摘　要:采用添加質(zhì)量分數(shù)分別為０,４％,８％,１２％,１６％,２０％MnO 的SJ６１２焊劑,配合SAWＧER３０８焊絲焊接了１８Ｇ８不銹鋼,研究了MnO 含量對焊接接頭顯微組織、拉伸性能和耐腐蝕性能的影響.結(jié)果表明:接頭焊縫組織均由奧氏體和鐵素體組成,鐵素體含量隨MnO 含量的增加先增大后減少;隨著MnO 含量的增加,接頭的抗拉強度和伸長率先快速增大后增大速率減緩,當MnO質(zhì)量分數(shù)超過１２％時趨向穩(wěn)定;耐腐蝕性能則先增強后減弱,當MnO 質(zhì)量分數(shù)為１２％時,接頭的腐蝕速率最小,為１．８６×１０－５g??mm－２??h－１,耐腐蝕性能最好。

關(guān)鍵詞:１８Ｇ８不銹鋼;MnO;焊接接頭;顯微組織;拉伸性能;耐腐蝕性能

中圖分類號:TG４０６ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０８Ｇ００７５Ｇ０５

０ 引 言

近幾十年來,高強鋼,尤其低碳高強鋼在焊接結(jié)構(gòu)中的應(yīng)用越來越廣泛.低碳高強鋼是在降低碳含量的同時加入一些合元素,從而形成強度和韌性。

較好、具有低碳馬氏體＋貝氏體組織的鋼,因其優(yōu)異的綜合性能而受到了廣泛重視并應(yīng)用于海洋工程、壓力容器等領(lǐng)域.１０Ni５CrMoV 鋼是我 國 自 行 研 制 的 一 種 屈 服強度大于７８５ MPa的低 碳 高 強 度 合 金 結(jié) 構(gòu) 鋼[１],通過加入鉻、鎳、鉬等合金元素并控制其熱處理后的冷卻速率,使其獲得適當比例及尺寸的馬氏體/貝氏體 組 織,以 滿 足 船 舶 用 鋼 的 強 韌 性 要 求[２].目前,對 １０Ni５CrMoV 鋼 的 研 究 多 集 中 在 工 藝 性能和焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性等方面,如:羅志俊等[３]研究了 馬 氏 體/貝 氏 體 組 織 亞 單 元 對 其 強 韌性的影響;田 景 云[４]探 討 了 冷 卻 速 率 與 組 織 及 性能 的 關(guān) 系;常 鐵 軍 和 尹 士 科 等[５Ｇ６]均 通 過 熱 模 擬,分析了不同t８/５ 條件 下 熱 影 響 區(qū) 的 組 織 和 沖 擊 性能.然而,對 １０Ni５CrMoV 鋼 焊 接 接 頭 整 體 組 織分布和性能 變 化 規(guī) 律 的 研 究 較 少,因 此 作 者 采 用成形性 能 較 好 的 MAG 焊 (熔 化 極 活 性 氣 體 保 護焊),對 １０Ni５CrMoV 鋼 進 行 焊 接,對 其 焊 接 接 頭的顯微組織 及 力 學 性 能 進 行 了 研 究,分 析 了 焊 接接頭組織演 變 規(guī) 律 及 影 響 接 頭 性 能 的 關(guān) 鍵 因 素,為１０Ni５CrMoV 鋼焊接結(jié)構(gòu)的應(yīng)用和發(fā)展提供了試驗依據(jù)。

按照 GB２６４９－１９８９對焊接接頭進行取樣后,采用１０％ (體 積 分 數(shù))硝 酸 酒 精 溶 液 腐 蝕 后 通 過OlympusGX５１型光學顯微鏡觀察顯微組織;采用１％偏重亞硫酸鈉溶液與４％苦味酸酒精溶液按體積比１∶１得到的混合液進行腐蝕后觀察 MＧA(馬氏體Ｇ奧氏體)組元;利用 HitachiＧS４３００型冷場掃描電鏡觀察顯微組織和沖擊斷口形貌;應(yīng)用 HVSＧ１０型數(shù)顯維氏硬度儀測定接頭硬度,載荷４９N,加載時間。

２ 試驗結(jié)果與討論

２．１ 顯微組織

由圖５可知,焊縫區(qū)的組織主要為板條馬氏體/貝氏體混合組織以及粒狀貝氏體,馬氏體/貝氏體板條呈交織狀分布,粒狀貝氏體出現(xiàn)在馬氏體/貝氏體板條束間,這是因為焊縫區(qū)溫度較高,冷速較慢,貝氏體中鐵素體內(nèi)的碳有較長的時間擴散進入奧氏體,而富碳奧氏體在隨后的冷卻過程中部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,部 分 附 于 鐵 素 體 后 形 成 粒 狀 貝 氏 體[７Ｇ１０].由圖６可知,焊縫區(qū)中的 MＧA 組元為明顯的亮白色,沿奧氏體晶界分布,這是因為冷卻過程中大量的碳原子在晶界處聚集后,使得 MＧA 組元沿奧氏體晶界分布,晶內(nèi)僅有部分粒狀 MＧA 組元存在[１１].

圖７(a)為靠近焊縫的粗晶區(qū),焊接過程中長時間過熱使得組織嚴重粗化,冷卻后形成較多大角度馬氏體板條晶界;圖７(b)為距離焊縫較遠的細晶區(qū)組織,該區(qū)域在焊接過程中實現(xiàn)了完全奧氏體化,晶粒細小,冷卻后形成了板條馬氏體/貝氏體＋粒狀貝氏體共存的混合組織;圖７(c)和(d)為臨界區(qū)組織,焊接時該區(qū)域處于Ac３~Ac１溫度區(qū)間,冷卻后其組織為板條馬氏體/貝氏體＋鐵素體＋粒狀貝氏體,經(jīng)分析認為,該溫度下僅部分組織發(fā)生了相變,而未發(fā)生奧氏體化的母材經(jīng)過回復(fù)再結(jié)晶后形成白色塊狀的鐵素體,此外部分區(qū)域未奧氏體化的碳化物主要集中在晶界附近[１２Ｇ１４],這些碳化物吸收晶粒內(nèi)部碳原子而發(fā)生聚集長大,改變了母材原有組織的尺寸均勻性。

２．２ 硬度和強度

由圖８可知,在整個接頭中,熱影響區(qū)硬度高于焊縫和 母 材 的,其 平 均 值 為 ３５０．８ HV,焊 縫 和母材的分別為３０８．１HV 和３１０．１ HV.焊縫區(qū)和母材的組織差異不大,主要為板條馬氏體/貝氏體和部分粒狀 貝 氏 體,但 是 焊 縫 截 面 上 硬 度 值 上 下波動,這是由 于 多 道 焊 中 前 道 次 焊 接 的 組 織 受 到后道次焊接 的 熱 循 環(huán) 作 用,從 而 導(dǎo) 致 其 組 織 分 布不均勻,另外 靠 近 熱 影 響 區(qū) 的 焊 縫 受 到 母 材 金 屬的稀釋作用,導(dǎo)致合金元素含量降低,因此其硬度值出現(xiàn)波動的現(xiàn)象。

圖８ １０Ni５CrMoV鋼接頭硬度分布曲線

熱影響區(qū)硬度隨距焊縫中心距離的增加呈先升高后降低的趨勢,產(chǎn)生該現(xiàn)象的原因為:靠近焊縫區(qū)因焊接熱循環(huán)而處于過熱狀態(tài),奧氏體晶粒嚴重長大,快速冷卻后形成大量的馬氏體組織,如圖７(a)所示,導(dǎo)致其硬度明顯升高,最大值為３７１．４HV;遠離焊縫區(qū)的組織為細小的馬氏體/貝氏體＋部分粒狀貝氏體混合組織,如圖７(b)所示,因在較低的溫度下發(fā)生轉(zhuǎn)變,低硬度組織貝氏體含量增加,導(dǎo)致硬度略微降低;焊接時臨界區(qū)溫度處于 Ac３ ~Ac１ 區(qū)間,奧氏體化不完全,部分母材發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶后形成鐵素體組織,硬度降低,同 時 在 Ac１ 至 母 材 回 火 溫 度 區(qū)間,未完全奧氏體化的碳化物在冷卻時發(fā)生積聚長大,降低了該部分區(qū)域的碳含量,使得硬度降低到２８６．４HV,但其范圍很小,這是由于母材的回火溫度與Ac１接近,熱影響區(qū)內(nèi)僅有小部分區(qū)域進行了一次回火,所以并未造成嚴重的軟化現(xiàn)象[１５]。

通過拉伸試驗發(fā)現(xiàn),１０Ni５CrMoV 鋼接頭的平均抗拉強度達到９２０MPa,試樣斷裂位置均在母材,這說明接頭具有較高的強度.經(jīng)分析認為:焊絲與母材的合金元素含量相差不大,熔池冶金反應(yīng)不會造成焊縫中合金元素含量降低,其固溶強化的效果不會減弱;另外,嚴格控制 MAG 的焊縫冷卻速率,使焊縫形成了板條馬氏體/貝氏體＋部分粒狀貝氏體組織,與母材的強度匹配良好。

２．３ 沖擊性能

焊接接頭－５０℃的沖擊試驗結(jié)果見表４,焊縫中心的平均沖擊功為４２J,熔合線的為１４７J,熱影響區(qū)的最高,達到了１８８J。

由圖９可知:焊縫中心的試樣斷口上出現(xiàn)了大面積的解理刻面,韌窩主要集中于撕裂棱附近,韌窩小且淺,斷裂方式為韌窩＋準解理混合斷裂,沖擊韌性低;熔合線斷口上存在較大塑性變形的剪切,中部形成了局部韌窩帶,韌窩帶四周由撕裂棱包圍,韌窩數(shù)量及韌窩型延性脊明顯增多,沖擊性能高于焊縫的;熱影響區(qū)斷口形貌中的韌窩大而深,大韌窩內(nèi)包含了小韌窩,這說明在斷裂時塑性變形大,裂紋擴展時遇到的阻礙多,消耗的能量多,因此沖擊性能最好[１６].焊縫中心的平均沖擊功較低,主要是由于焊縫內(nèi)存在大量分布于板條間的粒狀貝氏體,以及沿晶界分布的 MＧA 組元,成為了起裂以及裂紋擴展的通道,使其沖擊韌性降低[１７].熱影響區(qū)粗晶區(qū)中馬氏體板條間以大角度分開,相比于焊縫組織,其阻礙裂紋擴展的能力明顯增強;細晶區(qū)組織為板條馬氏體/貝氏體和粒狀貝氏體混合組織,熱循環(huán)使該區(qū)域組織完全奧氏體化,晶粒尺寸十分細小,因此熱影響區(qū)的沖擊性能最好。