萬(wàn)里鵬 張海軍 夏春 黃春平

30Cr Mn SiA屬高強(qiáng)度結(jié)構(gòu)鋼，具有良好的綜合力學(xué)性能，因此在實(shí)際生產(chǎn)中被廣泛應(yīng)用，尤其在薄壁容器中的應(yīng)用更有優(yōu)勢(shì)。除氣焊和攪拌摩擦焊之外現(xiàn)行的大部分焊接方法均適用于這種材料的焊接。

本文研究焊接間隙對(duì)30Cr Mn Si A焊接接頭的影響，采用相同的焊接電流和電弧電壓，在焊接試板組隊(duì)時(shí)預(yù)留不同的間隙，研究拘束、自由兩種焊接狀態(tài)下不同焊接間隙對(duì)焊接裂紋敏感性，焊接接頭的微觀組織結(jié)構(gòu)、力學(xué)性能（拉伸、彎曲、硬度）的影響規(guī)律，為實(shí)際結(jié)構(gòu)不同焊接間隙條件下焊接工藝的制定提供依據(jù)。

表1 30CrMnSiA化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

表2 不同焊接間隙下手工CO2焊接參數(shù)

1.試驗(yàn)材料及方案

調(diào)質(zhì)態(tài)30 Cr Mn SiA鋼的化學(xué)成分如表1所示，試板尺寸為300mm×100mm×1.8mm。

用砂輪將試板待焊部位分別開30°坡口，鈍邊0.5～1mm；然后對(duì)試板進(jìn)行噴砂處理，去除試板上的鐵銹和油污；噴砂后機(jī)械校正。試驗(yàn)焊縫采用手工CO2焊，焊接設(shè)備為DP—400 OT C型C O2焊機(jī)。焊絲牌號(hào)為H08Mn2Si A，φ0.8mm。試驗(yàn)參數(shù)如表2所示。

試驗(yàn)焊縫焊接結(jié)束后，試板經(jīng)48h自然時(shí)效后進(jìn)行檢測(cè)，沿焊縫橫截面截取試樣。使用金相顯微鏡觀察接頭微觀組織，使用顯微硬度儀對(duì)接頭進(jìn)行硬度測(cè)試。硬度試驗(yàn)按《GB4340 金屬維氏硬度試驗(yàn)方法》進(jìn)行，拉伸試驗(yàn)按《GB/T2651－2008 焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》進(jìn)行。

2. 結(jié)果與分析

（1）接頭組織形貌 圖1為四種不同間隙條件下的焊縫橫截面形貌，隨焊接工件裝配間隙的增大，為使焊縫良好成形，必須增大焊接熱輸入量。由圖1可知，隨裝配間隙的增大，焊縫區(qū)最大厚度分別為4.4mm、4.7mm、4.4mm、6.7mm，焊縫上表面余高分別為1.59mm、1.45mm、1.18mm、1.52mm，焊縫下表面余高分別為1.01mm、1.45mm、1.42mm、3.38mm，接頭板厚中心線上焊縫寬度分別為5.2mm、5.5mm、5.8mm、8.0mm。上表面余高相差不大。間隙為0.5~2mm時(shí)，焊縫成形相差不大；當(dāng)間隙增大到2mm時(shí)，焊縫最大厚度達(dá)到母材厚度的2.4倍，在焊縫底部的余高達(dá)母材厚度的79%，沿板厚中心線上的最大焊縫寬度為母材厚度的3.2倍。但當(dāng)間隙增大到3mm時(shí)，焊縫最大厚度達(dá)到母材厚度的3.7倍，在焊縫底部的余高達(dá)母材厚度的18 8%，沿板厚中心線上的最大焊縫寬度為母材厚度的4.4倍。

圖2為焊縫中心處組織，當(dāng)焊接間隙為0.5mm時(shí)，焊接熱輸入較低，焊縫區(qū)主要由大量的針狀鐵素體、少量的島狀貝氏體和珠光體組成；隨著焊接間隙增大，所受熱輸入增加，針狀鐵素體開始長(zhǎng)大，呈塊狀沿晶界分布；繼續(xù)增大焊接間隙時(shí)，所受熱輸入過(guò)大，開始出現(xiàn)過(guò)熱現(xiàn)象，開始出現(xiàn)先共析鐵素體，隨后在晶內(nèi)析出大量的塊狀先共析鐵素體、珠光體和顆粒貝氏體。

圖3為接頭完全淬火區(qū)顯微組織，由于淬火區(qū)靠近焊縫，溫度仍然高于奧氏體轉(zhuǎn)變溫度（A3以上溫度），在室溫條件下冷卻溫度梯度較大，過(guò)冷奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，形成大量的板條狀馬氏體，馬氏體之間存在大量的鐵素體和殘余奧氏體；隨著焊接間隙增大，相應(yīng)的熱輸入增加，冷卻時(shí)析出更多的片狀馬氏體和板條馬氏體及顆粒貝氏體，晶內(nèi)析出的鐵素體和殘余奧氏體開始粗化；當(dāng)焊接間隙增至3mm時(shí)，熱輸入過(guò)大，形成大量的片狀馬氏體組織，各馬氏體之間由含碳量更高的殘余奧氏體隔開。

圖1 拘束狀態(tài)下不同間隙接頭橫截面形貌

圖2 焊縫區(qū)組織

圖4為不完全淬火區(qū)組織，焊接時(shí)只受焊接熱作用發(fā)生回火轉(zhuǎn)變，主要為小塊狀鐵素體與珠光體；隨著焊接間隙增大，鐵素體晶粒逐漸長(zhǎng)大；當(dāng)焊接間隙增至3mm時(shí)，回火程度更大，主要為鐵素體、回火索氏體及顆粒貝氏體組織。

（2）接頭力學(xué)性能 圖5為不同焊接接頭的顯微硬度分布。由圖可知，焊縫區(qū)硬度略低于母材，且隨著焊接間隙增大，硬度有降低的趨勢(shì)，原因是焊縫區(qū)熱輸入量逐漸增大導(dǎo)致硬度下降；而完全淬火區(qū)硬度明顯高于焊縫和母材的，其最大值達(dá)640HV，是因?yàn)?0Cr Mn Si A含較多的合金元素，淬硬傾向較大，馬氏體轉(zhuǎn)變溫度低，此區(qū)域形成大量的脆硬高碳馬氏體組織；隨著距焊縫中心的增加，硬度明顯降低；不完全淬火區(qū)發(fā)生回火處理，出現(xiàn)軟化區(qū)，使其硬度低于母材。當(dāng)焊接間隙在0.5~2mm間時(shí)，接頭硬度差別不大；當(dāng)間隙增大到3mm時(shí)，軟化程度最大，但熱影響區(qū)寬度最小。分析其原因，雖然熱輸入增大到1 128J/mm，但焊縫金屬區(qū)域的增大程度超過(guò)熱輸入量的增大程度，增加的熱輸入量主要用于熔化焊絲和母材局部、形成熔敷金屬。

對(duì)于不同焊接間隙接頭的抗拉強(qiáng)度曲線，試件自由狀態(tài)下焊接接頭抗拉強(qiáng)度隨焊接間隙的增大而呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)。觀察其斷裂位置發(fā)現(xiàn)主要斷裂在接頭的淬火區(qū)，組織觀察發(fā)現(xiàn)此區(qū)域易產(chǎn)生大量的脆硬高碳馬氏體組織，導(dǎo)致熱影響區(qū)脆化，抗拉強(qiáng)度降低。當(dāng)間隙增大到2mm時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度下降到802MPa；當(dāng)間隙繼續(xù)增大到3mm時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度下降到720MPa。

圖3 完全淬火區(qū)組織

圖4 不完全淬火區(qū)組織

圖5 不同焊接間隙接頭顯微硬度分布

3. 結(jié)語(yǔ)

(1）焊接間隙為0.5~2mm時(shí)，焊縫成形相差不大；當(dāng)間隙增大到3mm時(shí)，焊縫成形變差。

(2)隨著焊接間隙的增大，焊接熱輸入逐漸增大焊縫區(qū)域組織由大量的針狀鐵素體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閴K狀先共析鐵素體，完全淬火區(qū)組織內(nèi)鐵素體和殘余奧氏體逐漸消失，不完全淬火區(qū)鐵素體晶粒逐漸增大。

(3) 焊縫區(qū)的硬度略低于母材，焊接間隙在0.5~2mm之間時(shí)，硬度有降低的趨勢(shì)，但接頭硬度差別不大，當(dāng)間隙增大到3mm時(shí)，軟化程度最大。接頭抗拉強(qiáng)度隨焊接間隙的增大而呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)，當(dāng)間隙為1mm時(shí)，接頭抗拉強(qiáng)度最大，其抗拉強(qiáng)度為母材的74%。

[1] 李亞江.高強(qiáng)鋼焊接[M].北京： 冶金工業(yè)出版社，2010.1.

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