林曉輝，冷冰，方乃文，徐亦楠，馬一鳴

哈爾濱焊接研究院有限公司 黑龍江哈爾濱 150028

1 序言

不銹鋼具有綜合力學(xué)性能優(yōu)異且耐蝕性好等特點(diǎn)，在新一代輕量化車(chē)身研發(fā)項(xiàng)目（Nest Generation Vehicle Program，NGVP）中作為重點(diǎn)開(kāi)發(fā)對(duì)象[1]。其中，低鎳含氮奧氏體不銹鋼以其節(jié)省大量鎳資源從而成為近年研究與應(yīng)用開(kāi)發(fā)的熱點(diǎn)[2]，它是使用N元素代替價(jià)格昂貴的Ni元素作為奧氏體化主要元素的新型不銹鋼種。由于固溶在不銹鋼中的N元素有著較高的層錯(cuò)能[3]，從而在優(yōu)化材料組織構(gòu)成的同時(shí)，還大幅提高了材料的力學(xué)性能。由于低鎳含氮奧氏體不銹鋼的低成本、優(yōu)良的耐蝕性以及生物相容性，使其在船舶制造、航空武器裝備及醫(yī)療設(shè)施等領(lǐng)域都具有廣泛應(yīng)用前景[4]。但是，固溶在不銹鋼中的氮容易在焊接過(guò)程中逸出，使低鎳高氮不銹鋼焊接接頭性能下降，使其推廣應(yīng)用受到制約。因此，通過(guò)選擇合理的焊接熱輸入來(lái)控制焊縫熔池中N元素含量，保證焊接接頭性能是解決該問(wèn)題的最有效辦法之一。本文采用ER307Si奧氏體不銹鋼焊絲，選擇3種焊接熱輸入對(duì)08Cr19Mn6Ni3Cu2N節(jié)鎳不銹鋼進(jìn)行MAG焊接工藝試驗(yàn)，研究焊接熱輸入對(duì)焊接接頭微觀組織及力學(xué)性能的影響規(guī)律，從而為節(jié)鎳不銹鋼焊接工藝優(yōu)化及大規(guī)模推廣應(yīng)用提供理論參考依據(jù)及技術(shù)支撐。

2 試驗(yàn)材料與方法

（1）試驗(yàn)材料 試驗(yàn)用08Cr19Mn6Ni3Cu2N節(jié)鎳不銹鋼板厚度為12mm。填充金屬為φ1.2mm、ER307Si焊絲，不銹鋼板與焊絲的化學(xué)成分及力學(xué)性能分別見(jiàn)表1、表2。

表1 母材和焊材化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)） （%）

表2 母材和焊材力學(xué)性能

（2）試驗(yàn)方法 試驗(yàn)采用MAG焊接工藝方法，對(duì)接焊試板尺寸為300mm×150mm×12mm，設(shè)計(jì)對(duì)接試板加工單邊30°坡口，鈍邊2mm，焊接試板間隙1.5mm，采用純銅墊板，單邊試板反變形角度為5°，對(duì)接試板組對(duì)如圖1所示。具體焊接參數(shù)見(jiàn)表3～表5。

焊后依據(jù)GB/T 3323—2005《金屬熔化焊焊接接頭射線(xiàn)照相》進(jìn)行無(wú)損檢測(cè)。無(wú)損檢測(cè)后對(duì)焊接接頭進(jìn)行解剖，焊接接頭性能試樣尺寸、取樣方法和試驗(yàn)方法分別參照GB/T 25774.2—2016《鋼的單面單道焊和雙面單道焊焊接接頭力學(xué)性能試樣的制備及檢驗(yàn)方法》、GB/T 26955—2011《金屬材料焊縫破壞性試驗(yàn) 焊縫宏觀和微觀檢驗(yàn)》、GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》、GT/T 2654—2008《焊接接頭硬度試驗(yàn)方法》及相關(guān)技術(shù)要求進(jìn)行，晶粒度采用金相法進(jìn)行測(cè)定，鐵素體含量采用德國(guó)菲希爾FMP鐵素體測(cè)量?jī)x進(jìn)行測(cè)定。

圖1 對(duì)接試板坡口尺寸示意

表3 焊接參數(shù)1

表4 焊接參數(shù)2

表5 焊接參數(shù)3

3 試驗(yàn)結(jié)果與分析

3.1 焊接接頭射線(xiàn)檢測(cè)

3組熱輸入下的焊接接頭射線(xiàn)檢測(cè)結(jié)果良好，無(wú)夾渣、未熔合、咬邊等缺陷。在0.84kJ/mm及0.94kJ/mm兩組焊接熱輸入下的焊接接頭存在極少量氣孔，當(dāng)焊接熱輸入增加到1.12kJ/mm時(shí)，極少量的氣孔也基本消失。這是由于隨著焊接熱輸入的增加，熔池體積增大并且存在時(shí)間更長(zhǎng)，使得存在于熔池中的氣孔有充足的逸出時(shí)間，并且隨著焊接熱輸入的增加會(huì)加劇電弧對(duì)熔池的攪拌作用，促進(jìn)氣孔的逸出，使得極少量的氣孔消失。焊接接頭射線(xiàn)檢測(cè)底片如圖2所示。

圖2 焊接接頭射線(xiàn)檢測(cè)底片

3.2 焊接接頭低溫沖擊性能

3種熱輸入的焊接接頭沖擊試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表6。由表6可以看出，08Cr19Mn6Ni3Cu2N節(jié)鎳不銹鋼焊接接頭在3種熱輸入條件下均具有良好的低溫沖擊性能。

但是在表6中也發(fā)現(xiàn)，隨著焊接熱輸入的增加，焊接接頭的沖擊吸收能量逐步降低。這是因?yàn)闊彷斎氲脑黾蛹觿×撕缚p中N元素的燒損，導(dǎo)致焊接接頭中氮的貧乏，致使這些區(qū)域的奧氏體穩(wěn)定性大大降低，從而降低了焊接接頭的沖擊吸收能量。因此，在進(jìn)行08Cr19Mn6Ni3Cu2N節(jié)鎳不銹鋼焊接加工時(shí)，應(yīng)嚴(yán)格控制焊接熱輸入以及多層多道焊的層間溫度，減少焊縫高溫停留時(shí)間，以減少熱影響區(qū)和焊縫中的氮化物析出，從而保證接頭的沖擊性能。

3.3 焊接接頭顯微硬度

08Cr19Mn6Ni3Cu2N節(jié)鎳不銹鋼焊接接頭顯微硬度試驗(yàn)結(jié)果如圖3所示，表明焊接接頭熱影響區(qū)位置硬度略有上升，其余位置沒(méi)有明顯硬化傾向。

圖3 焊接接頭顯微硬度分布

從圖3還可以看出，3組焊接熱輸入下焊縫中心的硬度均低于母材硬度，這主要是因?yàn)楹附訒r(shí)大量氮從焊縫逸出所致。由于晶粒越小，晶界數(shù)量就越多，對(duì)于位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙力就越大，材料形變的阻力也就越大，宏觀上表現(xiàn)為硬度高，因此焊接接頭的整體硬度分布趨勢(shì)是隨著焊接熱輸入的增加而逐漸降低。另外，隨著焊接熱輸入的增加，焊接接頭中析出的硬脆相碳化物逐漸減少甚至消失，因此其硬度逐漸降低。從后面的微觀組織分析也可以看出，隨著焊接熱輸入的增加，焊縫組織中的奧氏體含量逐漸增加，而奧氏體的硬度低于鐵素體的硬度，因此奧氏體含量較高的焊縫區(qū)硬度也隨之降低。3個(gè)區(qū)域中熱影響區(qū)的硬度最高，這是因?yàn)闊嵊绊憛^(qū)內(nèi)的金屬元素幾乎沒(méi)有受到高溫?zé)龘p，對(duì)組織幾乎沒(méi)有影響，晶粒較母材也沒(méi)有明顯長(zhǎng)大，且熱影響區(qū)中析出脆硬的碳化物，故熱影響區(qū)硬度較高。文獻(xiàn)[5]研究表明，焊接過(guò)程導(dǎo)致材料明顯硬化，有助于焊接接頭應(yīng)力腐蝕的產(chǎn)生與發(fā)展，為此，焊接過(guò)程中需注意控制焊接熱輸入，避免接頭硬度過(guò)高。

3.4 焊接接頭微觀組織

3組不同焊接熱輸入條件下截取的宏觀金相形貌如圖4所示。由圖4可知，焊接接頭結(jié)合良好，未見(jiàn)氣孔、裂紋、未熔合、夾渣等焊接缺陷。焊縫晶粒以柱狀晶形式生長(zhǎng)，其生長(zhǎng)方向垂直于熔合線(xiàn)并貫穿焊道。

由德龍組織圖中鉻及鎳當(dāng)量計(jì)算公式可知

Creq/Nieq為1.92，焊縫組織將按照F—A模式進(jìn)行凝固，室溫組織為奧氏體和鐵素體，并且由德龍組織圖可以推算出焊縫區(qū)域內(nèi)鐵素體的含量在5.1%～12.5%。奧氏體不銹鋼焊縫組織中含有一定量的鐵素體對(duì)焊接接頭是有益的，它能顯著提高焊接接頭的抗熱裂紋、點(diǎn)蝕和晶間腐蝕的能力，也可以減少奧氏體晶粒粗化傾向與降低應(yīng)力腐蝕裂紋的擴(kuò)展速度[6]，對(duì)于提高焊接接頭的綜合性能具有明顯的有益作用。

圖4 不同熱輸入下焊接接頭宏觀組織

熱輸入為0.84kJ/mm條件下的焊接接頭微觀形貌如圖5a所示，組織為γ-固溶體+δ鐵素體，熔合區(qū)微觀形貌如圖5b所示，其中過(guò)熱區(qū)微觀形貌如圖5c所示，組織為γ-固溶體+δ鐵素體，晶粒度約為7.5級(jí)。

熱輸入為0.94kJ/mm條件下的焊接接頭微觀形貌如圖6a所示，組織為γ-固溶體+δ鐵素體，熔合區(qū)微觀形貌如圖6b所示，其中過(guò)熱區(qū)微觀形貌如圖6c所示，組織為γ-固溶體+δ鐵素體，晶粒度約為7級(jí)。

熱輸入為1.12kJ/mm條件下的焊接接頭微觀形貌如圖7a所示，組織為γ-固溶體+δ鐵素體；熔合區(qū)微觀形貌如圖7b所示，其中過(guò)熱區(qū)微觀形貌如圖7c所示，組織為γ-固溶體+δ鐵素體，晶粒度約為6級(jí)。

在3個(gè)試樣的焊縫位置隨機(jī)選取5個(gè)視場(chǎng)測(cè)得δ鐵素體平均含量分別為12.7%、10.0%及5.6%，基本符合由德龍組織圖推算的結(jié)果。

焊接熱輸入對(duì)焊接熔池的冷卻速度與熔池高溫停留時(shí)間有直接影響，它可以決定凝固過(guò)程中G/R（凝固前沿溫度梯度和凝固速度之比）數(shù)值，從而使焊接接頭獲得不同的組織分布[7]。3組試樣的焊縫組織均由奧氏體+δ鐵素體組成，鐵素體均勻分布在奧氏體中，枝晶形態(tài)主要為骨架狀和板條狀。由3組焊接熱輸入焊縫組織中γ-固溶體含量變化分析，隨著焊接熱輸入量的增加，熔池冷卻速度變緩，組織通過(guò)兩相區(qū)的時(shí)間變長(zhǎng)，δ鐵素體→γ-固溶體反應(yīng)過(guò)程中的擴(kuò)散過(guò)程能夠充分進(jìn)行，導(dǎo)致高溫剩余的γ-固溶體含量逐漸增加，即隨著熱輸入的增加，焊縫組織中的γ-固溶體含量也隨之增加。此規(guī)律從圖8也可以驗(yàn)證，3組熱輸入得到的焊縫中γ-固溶體含量均較多，而δ鐵素體含量均較少。焊接過(guò)熱區(qū)一般因受熱而導(dǎo)致晶粒粗大，成為整個(gè)焊接接頭中性能最為薄弱部位[8-10]，而3組焊接熱輸入下的過(guò)熱區(qū)組織均未產(chǎn)生晶粒明顯長(zhǎng)大的現(xiàn)象，這意味著焊接接頭的性能也不會(huì)明顯降低[1，11]。分析可能由于焊接接頭組織中氮的固溶強(qiáng)化作用和晶間析出Cr2N的釘扎作用，在短時(shí)間焊接加熱時(shí)有效地阻礙了焊接受熱區(qū)晶界的運(yùn)動(dòng)，遏制了晶粒合并。隨著焊接熱輸入的增加，焊縫峰值溫度隨之提高，焊縫的高溫停留時(shí)間及隨后的冷卻時(shí)間將延長(zhǎng)，從而導(dǎo)致焊縫組織的晶粒尺寸也隨著熱輸入的增加逐漸增大。

圖5 熱輸入為0.84kJ/mm條件下焊接接頭微觀形貌

圖6 熱輸入為0.94kJ/mm條件下焊接接頭微觀形貌

圖7 熱輸入為1.12kJ/mm條件下焊接接頭微觀形貌

圖8 焊縫XRD能譜

4 結(jié)束語(yǔ)

1）隨著焊接熱輸入的增加，熔池體積增大且存在時(shí)間更長(zhǎng)，使得熔池中的氣孔具有足夠逸出時(shí)間，并且隨著焊接熱輸入的增加會(huì)加劇焊接電弧對(duì)熔池的攪拌作用，促進(jìn)氣孔的逸出，使得極少量的氣孔消失。

2）隨著焊接熱輸入的增加，加劇了氮化物的析出，從而降低了焊接接頭沖擊吸收能量，同時(shí)也降低了基體中固溶氮含量，使奧氏體的穩(wěn)定性變差。因此，進(jìn)行焊接時(shí)，應(yīng)嚴(yán)格控制焊接熱輸入以及多層多道焊時(shí)的層間溫度，減少熔池高溫停留時(shí)間，以降低焊接熱影響區(qū)和焊縫中氮化物的析出傾向。

3）隨著焊接熱輸入的增加，焊縫組織中的奧氏體含量逐漸增加，因?yàn)閵W氏體的硬度低于鐵素體的硬度，所以焊縫區(qū)的硬度也隨之降低。隨著焊接熱輸入的增加，焊縫熱影響區(qū)在經(jīng)歷焊接熱循環(huán)時(shí)的峰值溫度升高，高溫停留時(shí)間及冷卻時(shí)間都將延長(zhǎng)，導(dǎo)致晶粒粗大。因此，在合適的焊接參數(shù)范圍內(nèi)，盡量采用較小的焊接熱輸入，以保證焊接熱影響區(qū)的晶粒度。