/cm 增至16.5 kJ/cm 時(shí)，焊縫中M-A 組元含量則從1.392% 增至1.642%，增大幅度較小，但熱輸入11.5 kJ/cm 的焊縫沖擊吸收能量卻顯著小于熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫沖擊吸收能量，這表明焊縫組織主要為AF 所導(dǎo)致的焊縫沖擊吸收能量的增大值，顯著大于因M-A 組元含量小幅度增大所導(dǎo)致的焊縫沖擊吸收能量的減小值.當(dāng)熱輸入從16.5 kJ/cm 增至21.5 kJ/cm 時(shí)，焊縫中M-A 組元含量從1.642% 增大到2.583%，增大幅度較大，導(dǎo)致焊縫沖擊吸收能量有一定的減小.

直徑大于1 μm 的大尺寸夾雜物，也有可能誘發(fā)微裂紋并擴(kuò)展到基體中，引發(fā)解理斷裂，降低焊縫沖擊吸收能量[14].與熱輸入11.5 kJ/cm 的焊縫相比，熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫中直徑大于1 μm 的夾雜物占比和夾雜物的平均直徑均有所增大，導(dǎo)致夾雜物誘發(fā)微裂紋的幾率也有所增大，但其焊縫中足量的AF 組織且鐵素體板條呈交織狀，能顯著增大微裂紋擴(kuò)展的阻力，即便有夾雜物誘發(fā)微裂紋，也難以進(jìn)入到基體并引發(fā)解理斷裂，且采用SEM觀察其焊縫沖擊斷口也未發(fā)現(xiàn)夾雜物引發(fā)解理斷裂，故熱輸入從11.5 kJ/cm 增至16.5 kJ/cm 所導(dǎo)致的夾雜物變化對(duì)焊縫沖擊吸收能量的不利影響很小.然而，當(dāng)熱輸入增至21.5 kJ/cm 時(shí)，焊縫中直徑大于1 μm 的夾雜物占比高達(dá)69.1%，夾雜物平均直徑達(dá)到1.503 μm，夾雜物誘發(fā)微裂紋的幾率顯著增大，加之其焊縫中存在大量阻礙裂紋擴(kuò)展能力較弱的PF 和FSP 組織，且粗大的鐵素體板條多呈平行狀分布，利于夾雜物誘發(fā)的微裂紋擴(kuò)展進(jìn)入到基體并引發(fā)解理斷裂，這將導(dǎo)致其焊縫沖擊吸收能量進(jìn)一步減小.圖9 為熱輸入21.5 kJ/cm 的焊縫沖擊斷口中夾雜物引發(fā)解理斷裂的SEM 形貌，解理裂紋從夾雜物向四周擴(kuò)展，形成的解理面尺寸約為10.9 μm，且該夾雜物直徑約為1.2 μm.

圖9 夾雜物引發(fā)解理斷裂的SEM 形貌(21.5 kJ/cm)Fig.9 SEM photo of cleavage fracture morphology caused by inclusion (21.5 kJ/cm)

圖10 為不同熱輸入的焊縫沖擊斷口形貌，圖10a～ 10c 為焊縫沖擊斷口宏觀形貌，3 種熱輸入的焊縫沖擊斷口均由剪切唇、放射區(qū)和和纖維區(qū)組成，但熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫沖擊斷口中放射區(qū)面積分?jǐn)?shù)顯著低于其它兩種熱輸入的焊縫.測(cè)得熱輸入11.5，16.5 和21.5 kJ/cm的焊縫沖擊斷口中放射區(qū)面積分?jǐn)?shù)分別為45.3%，16.9% 和48.7%，放射區(qū)面積分?jǐn)?shù)越大則表明裂紋快速失穩(wěn)擴(kuò)展區(qū)越大，相應(yīng)的沖擊吸收能量越小[15].

圖10 不同熱輸入的焊縫沖擊斷口形貌Fig.10 Impact fracture morphology of weld metals with different heat inputs.(a) 11.5 kJ/cm (macroscopic morphology);(b) 16.5 kJ/cm (macroscopic morphology);(c) 21.5 kJ/cm(macroscopic morphology);(d) 11.5 kJ/cm (radiation area);(e) 16.5 kJ/cm (radiation area);(f) 21.5 kJ/cm(radiation area)

圖10d～ 10f 為焊縫沖擊斷口放射區(qū)微觀形貌.3 種熱輸入的焊縫沖擊斷口放射區(qū)均主要由大小不等的韌窩、河流花樣、解理臺(tái)階、準(zhǔn)解理刻面和撕裂棱組成，為韌窩+準(zhǔn)解理的混合斷裂形貌，但熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫沖擊斷口放射區(qū)中韌窩數(shù)量和尺寸均比其它兩種熱輸入的大.

2.4 焊縫耐腐蝕性能

圖11 為不同熱輸入焊縫和母材在3.5%NaCl溶液中所測(cè)極化曲線，測(cè)試結(jié)果見(jiàn)表6.當(dāng)熱輸入為16.5 kJ/cm 時(shí)，焊縫自腐蝕電位比其它兩種熱輸入大，自腐蝕電流密度卻比其它兩種熱輸入小，同時(shí)與母材自腐蝕電位和自腐蝕電流密度基本相當(dāng).

表6 電化學(xué)測(cè)試結(jié)果Table 6 Results of electrochemical test

圖11 焊縫和母材在3.5% NaCl 溶液中的極化曲線Fig.11 Polarization curve of weld metal and base metal in 3.5% NaCl solution

圖12 為不同熱輸入的焊縫和母材在3.5%NaCl溶液中Nyqusist 圖和等效電路圖，EIS 擬合參數(shù)見(jiàn)表7.熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫的容抗弧半徑比其它兩種熱輸入的大，相應(yīng)的電荷轉(zhuǎn)移電阻Rct比其它兩種熱輸入的大，另外母材的容抗弧半徑和Rct均略大于熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫.綜上可知，當(dāng)熱輸入為16.5 kJ/cm 時(shí)，焊縫的耐腐蝕性能最好，且與母材的耐腐蝕性能差異較小，焊接接頭具有良好的耐腐蝕性能.

表7 焊縫和母材在3.5% NaCl 溶液中EIS 擬合參數(shù)Table 7 EIS fitting parameters of weld metal and base metal in 3.5% NaCl solution

圖12 焊縫在3.5% NaCl 溶液中的Nyqusist 圖和等效電路Fig.12 Nyqusist plots and equivalent circuit plots of weld in 3.5% NaCl solution.(a) Nyqusist diagram;(b) equivalent circuit diagram

熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫耐腐蝕性能最好的主要原因，一方面是由于焊縫組織組成單一，主要由AF 組成，組織分布較均勻，能減小腐蝕過(guò)程中陰陽(yáng)極的電位差，從而降低腐蝕速率，提高焊縫的耐腐蝕性能；另一方面是由于AF 晶粒的晶界為富碳層，而富碳層在腐蝕過(guò)程中難以被腐蝕，這使得大部分AF 晶界能得以保留下來(lái)，因而AF 晶界的電極電位高于其它組織晶界，易成為陰極，在極小區(qū)域(如單個(gè)奧氏體晶粒) 內(nèi)將形成陰極保護(hù)區(qū)，足量的 AF 使得焊縫中形成數(shù)量眾多且面積很小的陰極保護(hù)區(qū)，進(jìn)而形成大面積的陰極保護(hù)區(qū)，從而降低腐蝕速率[9]，提高焊縫的耐腐蝕性能.熱輸入11.5 kJ/cm 的焊縫中形成了大量GB，而GB 的耐腐蝕性能低于AF[16]，從而導(dǎo)致其焊縫耐腐蝕性能比熱輸入16.5 kJ/cm 焊縫的差.熱輸入21.5 kJ/cm的焊縫中原奧氏體晶界處形成了PF，與AF 相比原子排列更疏松，晶粒內(nèi)部更活潑，能與AF 形成微小的原電池，從而加快腐蝕速率[8]，導(dǎo)致其焊縫耐腐蝕性能比熱輸入16.5 kJ/cm 的焊縫的差.

3 結(jié)論

(1) 隨著熱輸入的增大，焊縫組織先從GB 和LB 為主轉(zhuǎn)變?yōu)橐訟F 為主，再轉(zhuǎn)變?yōu)橐訟F，F(xiàn)SP和PF 為主，而且焊縫中M-A 組元含量、直徑大于1 μm 的夾雜物占比和夾雜物的平均直徑均逐漸增大，另外粗晶區(qū)組織逐漸粗化，粗晶區(qū)中GB 含量逐漸增大.

(2) 隨著熱輸入的增大，焊縫硬度不斷減小，焊縫、熔合線和熔合線+2 mm 處的沖擊韌性均先增大后減小，同時(shí)焊縫的耐腐蝕性能也先增大后減小.

(3) 3 種焊接接頭的板拉伸試樣均在母材處斷裂，彎曲試樣均完好.