張 敏，仝雄偉，李 潔，許 帥，賈 芳

(西安理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048)

0 引 言

25Cr2Ni4MoV馬氏體合金鋼具有優(yōu)異的強(qiáng)韌性匹配特征，高的硬度及低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，廣泛應(yīng)用于發(fā)動(dòng)機(jī)轉(zhuǎn)子。在850～930 ℃淬火會(huì)加速25Cr2Ni4MoV鋼中馬氏體的形成，但若奧氏體化溫度過高，得到的板條馬氏體較粗大[1]。當(dāng)奧氏體化溫度在900 ℃左右時(shí)，大量位錯(cuò)滯留在奧氏體晶粒內(nèi)部，為馬氏體相變提供了大量有效形核位置，所得馬氏體有效晶粒尺寸較小，在此條件下25Cr2Ni4MoV鋼焊接接頭的性能較好[2]。回火溫度能顯著影響合金鋼中鐵素體基體相和碳化物的形貌，從而影響合金鋼的力學(xué)性能。隨著回火溫度的升高，板條鐵素體寬度增加，碳化物由粗大的條狀合金滲碳體轉(zhuǎn)變?yōu)閺浬⒎植嫉尼槧詈辖鹛蓟?，Cr-Ni-Mo-V系鋼的硬度增大；進(jìn)一步升高回火溫度，碳化物發(fā)生球化，Cr-Ni-Mo-V系鋼的強(qiáng)度快速下降，塑韌性快速提高[3]。張建斌等[4]研究發(fā)現(xiàn)，在P91耐熱鋼中馬氏體晶界處存在δ-鐵素體，并且在δ-鐵素體邊界聚集了大量粗大的碳化物，嚴(yán)重削弱了晶界的強(qiáng)化作用，導(dǎo)致了P91鋼韌性的降低。張劍橋等[5]研究發(fā)現(xiàn)，在5Cr15MoV馬氏體不銹鋼熱加工過程中，M23C6碳化物主要在1 100 ℃以下析出，但當(dāng)熱加工溫度過低時(shí)，晶粒無法發(fā)生動(dòng)態(tài)再結(jié)晶，碳化物主要呈長(zhǎng)條狀沿晶界析出；這種形狀的碳化物容易引起應(yīng)力集中，降低材料強(qiáng)度。劉松[6]研究發(fā)現(xiàn)，δ-鐵素體的存在增強(qiáng)了1Cr17Ni2鋼在HNO3+HF溶液中的耐腐蝕性能，但削弱了其耐Cl-腐蝕性能。

焊接是一種重要的連接方法。使接頭強(qiáng)度滿足要求，同時(shí)提高接頭的韌性是25Cr2Ni4MoV鋼焊接的研究熱點(diǎn)。在熱循環(huán)作用下，焊接接頭組織會(huì)出現(xiàn)不均勻現(xiàn)象，從而影響接頭韌性；通過合理的焊后熱處理能夠改善組織的均勻性。然而目前，有關(guān)25Cr2Ni4MoV鋼焊接接頭熱處理的研究較少。由于焊后熱處理對(duì)高強(qiáng)鋼焊接接頭性能的影響不可預(yù)估，并且焊接結(jié)構(gòu)件的強(qiáng)韌性問題尚未得到有效解決，因此焊接接頭的熱處理工藝研究非常重要。調(diào)質(zhì)處理是25Cr2Ni4MoV鋼工程應(yīng)用前的必要工序。在前期研究[7]中，作者確定了25Cr2Ni4MoV鋼的調(diào)質(zhì)處理工藝，獲得了較佳的力學(xué)性能?；谏鲜鲅芯拷Y(jié)果，作者對(duì)25Cr2Ni4MoV鋼分別進(jìn)行焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理，研究了不同工藝下焊接接頭的組織和力學(xué)性能。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料為退火態(tài)25Cr2Ni4MoV鋼，尺寸為300 mm×500 mm×20 mm，由國(guó)內(nèi)某鼓風(fēng)機(jī)制造公司提供；其化學(xué)成分見表1，組織為板條馬氏體+粒狀貝氏體，如圖1所示，力學(xué)性能見表2。焊材為馬氏體合金鋼專用TENAX140焊條，化學(xué)成分見表1，其中的鉬、鎳等元素能降低馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度Ms，提高焊縫強(qiáng)度。

表1 25Cr2Ni4MoV鋼和TENAX140焊條的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of 25Cr2Ni4MoV steel and TENAX140 welding rod (mass) %

圖1 退火態(tài)25Cr2Ni4MoV鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of annealed 25Cr2Ni4MoV steel

采用2種工藝制備25Cr2Ni4MoV鋼焊接接頭，分別為先調(diào)質(zhì)處理再焊接(焊前調(diào)質(zhì)處理)和先焊接再調(diào)質(zhì)處理(焊后調(diào)質(zhì)處理)。焊接試樣的坡口形式和尺寸見圖2，采用焊前調(diào)質(zhì)處理工藝時(shí)，先調(diào)質(zhì)處理再開坡口。使用Nebula-400型數(shù)字化逆變焊機(jī)進(jìn)行手工電弧焊(SMAW)，采用直流正接，焊前預(yù)熱溫度為300 ℃，正反各焊6道，焊接順序?yàn)橄日?道(編號(hào)為正-1，正-2，正-3，以此類推)，反面3道，再正面3道，反面3道。不同焊道的焊接電流、焊接電壓和道間溫度見表3。調(diào)質(zhì)處理工藝為920 ℃×1 h油淬+580 ℃×2 h空冷回火。淬火的目的是使過冷奧氏體發(fā)生馬氏體或貝氏體轉(zhuǎn)變，回火的目的是提高焊接接頭的強(qiáng)韌性。

圖3 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下接頭焊縫及熱影響區(qū)的顯微組織Fig.3 Microstructures of weld (a, c) and heat affected zone (b, d) of joint under pre-welding (a-b) and post-welding (c-d) quenching and tempering conditions

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding process parameters

1.2 試驗(yàn)方法

在焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)取樣，經(jīng)磨拋，采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%的苦味酸酒精溶液腐蝕后，在OLYMPUS GX71型光學(xué)顯微鏡(OM)和VEG A3 XMU型掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察顯微組織和微觀形貌，利用SEM附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。采用XRD-7000型X射線衍射儀(XRD)測(cè)定焊縫的物相組成，掃描范圍為5°～95°，測(cè)試溫度為25 ℃。根據(jù)GB/T 2651-2008，在焊接接頭(以焊縫為中心)和調(diào)質(zhì)處理前后的母材上截取尺寸為φ5 mm×80 mm的拉伸試樣，標(biāo)距為5 mm，在HT-2402型萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為0.5 mm·min-1。按照GB/T 2650-2008，在NI750F型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，開V型缺口，缺口分別位于焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)，打擊瞬間擺錘的沖擊速度為5.0 m·s-1；采用VEGA3 XMU型掃描電子顯微鏡觀察沖擊斷口形貌。在CS350電化學(xué)工作站上進(jìn)行電化學(xué)試驗(yàn)，采用三電極體系，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)，輔助電極為鉑電極，工作電極為焊縫金屬，工作面積為1.0 cm2，電解液為體積分?jǐn)?shù)為5%的HCl溶液。極化曲線測(cè)試時(shí)的掃描速率為0.5 mV·s-1，掃描范圍為-0.3～0.5 V。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可以看出：焊前調(diào)質(zhì)處理(焊態(tài))的接頭焊縫組織為板條馬氏體+網(wǎng)狀δ-鐵素體，熱影響區(qū)組織為板條馬氏體+奧氏體+少量鐵素體；焊后調(diào)質(zhì)處理的接頭焊縫組織為板條馬氏體+回火索氏體，熱影響區(qū)組織為回火索氏體+回火貝氏體，接頭焊縫組織較為均勻細(xì)小。

焊接熔池冷卻時(shí)，首先凝固形成δ-鐵素體。對(duì)于Cr-Ni系馬氏體鋼，當(dāng)鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)小于20%時(shí)，在凝固后的冷卻過程中組織會(huì)發(fā)生δ→γ轉(zhuǎn)變而完全轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，繼續(xù)冷卻則發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變形成馬氏體[8]；同時(shí)由于冷卻速率較高，在熔池凝固過程中存在合金元素偏析現(xiàn)象，焊態(tài)接頭焊縫中形成大量網(wǎng)狀δ-鐵素體[9-11]。因此，焊前調(diào)質(zhì)處理的接頭焊縫組織為板條馬氏體+網(wǎng)狀δ-鐵素體，其中板條馬氏體由于含碳量低并且含有鎳元素而韌性較好；但網(wǎng)狀δ-鐵素體的存在會(huì)嚴(yán)重降低焊縫的韌性[12-13]。在焊后進(jìn)行調(diào)質(zhì)處理時(shí)，焊縫中的δ-鐵素體會(huì)優(yōu)先在δ/γ′相界處共析分解為M23C6和γ′相；與焊態(tài)組織相比，焊后調(diào)質(zhì)處理接頭的整體組織較為均勻，各區(qū)域均由板條馬氏體和回火索氏體組成。

利用Thermo-Calc軟件計(jì)算平衡狀態(tài)下接頭焊縫中各相含量隨溫度的變化。由圖4可以看出：當(dāng)溫度低于600 ℃時(shí)，接頭焊縫區(qū)的平衡相主要為α-鐵素體，隨溫度的升高，α-鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變，奧氏體轉(zhuǎn)變終了溫度AC3約為760 ℃；當(dāng)溫度升高到1 450 ℃時(shí)，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)棣?鐵素體。試驗(yàn)時(shí)調(diào)質(zhì)熱處理工藝的淬火溫度高于AC3，因此在淬火溫度下焊縫區(qū)組織完全奧氏體化，在隨后快速冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

圖4 接頭焊縫中平衡相含量隨溫度的變化曲線Fig.4 Curves of equilibrium phase content vs temperature of joint weld

圖5 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫的XRD譜Fig.5 XRD spectra of weld under pre-welding and post-welding quenching and tempering conditions

圖6 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫的SEM形貌Fig.6 SEM morphology of weld under pre-welding (a) and post-welding (b) quenching and tempering conditions

由圖5可知，焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理時(shí)焊縫中均析出了M23C6碳化物。結(jié)合圖4分析可知，在焊后冷卻過程中，當(dāng)δ-鐵素體在原奧氏體晶粒內(nèi)形核長(zhǎng)大時(shí)，會(huì)析出M23C6和MX(X=C，N)碳化物[13]。但由于MX碳化物的含量太少，XRD未能檢測(cè)到。

由圖6可以看出：焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理時(shí)，接頭焊縫區(qū)原奧氏體晶界處均出現(xiàn)一定量的亮白色析出相。由表4可知：該亮白色析出相顆粒主要含有鉻、錳、鐵、鎳等元素，結(jié)合圖5分析可知其應(yīng)為M23C6碳化物；焊后調(diào)質(zhì)處理焊縫中M23C6碳化物的鉻含量比焊前調(diào)質(zhì)處理的高，鎳含量則低于焊前調(diào)質(zhì)處理的。

表4 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫中第二相的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖7 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫的沖擊斷口形貌Fig.7 Impact fracture morphology of weld under pre-welding (a-b) and post-welding (c-d) quenching and tempering conditions: (a, c) at low magnification and (b, d) at high magnification

2.2 力學(xué)性能

由表5可以看出，與焊前調(diào)質(zhì)的相比，焊后調(diào)質(zhì)處理的焊接接頭具有更高的強(qiáng)度。焊前調(diào)質(zhì)處理接頭焊縫中的δ-鐵素體和呈鏈狀分布的M23C6碳化物會(huì)降低原奧氏體晶界和板條馬氏體晶界的釘扎力，同時(shí)引起應(yīng)力集中，從而降低接頭的強(qiáng)度。焊后調(diào)質(zhì)處理時(shí)，馬氏體晶內(nèi)形成的高密度晶格缺陷會(huì)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，且焊縫中在原奧氏體晶界和馬氏體板條晶界處呈不連續(xù)顆粒狀分布的M23C6碳化物可以有效阻礙晶界滑移，提高晶界強(qiáng)度，抑制板條結(jié)構(gòu)的回復(fù)；粗大的碳化物還會(huì)成為準(zhǔn)解理斷裂的起裂點(diǎn)，同時(shí)碳化物的形成還會(huì)消耗合金元素，造成基體組織和δ-鐵素體邊界附近的固溶強(qiáng)化效果降低。因此，調(diào)質(zhì)態(tài)焊縫的強(qiáng)度得到大幅度提高[14]。

調(diào)質(zhì)處理前后母材的沖擊功分別為106,114 J。

表5 不同條件下接頭和母材的拉伸性能Table 5 Tensile properties of base metal and joint underdifferent conditions

由表6可以看出，焊后調(diào)質(zhì)處理下接頭焊縫和熱影響區(qū)的沖擊韌性均優(yōu)于焊前調(diào)質(zhì)處理的，2種條件下焊縫和熱影響區(qū)的沖擊韌性均比母材的差。δ-鐵素體與馬氏體基體組織的強(qiáng)度存在差異，會(huì)導(dǎo)致變形期間產(chǎn)生應(yīng)力集中，促使裂紋萌生而降低焊縫的沖擊韌性[15],因此焊前調(diào)質(zhì)處理的焊縫韌性較差；焊后調(diào)質(zhì)處理后，δ-鐵素體消失，同時(shí)不連續(xù)顆粒狀M23C6碳化物的析出使基體中碳含量下降，Ms升高，馬氏體基體軟化，焊縫韌性得到提高。

表6 不同條件下接頭不同位置的沖擊功Table 6 Impact energy of different positions injoint under different conditions J

由圖7可以看出：焊前調(diào)質(zhì)處理下，焊縫沖擊斷口上的纖維區(qū)和剪切唇面積較小，放射區(qū)面積較大，纖維區(qū)存在韌窩、河流狀花樣、舌狀花樣以及解理平臺(tái)，屬于混合型斷裂；焊后調(diào)質(zhì)處理下，焊縫沖擊斷口的纖維區(qū)和剪切唇面積較大，放射區(qū)面積較小，纖維區(qū)有明顯的韌窩，韌窩細(xì)小且均勻，屬于微孔聚集型韌性斷裂。

2.3 耐腐蝕性能

由圖8和表7可以看出，焊前與焊后調(diào)質(zhì)處理下，接頭焊縫的極化曲線基本重合，自腐蝕電位、自腐蝕電流密度相差不大，說明2種條件下焊縫的腐蝕傾向和腐蝕速率基本相同。

圖8 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫的極化曲線Fig.8 Polarization curves of weld under pre-welding and post-welding quenching and tempering conditions

表7 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫的自腐蝕電流密度和自腐蝕電位

采用圖9中的等效電路擬合得到電化學(xué)阻抗譜見圖10，圖中：R1為參比電極與試樣之間的介質(zhì)電阻元件；R2為電極表面腐蝕產(chǎn)物形成的結(jié)合層電阻元件；R3為電荷轉(zhuǎn)移電阻元件；C為腐蝕產(chǎn)物結(jié)合層電容元件；CPE為雙電層電容元件。由圖10可以看出，焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫的容抗弧半徑大于焊前調(diào)質(zhì)處理的，說明焊后調(diào)質(zhì)態(tài)焊縫的耐腐蝕能力更強(qiáng)。在含Cl-的溶液中，焊縫中鐵素體形成元素鉻、鉬會(huì)與Cl-結(jié)合形成可溶性氯化物[16]，從而誘發(fā)材料腐蝕。

圖9 等效電路Fig.9 Equivalent circuit diagram

圖10 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫的電化學(xué)阻抗譜Fig.10 Electrochemical impedance spectra of weld under pre-welding and post-welding quenching and tempering conditions

3 結(jié) 論

(1) 調(diào)質(zhì)態(tài)25Cr2Ni4MoV鋼在焊接后(焊前調(diào)質(zhì)處理)，其焊縫組織由板條馬氏體、網(wǎng)狀δ-鐵素體和M23C6碳化物組成，M23C6碳化物在原奧氏體晶界處呈鏈狀分布，使得焊縫強(qiáng)度和韌性降低；退火態(tài)25Cr2Ni4MoV鋼在焊接并經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后(焊后調(diào)質(zhì)處理)，焊縫組織中的δ-鐵素體在淬火過程中溶解并形成均勻細(xì)小的板條馬氏體，回火后析出回火索氏體，同時(shí)在奧氏體晶界和馬氏體板條晶界還存在顆粒狀分布的M23C6碳化物，焊縫具有較高的強(qiáng)度和沖擊韌性。

(2) 焊前和焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下，接頭焊縫的極化曲線基本重合，自腐蝕電位、自腐蝕電流密度相差不大，說明2種條件下焊縫的腐蝕傾向和腐蝕速率基本相同；焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下，焊縫的容抗弧半徑較大，說明焊后調(diào)質(zhì)處理?xiàng)l件下焊縫的耐腐蝕能力更強(qiáng)。