黃本生，劉 閣，黃龍鵬，劉 輝，張懷輝

（1西南石油大學 油氣藏地質及開發(fā)工程國家重點實驗室，成都 610500；2西南石油大學 材料科學與工程學院，成都 610500）

現代工業(yè)的迅速發(fā)展和科學技術的不斷進步，對焊接構件特別是異種鋼焊接接頭的組織性能提出了更高要求。然而，由于化學成分、熱膨脹系數的不同以及碳的遷移等原因，異種材料的焊接比同種材料的焊接具有更大的挑戰(zhàn)。母材的組織性能差異將導致明顯的焊接缺陷，如稀釋率過高、未熔合等，這將使焊接接頭力學性能降低［1－5］。近年來，為了克服技術問題并充分利用不同金屬的優(yōu)越性能，在異種金屬焊接中獲得高質量的焊接接頭，國內外許多學者從焊接工藝等方面對異種鋼焊接做了大量研究［6－13］，然而，對 Q235／316L異種鋼焊接的研究比較少。本工作在分析Q235／316L性能的基礎上，研究了不同的焊材匹配和時效處理對Q235／316L異種鋼焊接接頭的組織和力學性能的影響，以期為未來的異種鋼焊接研究及實際生產應用提供參考。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

焊接實驗所用母材為Q235鋼板和316L不銹鋼鋼板，尺寸規(guī)格均為200mm×100mm×14mm，其化學成分如表1所示。所用焊條均為不銹鋼焊條，牌號分別為A132，A042和A022，其化學成分如表2所示。

表1 Q235和316L不銹鋼的化學成分（質量分數／%）Table 1 Chemical compositions of Q235and 316L（mass fraction／%）

表2 焊條化學成分（質量分數／%）Table 2 Chemical compositions of welding rod（mass fraction／%）

1.2 實驗方法

基于文獻調研和現場實踐，采用手工焊條電弧焊（Shielded Metal Arc Welding，SMAW）進行以下3組焊接實驗。第1組，用 E347－16（A132）＋E316L－16（A022）作為堆焊材料，先在Q235坡口上堆焊A132約2～3mm，然后再堆焊A022約2～3mm，最后用A022填充焊接；第2組，先用E347－16（A132）作為堆焊材料（約3～5mm），然后用A022填充焊接；第3組，先用 E309MoL－16（A042）作為堆焊材料 （約 3～5mm），然后用A022填充焊接。焊接工藝參數如表3所示。焊接示意圖如1所示。

焊接后，選用最優(yōu)質的焊接接頭進行時效處理，把試樣分為3組，分別做300℃×2h，500℃×2h，700℃×2h保溫后，空冷時效處理。根據實驗相關規(guī)范，采用金相顯微鏡（VMD－P3008）、萬能試驗機（WDW－1000）、沖擊試驗機（JB－30B）、顯微硬度計（HV－1000）等設備對上述實驗試樣分別進行組織結構觀察及力學性能測試。

表3 不同焊材匹配下的焊接工藝參數Table 3 Welding parameters of different welding material matching

圖1 異種鋼焊接示意圖Fig.1 Schematics of the dissimilar steel welding

2 結果與分析

2.1 焊材匹配對焊接接頭性能的影響

2.1.1 顯微組織

不種焊接工藝下異種鋼焊接接頭Q235熔合線與堆焊層的金相組織如圖2所示。由圖2可知，熔合區(qū)主要為針狀組織和不易腐蝕的“白亮”帶。堆焊層與Q235之間有非常清晰的熔合線，此熔合線是由合金的濃度梯度造成的，熔合線越明顯表示Q235和堆焊金屬結合的越不好。比較可知A042組結合的較好，而且A042組堆焊層及熔合區(qū)的組織相近且最為細密（圖2（c），（f））。Q235熱影響區(qū)（Heat Affected Zone，HAZ）的金相組織如圖3所示。Q235HAZ和母材晶粒都出現明顯的變大，三者相比較下，A042組的晶粒要細一些。316LHAZ及填充焊縫的金相組織如圖4所示。316LHAZ的晶粒大小基本相當，和母材比起來相差不大，與焊縫的金相組織相近。A042組焊縫的組織主要為奧氏體和蠕蟲狀的σ鐵素體，其中σ鐵素體是在焊接非平衡快速冷卻過程中發(fā)生σ－γ轉變后保留下來的σ鐵素體晶核 。而其他兩組在焊縫中產生了馬氏體組織［16］，增加了焊縫金屬的冷裂傾向。這是因為A042焊條中的Cr（22.0%～25%），Ni（12.0%～14.0%）含量高于其他兩組焊條的，由以上分析可知，A042焊條是3組中較好的堆焊材料。

圖4 不同焊接工藝下焊縫區(qū) A132（a），A132＋A022（b），A042（c）與316LHAZ的 A132（d），A132＋A022（e），A042（f）的金相組織Fig.4 Microstructure of weld zone A132（a），A132＋A022（b），A042（c）and 316LHAZ A132（d），A132＋A022（e），A042（f）in different welding processes

2.1.2 拉伸性能

對3組焊接焊縫試樣進行室溫拉伸實驗，從拉伸試樣可以看出斷口均在Q235母材上且均為塑性斷裂。不同焊接工藝下Q235／316L焊接接頭的拉伸性能如圖5所示。對拉伸實驗數據進行分析可知，本實驗采用的焊接工藝達到了強度的基本要求。堆焊材料A042組的抗拉強度最大為470MPa，同時屈服強度排第2位，具有較好的脆韌性，其結果與金相組織分析結果相符。在相同的焊接電流、焊接電壓以及人員施焊下，堆焊組A042的強度最好。

2.1.3 沖擊韌性

不同焊接工藝下Q235／316L焊接接頭的沖擊韌性如圖6所示?？芍?，堆焊材料為A132＋A022時，Q235HAZ和316LHAZ的沖擊吸收功都是最大，焊縫中心的吸收功最小，這表明焊縫兩側韌性很好，焊縫硬度很大；在堆焊材料為A132組時，Q235HAZ和316LHAZ的沖擊吸收功都很小，焊縫的沖擊吸收功最大，這表明該組試樣焊縫兩側脆性很大，但是焊縫的韌性很好；A132組Q235HAZ沖擊吸收功最小，而A132＋A022組較大，這是因為堆焊時，先在Q235坡口上堆焊A132，再堆焊一層A022對堆焊層和Q235具有熱處理的作用；此兩種試樣焊縫的沖擊吸收功相差不大，是因為采用了相同的焊接參數和焊材；堆焊材料為A042時，焊縫中心及HAZ的韌性都居中；綜合考慮，堆焊材料為A042時，焊接接頭的韌性較好。

中國國家形象的架構隱喻分析——以2016年《經濟學人》中國專欄為例 ……………………… 梁婧玉（6.23）

2.1.4 硬度測試

不同焊接工藝下Q235／316L焊接接頭的維氏硬度測試結果如圖7所示。可知，Q235HAZ硬度最大的是A132組，A042和A132＋A022組的硬度相差不大，堆焊層的硬度都很大。堆焊材料為A132時，熱影響區(qū)及其堆焊層硬度都很大，而A042組則較小，這說明焊材匹配A132不及A042，但是從A132和A132＋A022組得知，焊接工藝的不同對試樣硬度影響很大，原因是A132＋A022組先在Q235上堆焊A132，緊接著堆焊A022時對A132具有熱處理的作用，使得改組的堆焊層硬度降低。3組實驗中，A132組的焊縫硬度最小，A132＋A022組的最大，A042組居中。由金相分析和力學性能分析可知，A042作為堆焊焊材，A022作為填充焊材是較好的焊材匹配。

圖7 不同焊接工藝下Q235／316L焊接接頭的維氏硬度Fig.7 Vickers hardness values of Q235／316Lwelded joints in different welding processes

2.2 時效處理對焊接接頭性能的影響

2.2.1 顯微組織

焊縫區(qū)及堆焊層不同時效后的金相組織如圖8所示。可知，常溫下焊縫處主要以柱狀晶為主，但是方向性不確定，這可能與溫度梯度很小有關。焊縫中A042焊條堆焊后有柱狀晶和較多的等軸晶，這可能是A042與碳鋼熔合線附近的成分存在較大的差異，溫度梯度也較大，因此存在柱狀晶。又因合金元素提供了非均勻形核的晶核，所以存在大小不一的等軸晶粒。而A022焊條進行填充時，在焊縫中部或表面處形成非方向性的枝狀晶。300℃時效后，柱狀晶仍然存在，晶界更加分明，是由于從奧氏體中析出碳化物，同時還存在柱狀晶和方向不大明確的枝狀晶。500℃時效后，奧氏體不斷地分解轉變成α相，焊縫析出較多的碳化物。堆焊層A042在冷卻過程中轉變成的馬氏體晶粒較少，是由于存在較高的鎳和鉻元素對奧氏體的分解存在抑制性。焊縫層A022由于合金元素較少，奧氏體分解容易，造成馬氏體晶粒比堆焊層要多。700℃時效后，堆焊層和焊縫區(qū)的奧氏體晶粒都大量分解，板條狀晶體變成了細小的晶粒組織，同時由于奧氏體不斷地析出碳化物，冷卻后，使馬氏體轉變溫度Ms點上升，結果在較高的溫度有大量的馬氏體轉變。尤其500，700℃時效處理后，由于碳的遷移，產生富碳區(qū)與貧碳區(qū)，易使力學性能變差。

Q235與316L母材區(qū)不同時效后的金相組織如圖9所示?？芍?，Q235焊后母材遠離焊縫的區(qū)域未受焊接熱影響，出現鐵素體和滲碳體。316L母材遠離焊縫的區(qū)域也未受焊接熱影響，存在奧氏體晶粒；300℃時效處理后316L不銹鋼可能有碳原子的偏聚；500℃時效處理后Q235母材中有碳化物不斷聚集長大，形成條狀的碳化物。316L中逐漸有碳化物從奧氏體中析出；700℃時效處理后Q235隨著溫度的升高和時間的延長，碳化物逐漸轉到晶界附近，形成網狀碳化物，對力學性能有不良的影響，此外還有鐵素體晶粒；316L析出第二相形成無共格關系的碳化物成條狀分布，碳化物使奧氏體合金元素減少，減弱奧氏體的穩(wěn)定性，從而有馬氏體和貝氏體的形成。

焊接接頭Q235HAZ不同時效后的金相組織如圖10所示。可知，未經熱處理的Q235與焊縫的熔合區(qū)在靠近熔合線的部位存在一些粗大的晶粒，而后則是極細小雜亂的鐵素體與珠光體的混合組織，可能是合金元素的溶入阻礙了晶粒的長大。局部區(qū)域由于合金元素含量增高，冷卻過程中推遲了珠光體的轉變，有細小的針狀類馬氏體組織出現。另外，也有區(qū)域出現由針狀鐵素體或滲碳體及其間混合珠光體組成的復相組織，魏氏體組織，對焊接接頭的強度、韌性都有很大的影響。300℃時效處理后馬氏體分解形成低碳α相和彌散的碳化物（圖10（b）黑色組織），白色區(qū)域為鐵素體組織。500℃時效處理后形成的組織是珠光體和鐵素體組織。700℃時效處理后有珠光體晶粒存在，同時也有網狀的碳化物分布在鐵素體晶體上，造成硬度偏高，脆性增大，易使Q235HAZ的力學性能變差。

圖8 焊縫區(qū)（1）及堆焊層（2）不同時效后的金相組織（a）常溫；（b）300℃時效處理；（c）500℃時效處理；（d）700℃時效處理Fig.8 Microstructure of weld zone（1）and surfacing layer（2）in different aging treatments（a）at room temperature；（b）300℃aging treatment；（c）500℃aging treatment；（d）700℃aging treatment

圖9 Q235（1）與316L（2）母材不同時效后的金相組織（a）焊后金相組織；（b）300℃時效處理；（c）500℃時效處理；（d）700℃時效處理Fig.9 Microstructure of Q235（1）and 316L（2）in different aging treatments（a）microstructure after welding；（b）300℃ aging treatment；（c）500℃aging treatment；（d）700℃ aging treatment

2.2.2 拉伸性能

不同時效后異種鋼焊接接頭的拉伸性能如圖12所示。分析可知，300℃時效處理后，試樣接頭的抗拉強度值大于未經熱處理的，但是斷后伸長率增加比較明顯。然而，經過500℃時效處理后，試樣接頭的屈服強度、抗拉強度值均明顯大于未經熱處理的，但斷后伸長率和300℃時效后的相比卻略有減少。700℃時效處理后，焊接接頭的屈服強度，抗拉強度值均小于500℃時效后的大于未時效處理和300℃時效處理的。300℃時效處理后，雖然焊接后相當于淬火的焊接應力得到了消除，使伸長率增加，但也導致了屈服強度的降低，再加上過飽和碳的析出，從而阻礙了位錯的運動。此外，氫在奧氏體中的溶解度遠大于在鐵素體中的溶解度，因此300℃時效后能充分改善接頭的抗裂性，從而增加抗拉強度。500℃時效處理后，殘余奧氏體的數量不斷減少，其分解的產物滲碳體尺寸細小，彌散，阻礙了位錯的運動，從而導致了屈服強度的提高。碳化物以粒狀和球狀析出，使屈服強度降低。而殘余奧氏體數量的不斷減少，會使伸長率降低。700℃時效處理后，Q235HAZ形成了網狀的碳化物，導致了強度和韌性的急劇下降。

圖12 不同時效后異種鋼焊接接頭的拉伸性能Fig.12 Tensile properties of dissimilar steel welded joints after different aging treatments

2.2.3 沖擊韌性

不同時效處理后異種鋼焊接接頭的沖擊韌性如圖13所示。可知，隨著時效處理溫度的升高，Q235 HAZ的沖擊值略有減少，這是因為焊后焊縫組織不平衡，固溶組織處于過飽和狀態(tài)，特別是馬氏體組織。隨著時效處理溫度的提高及保溫時間的延長，碳原子不斷析出、內應力不斷消除、碳化物不斷沉淀會使沖擊韌性提高，但是殘余奧氏體的減少又會使沖擊韌性減小。焊縫中的A－M晶界與316LHAZ是氫的富集區(qū)，氫的消除讓焊縫區(qū)和316LHAZ沖擊韌性有所提高。500℃時效處理后，殘余奧氏體開始不斷分解形成球狀的滲碳體和鐵素體，使沖擊韌性提高，焊縫的沖擊值保持大致相同。而316LHAZ母材的沖擊值卻急劇減少，這是由于殘余奧氏體的分解速率增加（殘余奧氏體在鋼中的作用是增加其韌性），其數量不斷減少，同時在晶界處析出的第二相使晶界破壞，加劇了沖擊韌性的降低。700℃時效處理后，Q235HAZ的沖擊韌性急劇減少，焊縫的沖擊值略有提高，316LHAZ的沖擊值明顯提高。這是因為隨著溫度的提高和時間的延長，Fe3C尺寸不斷增大，晶界和晶內大顆粒第二相不斷長大，形成的網狀碳化物破壞了晶界，因此導致了沖擊韌性的急劇下降，而在700℃表現的最為明顯；316L和焊縫是由于溫度提高，Fe3C不斷地溶入α基體，碳化物以MX和M23C6的形式析出并長大，與奧氏體晶粒脫離了共格關系，從而使沖擊值提高。

圖13 不同時效后異種鋼焊接接頭的沖擊韌性Fig.13 Impact toughness of dissimilar steel welded joints after different aging treatments

2.2.4 硬度測試

不同時效后異種鋼焊接接頭顯微硬度測試結果如圖14所示。未經熱處理的試樣接頭在焊縫的兩側存在兩個高硬度區(qū)，對應兩個熔合區(qū)，而Q235HAZ和316LHAZ硬度比母材有所升高，結合金相組織分析可知，Q235HAZ是由于焊縫合金元素的擴散，使該區(qū)合金元素含量升高，而后在快速冷卻中該區(qū)域形成了類馬氏體等淬硬組織，使該區(qū)域硬度升高；不銹鋼熔合區(qū)也有合金元素擴散，并且也是由于異種材料的差異及很大的溫度梯度，形成了不同的Ms點，造成了馬氏體組織的不同。另一原因是，靠近Q235HAZ形成的脫碳層造成了焊縫區(qū)間有很大的硬度差異。300℃時效處理后，試樣的Q235母材、HAZ、堆焊層、焊縫硬度都有升高，特別是在HAZ到堆焊層一段硬度增加明顯。結合金相組織分析可知，Q235HAZ硬度升高的原因是，Q235晶粒粗大，顯微硬度測試的壓痕較小。Q235熔合區(qū)和熱影響區(qū)硬度很高則是由于焊縫合金元素擴散使這兩個區(qū)域合金元素含量升高，晶粒固溶強化效果明顯，同時長時間保溫后合金元素以碳化物形式析出，產生了彌散強化。焊縫和316L熔合區(qū)則由于晶粒粗化、增碳層的出現使硬度稍有升高。500℃時效處理后，其硬度變化趨勢大致同300℃的相同，但是平均較300℃時效后的試樣小。特別是在Q235 HAZ，由于形成了等軸的鐵素體晶粒，冷卻后形成鐵素體和少量粒狀滲碳體，因此馬氏體結構減少或消失，使硬度逐漸下降。700℃時效處理后，其硬度變化趨勢與其他時效處理后的大致相同，在堆焊層硬度達到最大值，這是由于經高溫時效處理后，碳的擴散使熔合區(qū)附近變成富碳區(qū)，硬度升高，鄰近熔合區(qū)的母材變?yōu)樨毺紖^(qū)，硬度下降；同時碳的擴散也導致了316L增碳層的出現，使硬度升高。由金相分析與力學性能分析綜合可知，經300℃時效處理的焊接接頭的綜合性能較好，能夠達到規(guī)范要求。

圖14 不同時效后異種鋼焊接接頭的顯微硬度Fig.14 Microhardness of dissimilar steel welded joints after different aging treatments

3 結論

（1）在 Q235／316L異種鋼的焊接中，采用 A042（高Cr，Ni含量）焊條堆焊時，可以得到性能優(yōu)良的異種鋼焊接接頭，此接頭的焊縫組織主要為奧氏體基體上分布有一定數量的蠕蟲狀的σ鐵素體。

（2）相對于500，700℃時效處理以及不進行時效處理的異種鋼焊接接頭，經300℃×2h保溫，空冷時效處理的異種鋼焊接接頭由于鐵素體、珠光體的存在使其屈服強度和抗拉強度得到了較大提高，同時由于氫的消除及逆轉變奧氏體數量的增加也使焊縫區(qū)和316LHAZ沖擊韌性有所提高。

（3）在 Q235／316L異種鋼的焊接中，采用 A042焊條作為堆焊材料，A022為填充材料，焊接電流為110～130A，電壓為23～26V，焊接速率為50mm／min焊接后，再經300℃×2h保溫，空冷時效處理，可得到綜合性能優(yōu)越的Q235／316L異種鋼焊接接頭。

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