張宇清１,２,魏金山２,馬成勇２,安同邦２,徐玉松１

(１．江蘇科技大學(xué)冶金與材料工程學(xué)院,張家港 ２１５６００;２．鋼鐵研究總院焊接所,北京 １０００８１)

摘 要:采用 MAG(熔化極活性氣體保護(hù)焊)對(duì)２５mm 厚１０Ni５CrMoV 鋼進(jìn)行了焊接,觀察了接頭顯微組織與沖擊斷口形貌,并對(duì)其硬度、沖擊性能和拉伸性能進(jìn)行了研究.結(jié)果表明:接頭焊縫區(qū)組織主要為板條馬氏體/貝氏體＋粒狀貝氏體,且存在較多的沿奧氏體晶界分布的 MＧA 組元,硬度接近于母材,沖擊韌性較低,－５０ ℃時(shí)的平均沖擊功為４２J;隨著距焊縫中心距離的增大,熱影響區(qū)組織依次為淬火馬氏體、板條馬氏體/貝氏體＋鐵素體＋粒狀貝氏體,且臨界區(qū)碳化物積聚

并長(zhǎng)大,硬度先升高后降低,最低硬度為２８６．４HV,沖擊韌性較高,－５０℃時(shí)的平均沖擊功為１８８J;焊接接頭的平均抗拉強(qiáng)度達(dá)到９２０MPa,拉伸試樣的斷裂位置均在母材;MＧA 組元及碳化物是影響接頭性能的主要因素.

關(guān)鍵詞:１０Ni５CrMoV 鋼;焊接接頭;力學(xué)性能;顯微組織

中圖分類號(hào):TG４０６ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１７)０８Ｇ００７５Ｇ０５

MicrostructureandMechanicalPropertiesof１０Ni５CrMoVSteelMAG WeldedJoint

ZHANGYuqing

１,２,WEIJinshan２,MAChengyong

２,ANTongbang

２,XUYusong

１

(１．MetallurgicalandMaterialsInstitute,JiangsuUniversityofScienceandTechnology,Zhangjiagang２１５６００,China;

２．DepartmentofWelding,CentralIronandSteelResearchInstitute,Beijing１０００８１,China)

Abstract:１０Ni５CrMoVsteelwiththicknessof２５mmwasweldedbyMAG (meltingpoleactivegasshieldedwelding)．The microstructureandimpactfracture morphologyofjoint wereobserved,and hardness,impactpropertyandtensilepropertywerestudied．Theresultsshowthatthemicrostructureofjointweldzonewasmainlylathmartensite/bainite＋granularbainite,andtherewasmuch MＧAcomponentdistributedalongaustenitegrain

boundary．Thehardnessoftheweldzoneclosedtothatofbasemetal,andaverageimpactenergyat－５０ ℃ was４２Jwhichrepresentedlowimpacttoughness．Withtheincreaseofdistancefromcenterofweld,themicrostructureofheataffectedzonewasquenchmartensite,lathmartensite/bainite＋ferrite＋granularbainiteinsequence,andthe

carbideofcriticalzoneaccumulatedandgrewup．Hardnessincreasedfirstandthendecreasedwiththeminimum

hardnessof２８６．４HV．Theimpacttoughnesswasrelativelyhighandtheaverageimpacttoughnesswas１８８Jat－５０ ℃．Thetensilestrengthofweldedjointwas９２０MPaandthelocationoffractureintensiletestwasbasemetal．

MＧAcomponentandcarbidewerethemainfactorsthataffectedtheperformanceofjoint．

Keywords:１０Ni５CrMoVsteel;weldedjoint;mechanicalproperty;microstructure

０ 引 言

    近幾十年來(lái),高強(qiáng)鋼,尤其低碳高強(qiáng)鋼在焊接結(jié)構(gòu)中的應(yīng)用越來(lái)越廣泛.低碳高強(qiáng)鋼是在降低碳含量的同時(shí)加入一些合金元素,從而形成強(qiáng)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(guó) 自 行 研 制 的 一 種 屈 服強(qiáng)度大于７８５ MPa的低 碳 高 強(qiáng) 度 合 金 結(jié) 構(gòu) 鋼[１],通過(guò)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(dāng)比例及尺寸的馬氏體/貝氏體 組 織,以 滿 足 船 舶 用 鋼 的 強(qiáng) 韌 性 要 求[２].目前,對(duì) 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(duì) 其 強(qiáng) 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(guò) 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(duì) 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(hù)焊),對(duì) １０Ni５CrMoV 鋼 進(jìn) 行 焊 接,對(duì) 其 焊 接 接 頭的顯微組織 及 力 學(xué) 性 能 進(jìn) 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(yàn)依據(jù).

１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

    試驗(yàn)材料為調(diào)質(zhì)態(tài)１０Ni５CrMoV 鋼(母材),尺寸為１５０mm×５００mm×２５mm,焊接用焊絲為直徑１．２mm 的 MnＧNiＧCr系實(shí)心焊絲,１０Ni５CrMoV鋼和焊絲的化學(xué)成分如表１所示,力學(xué)性能見表２,

焊接接頭坡口如圖 １ 所示.圖 ２ 為 １０Ni５CrMoV鋼的顯微組織,主要為板條馬氏體和貝氏體.采用 YMＧ７５１A 型全自動(dòng)焊機(jī)進(jìn)行 MAG 焊接,保護(hù)氣體為９５％Ar＋５％CO２(體積分?jǐn)?shù)),氣體流量為２０L??min－１,按照 CB/Z１２４－１９９８«潛艇９２１A 等鋼結(jié)構(gòu)焊接技術(shù)要求»對(duì)１０Ni５CrMoV 鋼進(jìn)行焊接,具體工藝參數(shù)見表３.

     按照 GB２６４９－１９８９對(duì)焊接接頭進(jìn)行取樣后,采用１０％ (體 積 分 數(shù))硝 酸 酒 精 溶 液 腐 蝕 后 通 過(guò)OlympusGX５１型光學(xué)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(jìn)行腐蝕后觀察 MＧA(馬氏體Ｇ奧氏體)組元;利用 HitachiＧS４３００型冷場(chǎng)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(cè)定接頭硬度,載荷４９N,加載時(shí)間１０s,測(cè)試位置距上表面２mm;依照 GB/T２２８．－

    ２０１０進(jìn)行拉伸試驗(yàn),接頭拉伸試樣尺寸如圖３所示;按 GB/T２６５０－２００８進(jìn)行－５０ ℃沖擊試驗(yàn),沖擊試樣 尺 寸 為１０mm×１０mm×５５ mm,開 V 型 缺口,沖擊位置如圖４所示,圖中１,２,３位置分別代表焊縫中心、熔合線、熱影響區(qū).

２ 試驗(yàn)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?yàn)楹缚p區(qū)溫度較高,冷速較慢,貝氏體中鐵素體內(nèi)的碳有較長(zhǎng)的時(shí)間擴(kuò)散進(jìn)入奧氏體,而富碳奧氏體在隨后的冷卻過(guò)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?yàn)槔鋮s過(guò)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(guò)程中長(zhǎng)時(shí)間過(guò)熱使得組織嚴(yán)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(yuǎn)的細(xì)晶區(qū)組織,該區(qū)域在焊接過(guò)程中實(shí)現(xiàn)了完全奧氏體化,晶粒細(xì)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(shí)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(rèn)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(guò)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(zhǎng)大,改變了母材原有組織的尺寸均勻性.

２．２ 硬度和強(qiáng)度

    由圖８可知,在整個(gè)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(dòng),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(dòng)的現(xiàn)象.

    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(shì),產(chǎn)生該現(xiàn)象的原因?yàn)?靠近焊縫區(qū)因焊接熱循環(huán)而處于過(guò)熱狀態(tài),奧氏體晶粒嚴(yán)重長(zhǎng)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(yuǎn)離焊縫區(qū)的組織為細(xì)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(shí)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(shí) 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(shí)發(fā)生積聚長(zhǎng)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(jìn)行了一次回火,所以并未造成嚴(yán)重的軟化現(xiàn)象[１５].通過(guò)拉伸試驗(yàn)發(fā)現(xiàn),１０Ni５CrMoV 鋼接頭的平均抗拉強(qiáng)度達(dá)到９２０MPa,試樣斷裂位置均在母材,這說(shuō)明接頭具有較高的強(qiáng)度.經(jīng)分析認(rèn)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(huì)造成焊縫中合金元素含量降低,其固溶強(qiáng)化的效果不會(huì)減弱;另外,嚴(yán)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(qiáng)度匹配良好.

２．３ 沖擊性能

焊接接頭－５０℃的沖擊試驗(yàn)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(dá)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(zhǔn)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(shuō)明在斷裂時(shí)塑性變形大,裂紋擴(kuò)展時(shí)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(kuò)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(kuò)展的能力明顯增強(qiáng);細(xì)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(xì)小,因此熱影響區(qū)的沖擊性能最好.

３ 結(jié) 論

    (１)采用 MAG 對(duì)２５mm 厚１０Ni５CrMoV 鋼進(jìn)行焊接,焊縫區(qū)組織主要為板條馬氏體/貝氏體＋粒狀貝氏體,且存在較多的沿奧氏體晶界分布的 MＧA組元,硬度接近于母材的,－５０℃平均沖擊功為４２J.

    (２)熱影響區(qū)中粗晶區(qū)至臨界區(qū)的組織依次為淬火馬氏體、板條馬氏體/貝氏體＋鐵素體＋粒狀貝氏體,粗 晶 區(qū) 板 條 馬 氏 體 板 條 粗 大,最 高 硬 度 為３７１．４HV,細(xì)晶區(qū)晶粒細(xì)小,臨界區(qū)碳化物積聚長(zhǎng)大,硬度先升高后降低,最低硬度為２８６．４HV,熱影響區(qū)－５０ ℃時(shí)的平均沖擊功為１８８J.

    (３)焊接接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到９２０ MPa,試樣斷裂位置處于母材,MＧA 組元及碳化物是影響接頭性能的主要因素.

（文章來(lái)源： 期刊論文 > 機(jī)械工程材料 > 41卷 > 8期 (pp:75-79)）