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(西安理工大學材料科學與工程學院，西安 710048)

0 引 言

20Mn23Al無磁鋼具有極低的磁導率，廣泛應用于制造變壓器的油箱及其他附件[1-2]。由于無磁鋼是根據(jù)變壓器制造廠的特殊要求而生產(chǎn)的電工材料，在普通的機械領域中很少用到，因此國內(nèi)外并沒有針對無磁鋼的成熟的焊接工藝及專用的焊接材料。對20Mn23Al無磁鋼進行焊接時通常采用不銹鋼焊接材料，常用的焊接方法主要有氣體保護焊、手工電弧焊和埋弧焊。對于厚度小于14 mm的20Mn23Al無磁鋼薄板，李立新[3]采用A302和A132焊條對其進行焊接，而李創(chuàng)基[4]采用研制的專用焊條KTD-286A對其進行焊接。對于厚度大于14 mm的20Mn23Al無磁鋼厚板，翟衛(wèi)東[5]采用埋弧焊對其進行焊接。20Mn23Al無磁鋼的顯微組織為單相奧氏體，在焊接過程中隨熱輸入的增加，奧氏體晶粒變粗，熱影響區(qū)的敏化溫度區(qū)間變寬，從而導致焊接接頭的耐腐蝕性能下降，使焊接接頭容易出現(xiàn)熱裂紋[6]。為了研究不同焊接方法對20Mn23Al無磁鋼組織和性能的影響，作者選用變壓器常用的3種焊接方法，即非熔化極惰性氣體鎢極保護焊-熔化極氣體保護焊(TIG-GMAW)、非熔化極惰性氣體鎢極保護焊-手工電弧焊(TIG-SMAW)和非熔化極惰性氣體鎢極保護焊-埋弧焊(TIG-SAW)對厚度12 mm的20Mn23Al無磁鋼板進行焊接，對比不同焊接方法下20Mn23Al無磁鋼焊接接頭的顯微組織、力學性能和耐腐蝕性能，為10～14 mm厚20Mn23Al無磁鋼板的焊接提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為20Mn23Al奧氏體無磁鋼板，供貨態(tài)為軋制態(tài)，化學成分如表1所示，顯微組織如圖1所示。由圖1可以看出，試驗鋼的組織為單相奧氏體，沿軋制方向呈帶狀分布。焊接材料為E316LT0-1不銹鋼焊絲、E309-16(A302)焊條、H08Cr21Ni10Si埋弧焊焊絲搭配HJ260焊劑，3種焊材的化學成分如表2所示。

表1 20Mn23Al鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of 20Mn23Alsteel (mass) %

圖1 20Mn23Al鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of 20Mn23Al steel

Table 2 Chemical composition of welding materials (mass) %

分別采用TIG-GMAW、TIG-SMAW、TIG-SAW焊接方法對尺寸為300 mm×150 mm×12 mm的試驗鋼板進行對接焊，這3種焊接方法均采用TIG進行打底焊，用GMAW、SMAW、SAW進行填充、蓋面焊接[7-9]。采用TIG-GMAW、TIG-SMAW焊接時，鋼板兩邊均開Y形坡口，鈍邊2 mm，采用TIG-SAW焊接時，鋼板兩邊均開X形坡口。焊接前，對坡口兩側(cè)20 mm范圍區(qū)域進行清理。用TIG進行焊接時采用純氬氣作為保護氣體，用GMAW進行焊接時采用80%(體積分數(shù),下同)Ar+20%CO2作為保護氣體。3種焊接方法的焊接工藝參數(shù)如表3所示。用SMAW進行焊接時采用直流反接。焊接前對鋼板進行120 ℃預熱，焊后隨爐冷卻，以降低焊接接頭的殘余應力。

在焊縫區(qū)域截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光,用王水溶液腐蝕后，在OLYMPUSGX71型光學顯微鏡上觀察母材和焊縫的顯微組織。采用HV-120型維氏硬度計從母材到焊縫每隔1 mm測硬度，載荷為200 N，保載時間為15 s。按照GB/T 2652-2008，以焊縫為中心，在焊接接頭處截取如圖2(a)所示的拉伸試樣，采用SHT5106型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為0.5 mm·min-1。按照GB/T 2650-2008，以焊縫為中心，在焊接接頭上截取如圖2(b)所示的沖擊試樣，采用JB-300B型沖擊試驗機進行沖擊試驗，試驗溫度分別為20，-20 ℃，在JSM-6700F型冷場發(fā)射掃描電鏡(SEM)上觀察沖擊斷口形貌。在焊接接頭焊縫處截取尺寸為30 mm×20 mm×4 mm的試樣，逐級打磨至1000#，按照JB/T 7901-2001進行腐蝕試驗，腐蝕介質(zhì)為由體積分數(shù)2.5%H2SO4和體積分數(shù)2.5%HCl組成的水溶液，采用水浴加熱，試驗溫度35 ℃，試驗時間72 h，腐蝕試驗結(jié)束后，在流水中用軟毛刷對試樣表面進行輕微機械清洗，去除附著不牢固的或疏松的腐蝕產(chǎn)物，清理完成后迅速干燥并貯存于干燥器內(nèi)，冷卻至室溫后用FA2004N型電子天平測試樣腐蝕前后的質(zhì)量，腐蝕速率的計算公式[10]為

表3 不同焊接方法的工藝參數(shù)Table 3 Process parameters of different welding methods

圖2 拉伸和沖擊試樣的尺寸Fig.2 Dimensions of tensile (a) and impact (b) samples

(1)

式中：R為腐蝕速率，mm·a-1；m為試驗前試樣的質(zhì)量，g；m1為試驗后試樣的質(zhì)量，g；S為試樣的表面積，cm2；t為試驗時間，h；ρ為材料的密度，kg·m-3。

每種焊接方法下測5個數(shù)據(jù)，選取中間3個數(shù)據(jù)取平均值，得到不同焊接方法下試樣的平均腐蝕速率。采用JSM-6700F型冷場發(fā)射掃描電鏡觀察腐蝕形貌。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖3(a)～圖3(c)可以看出：TIG-GMAW接頭焊縫的顯微組織由奧氏體、網(wǎng)狀δ鐵素體和碳化物組成，δ鐵素體的存在可以有效地消除單相奧氏體的方向性，使其晶粒細化，從而提高焊縫的強度[11]，同時還可起到抗裂、耐晶間腐蝕的作用[12]；打底焊焊縫的晶粒尺寸最小，填充焊焊縫的次之，蓋面焊焊縫的最大。由圖3(d)～圖3(f)可以看出，TIG-SMAW接頭焊縫的顯微組織由奧氏體、骨骼狀或蠕蟲狀δ鐵素體和碳化物組成，δ鐵素體分布于奧氏體基體中；打底焊焊縫的晶粒尺寸最小，填充焊焊縫的次之、蓋面焊焊縫的晶粒尺寸最大。由圖3(g)～圖3(i)可以看出：TIG-SAW接頭焊縫的顯微組織由奧氏體、骨骼狀δ鐵素體和碳化物組成，δ鐵素體分布于奧氏體基體中，導致焊縫的塑性較差；TIG-SAW接頭焊縫的晶粒尺寸比其余2種焊接方法下的大，且蓋面焊的組織為粗大的樹枝晶，這是由于SAW焊接電流較大，熱效率高，奧氏體易于長大而導致的。20Mn23Al鋼為無磁鋼，這就要求焊縫組織也應具有抗磁性。δ鐵素體屬于體心立方體結(jié)構(gòu)，為鐵磁體組織，其含量越多，磁導率則越大，抗磁性能越好；但其含量過多會造成20Mn23Al鋼變脆。焊縫組織中δ鐵素體的面積分數(shù)以5%最為適宜[3]。

2.2 維氏硬度

由圖4可知：3種焊接方法下，焊接接頭焊縫的硬度最高，焊接熱影響區(qū)(HAZ)的次之，母材的最低；TIG-SMAW接頭焊縫的硬度最高、TIG-GMAW接頭焊縫的次之。在焊接過程中，部分母材和焊材中的合金元素在高溫電弧作用下固溶于焊縫而產(chǎn)生固溶強化作用，因此焊縫的硬度高于母材和HAZ的；在焊接過程中，HAZ處于半熔融狀態(tài)，在凝固時會有相析出，從而產(chǎn)生沉淀強化，因此HAZ的硬度高于母材的。

圖3 3種焊接方法下焊接接頭中不同焊道焊縫的顯微組織Fig.3 Microstructures of different bead welds of welded joints by three welding processes: (a) backing weld of TIG-GMAW; (b) filling weld of TIG-GMAW; (c) cosmetic weld of TIG-GMAW; (d) backing weld of TIG-SMAW; (e) filling weld of TIG-SMAW; (f) cosmetic weld of TIG-SMAW; (g) backing weld of TIG-SAW; (h) filling weld of TIG-SAW and (i) cosmetic weld of TIG-SAW

圖4 3種焊接方法下焊接接頭的硬度分布Fig.4 Hardness distribution of welded joint by three welding processes

TIG-SAW過程中的熱效率比較高，為0.85，焊縫區(qū)域溫度升高得較快，因此鉻的擴散速率增大，使得晶界處不易形成貧鉻區(qū)，導致碳化物的形成受到抑制；同時焊接過程中的熱循環(huán)峰值溫度很高[13-14]，焊縫在高溫處停留的時間也隨之增加，從而促進了奧氏體的長大，并使得析出相含量較低。因此，TIG-SAW接頭焊縫的硬度最低。在TIG-SMAW過程中，焊縫中的析出相最多，強化效果最明顯，因此硬度最高。

2.3 拉伸性能

拉伸時TIG-GMAW接頭在焊縫處斷裂，TIG-SMAW和TIG-SAW接頭均在母材處斷裂。由表4可以看出：3種焊接方法下焊接接頭的拉伸性能均滿足變壓器的使用要求，且TIG-SMAW焊接方法下接頭的拉伸性能優(yōu)于其他2種焊接方法下的。

表4 3種焊接方法下焊接接頭的拉伸性能Table 4 Tensile properties of welded joints by threewelding processes

2.4 沖擊性能

TIG-GMAW、TIG-SMAW、TIG-SAW接頭在20 ℃時的沖擊功分別為79.5,71.0,31.5 J，在-20 ℃時的沖擊功分別為71,63,18 J，均滿足變壓器的使用要求。

由圖5(a)～圖5(c)可以看出：在20 ℃時，TIG-GMAW、TIG-SMAW接頭的沖擊斷口均呈韌窩狀，韌窩分布均勻，焊接接頭均為韌性斷裂，且TIG-GMAW接頭斷口的韌窩大而深，因此該接頭的韌性更好；TIG-SAW接頭的沖擊斷口呈現(xiàn)韌窩、解理臺階和解理條紋等形貌，呈韌性和準解理混合斷裂特征，該焊接接頭的韌性較差，這與TIG-SAW的熱輸入較大，導致所形成的柱狀晶較粗大有關。TIG-GMAW接頭的晶粒細小，一定體積內(nèi)的晶粒數(shù)量較多，在塑性變形時位向有利的晶粒較多，變形可均勻地分散到各個晶粒上；且晶粒越細小，晶界越多，越有利于裂紋的擴展，使得接頭在斷裂前可獲得更大的塑性變形。因此，TIG-SMAW接頭的塑性最好。

由圖5(d)～圖5(f)可以看出：在-20 ℃時，TIG-GMAW、TIG-SMAW接頭沖擊斷口中的韌窩均較小，且分布均勻，焊接接頭為韌性斷裂，與20 ℃時的相比，韌性稍差；TIG-SAW接頭呈韌性和準解理混合斷裂特征，但與20 ℃時的相比，其解理臺階和解理條紋的數(shù)量較多，韌性較差。

圖5 3種焊接方法下焊接接頭在不同溫度沖擊后的斷口SEM形貌Fig.5 SEM morphology of impact fracture at different temperatures of welded joints by three welding processes

2.5 耐腐蝕性能

由表5可以看出，TIG-SAW接頭的腐蝕速率最大，TIG-SMAW接頭的最小。

由圖6可以看出：TIG-GMAW接頭的腐蝕嚴重，表面出現(xiàn)大量的腐蝕坑，并且部分區(qū)域已經(jīng)脫落；TIG-SMAW接頭表面腐蝕坑的數(shù)量較少，且腐蝕坑比TIG-GMAW接頭的淺很多，說明TIG-SMAW接頭的腐蝕較輕微；TIG-SAW接頭表面腐蝕坑尺寸最大，說明其腐蝕最嚴重。綜上可知，TIG-SMAW接頭的耐腐蝕性能最優(yōu)，TIG-GMAW接頭的次之，TIG-SAW接頭的最差，這與焊接時的熱輸入有關。焊接熱輸入越大，焊接接頭的腐蝕越嚴重[15]。在焊接過程中，熱影響區(qū)的溫度高達400 ℃及以上，導致接頭的晶粒粗大；溫度升高還導致碳原子更易擴散到晶界處，碳原子與鉻原子反應生成Cr23C6，使晶界處形成貧鉻區(qū)，Cr23C6與貧鉻區(qū)構(gòu)成腐蝕電池，導致其耐腐蝕性能降低。隨著焊接熱輸入的增大，焊接熔池在高溫階段停留的時間延長，貧鉻區(qū)擴大，從而導致焊接接頭的耐腐蝕性能進一步降低。

表5 3種焊接方法下焊接接頭的腐蝕速率Table 5 Corrosion rates of welded joints by threewelding processes mm·a-1

圖6 3種焊接方法下焊接接頭的腐蝕形貌Fig.6 Corrosion morphology of welded joint by three welding processes

3 結(jié) 論

(1) 在TIG-GMAW、TIG-SMAW、TIG-SAW焊接方法下，焊接接頭焊縫的顯微組織均由奧氏體、δ鐵素體和碳化物組成，TIG-SAW焊接接頭焊縫的晶粒尺寸比其余2種焊接方法下的大。

(2) 3種焊接方法下，焊接接頭焊縫的硬度最高，焊接熱影響區(qū)(HAZ)的次之，母材的最低；TIG-SMAW接頭焊縫的硬度最高，TIG-GMAW接頭焊縫的次之，TIG-SAW接頭焊縫的最低；TIG-SMAW焊接方法下接頭的拉伸性能優(yōu)于其他2種焊接方法下的。

(3) TIG-GMAW接頭的沖擊韌性最好，TIG-SMAW接頭的次之，TIG-SAW接頭的最差；TIG-GMAW、TIG-SMAW接頭的沖擊斷口均存在大量韌窩，為韌性斷裂；TIG-SAW接頭沖擊斷口存在韌窩、解理臺階和解理條紋，呈韌性和準解理混合斷裂特征。

(4) TIG-GMAW、TIG-SMAW、TIG-SAW接頭的平均腐蝕速率分別為80.15，79.50，83.54 mm·a-1；TIG-GMAW接頭腐蝕嚴重，表面出現(xiàn)大量的腐蝕坑，并且部分區(qū)域已經(jīng)脫落；TIG-SMAW接頭表面腐蝕坑的數(shù)量較少，且腐蝕坑比TIG-GMAW接頭的淺很多，腐蝕較輕微；TIG-SAW接頭表面腐蝕坑尺寸最大，腐蝕最嚴重；TIG-SMAW接頭的耐腐蝕性能最好，TIG-GMAW接頭的次之，TIG-SAW接頭的最差。