朱東芳， 朱加雷， 焦向東， 苗春雨， 周飛鴻， 蔡志海， 顏秉宇

(1.北京石油化工學(xué)院，北京 102617；2.陸軍裝甲兵學(xué)院，北京，100072；3.鞍鋼股份有限公司，遼寧 鞍山 114000)

0 前言

隨著中國造船業(yè)的快速發(fā)展，對船舶用鋼的性能要求不斷提高，與之對應(yīng)的焊接技術(shù)要求也越來越高，開發(fā)出高效實用的船舶用鋼焊接技術(shù)具有極大的工程價值。921A 鋼是中國自行研發(fā)的艦船材料，屬于高強度可焊接結(jié)構(gòu)鋼，淬透性好，強度高；加入的Ni元素使其塑性、低溫韌性得到一定程度的提升，Mn，Mo，V等元素使其具有較好的綜合力學(xué)性能，同時還具有一定程度的耐蝕性及較好的焊接性，故而廣泛應(yīng)用于新型艦船船體的重要部位，在中國船舶制造領(lǐng)域發(fā)揮巨大作用，是中國艦船結(jié)構(gòu)材料用鋼的四大主力之一，具有廣闊的應(yīng)用前景[1-2]。激光電弧復(fù)合焊是將激光與電弧2種熱源耦合作用于工件同一位置的焊接方法，激光電弧復(fù)合焊時電弧可以起到預(yù)熱作用，使激光的吸收率增大從而可提高50%的熔深[3-4]；電弧的熱輸入避免了熔池快速冷卻出現(xiàn)冷裂紋的傾向[5]；電弧也能夠加強對熔池的攪拌，加速氣體外逸，降低氣孔率；電弧較強的搭橋能力也降低了試件拼裝過程對錯邊和間隙的敏感性[6-8]；激光能夠吸引電弧，提高電弧的穩(wěn)定性，提高焊接速度[9]；利用激光熔深大的特點，可減少焊縫道數(shù)，降低整體的熱輸入，改善焊接變形及殘余應(yīng)力，從而降低了焊后矯正時間，提高效率。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗材料為6 mm厚的921A艦船用鋼板，選用直徑為1.2 mm的WM960S焊絲,其化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表1和表2。

表1 921A及WM960S化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

表2 921A及WM960S焊絲主要力學(xué)性能

1.2 試驗方法

試驗前，用角磨機和鋼絲刷去除熔覆區(qū)表面的氧化膜。采用激光-MAG復(fù)合焊，選用IPG YLS-4000光纖激光器和肯比MAG焊接電源，采用一元化MAG電源調(diào)節(jié)方式，保護氣體為80% Ar+20%CO2混合氣體，激光-MAG復(fù)合焊工藝參數(shù)見表3。

表3 激光-MAG復(fù)合焊工藝參數(shù)

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

使用線切割機在焊縫中部沿截面截取20 mm×20 mm的試樣并進行金相組織分析，經(jīng)打磨、拋光，使用FeCl3+HCl溶液腐蝕7～10 s后用金相顯微鏡觀察。

921A鋼激光-MAG復(fù)合焊接頭截面宏觀形貌如圖1所示?？梢钥闯龊缚p成形良好，不存在氣孔、夾渣、未熔合等缺陷，焊縫宏觀成“酒杯”狀，上寬下窄，主要由焊縫、熱影響區(qū)和母材3個區(qū)域組成。其中，焊縫上部主要受電弧熱作用，稱為弧焊區(qū)，焊縫根部主要受激光熱作用，稱為激光區(qū)。

圖1 921A鋼激光-MAG復(fù)合焊接頭宏觀形貌

圖2為焊縫顯微組織。激光熱源貫穿整個熔池，而電弧熱源只作用于熔池上部，圖2a、圖2b為弧焊區(qū)顯微組織，圖2c、圖2d為激光區(qū)顯微組織，由圖2a、圖2c可以看出焊縫組織分布具有一定的方向性。在熔融金屬冷卻結(jié)晶時，前端固液界面存在成分過冷的區(qū)間較寬，使得熔融金屬以柱狀晶形式向焊縫中心生長[10]，由于液體內(nèi)部的溫度較界面低，故焊縫中心的過冷度較大，導(dǎo)致焊縫以柱狀晶形式生長凝固。激光-MAG復(fù)合焊的整體熱輸入較低，焊縫冷卻速度較快，高溫奧氏體發(fā)生中溫轉(zhuǎn)變，在原奧氏體內(nèi)部非自發(fā)形核生長出針狀鐵素體及粒狀貝氏體，在原奧氏體晶界上形核析出先共析鐵素體。由圖2b、圖2d可以看出激光區(qū)與弧焊區(qū)組織皆由相互交織的針狀鐵素體+少量沿晶界析出的先共析鐵素體+長條狀粒狀貝氏體組成。熔池上部弧焊區(qū)同時受到電弧力和熔滴沖擊力的作用，起到了機械攪拌的作用，使晶粒細化，分布均勻[11]。

圖2 焊縫顯微組織

圖3為熱影響區(qū)顯微組織。晶粒大小不一、分布不均，這是因為焊縫不同部位經(jīng)歷的焊接熱循環(huán)不同所致。921A鋼對熱輸入較為敏感，熱輸入過大易導(dǎo)致焊縫及熱影響區(qū)冷卻速度降低，促進焊縫區(qū)域進行奧氏體轉(zhuǎn)變時的晶內(nèi)針狀鐵素體形核和長大。受熱輸入影響，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒尺寸增大，由板條馬氏體組織組成。圖3b表明細晶區(qū)因相變重結(jié)晶作用，發(fā)生奧氏體化后快速冷卻故晶粒大小較為均勻，組織由細小均勻的馬氏體組成。

圖3 熱影響區(qū)顯微組織

2.2 顯微硬度

對焊縫、熱影響區(qū)和母材進行顯微硬度測試，以評定接頭是否出現(xiàn)脆化、硬化等缺陷。使用HVS-1000Z顯微維氏硬度計，壓力9.8 N，保持時間5 s。測試位置如圖1所示。

圖4為激光-電弧復(fù)合焊焊接接頭顯微硬度分布。由圖4可知，熱影響區(qū)硬度最高(315 HV)，焊縫次之(280 HV)，符合GJB 64.1A—1997標準中最高硬度不得超過410 HV的規(guī)定。整個焊接接頭的硬度值高于母材，未發(fā)生接頭軟化現(xiàn)象。接頭組織硬化現(xiàn)象與母材合金元素含量高、焊接冷卻速度大和焊縫淬硬性傾向大有關(guān)。硬度峰值出現(xiàn)在電弧熱影響區(qū)臨近焊縫位置，由于熱影響區(qū)受到焊接熱循環(huán)的作用發(fā)生固相相變，熱影響區(qū)靠近焊縫的晶粒粗化，產(chǎn)生低碳馬氏體組織。低碳馬氏體具有較高的硬度，使得焊接接頭的熱影響區(qū)硬度高；弧焊區(qū)內(nèi)部組織為較細小的針狀鐵素體組織，針狀鐵素體組織上分布著一定的第二相粒子Fe3C，在細晶強化與第二相強化的作用下，焊縫區(qū)硬度較高，高于母材硬度值。因為激光區(qū)與弧焊區(qū)組織皆由相互交織的針狀鐵素體+少量沿晶界析出的先共析鐵素體+長條狀貝氏體組成，故激光區(qū)的硬度走勢與弧焊區(qū)硬度走勢相似，硬度相差不大。

圖4 激光-MAG復(fù)合焊焊接接頭顯微硬度分布

2.3 拉伸性能

按 GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗標準》制備拉伸試樣，室溫下使用WAW-600萬能試驗機進行拉伸試驗。表4為拉伸試驗的結(jié)果。表4可以看出，焊縫的抗拉強度、屈服強度略低于母材。這是由于焊縫中分布有強度較高、交錯分布的針狀鐵素體，其尖端易造成應(yīng)力集中，受拉應(yīng)力作用形成裂紋源進而擴展導(dǎo)致塑性變形能力下降。對比焊縫與母材的斷后伸長率及屈強比可知，焊縫處塑性略低于母材，這是由于焊絲中存在Ti，V等元素，易形成TiC，VC等碳化物，彌散分布在組織中，這些碳化物會阻礙塑性變形，造成焊縫的塑性下降。

表4 921A鋼母材與焊縫拉伸試驗結(jié)果

2.4 沖擊性能

參考GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗方法》對焊接接頭進行沖擊試驗，檢測設(shè)備選擇PTM2200金屬擺錘式?jīng)_擊試驗機，對母材、焊縫中部及頂部焊縫各進行一次低溫沖擊性能的檢測，結(jié)果見表5。從表5可以看出，焊縫區(qū)域的抗沖擊能力略低于母材，平均沖擊吸收能量高于39 J,沖擊結(jié)果滿足船級社要求。焊縫內(nèi)部針狀鐵素體組織強度的提升導(dǎo)致其抗沖擊能力下降，同時由于焊縫組織中長條狀貝氏體含量很高，其內(nèi)部含有一定的M-A組元，內(nèi)部的殘余奧氏體合金元素含量升高導(dǎo)致馬氏體轉(zhuǎn)變溫度Ms點上升，當進行低溫冷卻過程時，部分殘余奧氏體轉(zhuǎn)變成高碳馬氏體，高碳馬氏體硬度大，脆性高，造成焊縫的韌性下降。

表5 沖擊檢測結(jié)果

2.5 耐腐蝕性能

921A鋼服役環(huán)境較為苛刻，要承受洋流沖擊、海水腐蝕、大氣腐蝕和微生物腐蝕等，為驗證激光-MAG復(fù)合焊接頭的耐腐蝕性，進行了電化學(xué)腐蝕試驗。選取質(zhì)量分數(shù)3.5%的NaCl溶液為腐蝕介質(zhì)，采用Versa STAT 3F電化學(xué)工作站測試焊接接頭不同區(qū)域的腐蝕電位。采用三電極體系，參比電極(RE)為飽和甘汞 (SCE)，輔助電極(CE)為鉑片(尺寸為10 mm×10 mm)，工作電極為921A鋼復(fù)合焊接頭試樣。圖5為不同區(qū)域的開路電位曲線。一般通過開路電位OCP的正向程度比較耐腐蝕性能，即OCP越大，代表測量區(qū)域的表面腐蝕產(chǎn)物層越不易破壞，耐腐蝕性能越強[12]。

圖5 激光-MAG復(fù)合焊接頭不同區(qū)域的開路電位曲線

圖6為不同過渡區(qū)的耐腐蝕性?？梢钥闯龌『竻^(qū)的微區(qū)電化學(xué)腐蝕性能優(yōu)于激光區(qū)，激光區(qū)上部的電化學(xué)腐蝕性優(yōu)于下部，電弧區(qū)到激光區(qū)耐腐蝕性逐漸遞減。由于焊縫主要組織為較為細小的針狀鐵素體，在鐵素體晶界上分布著一定的Fe3C薄膜，其電位高于其他組織，由于Fe3C存在，腐蝕進行時針狀鐵素體晶界處的Fe3C電位高成為陰極，晶內(nèi)的鐵素體基體作為陽極。在腐蝕過程中，針狀鐵素體晶界上的Fe3C薄膜難以腐蝕，晶界絕大部分保留。針狀鐵素體內(nèi)部因陰極保護作用降低了自身腐蝕速率[13-14]，因此焊縫的耐腐蝕性較強?；『竻^(qū)同時受到電弧力和熔滴沖擊力的作用，起到了機械攪拌的作用，所以組織成分十分均勻，且晶粒較細，耐腐蝕性較激光區(qū)好。母材是低碳馬氏體高溫回火后的索氏體組織，熱影響區(qū)受熱循環(huán)作用導(dǎo)致晶粒尺寸不一致，粗晶區(qū)生成較為粗大的板條馬氏體組織，內(nèi)部含有部分M-A組元，這在一定程度上造成耐蝕性下降，故熱影響區(qū)耐蝕性較母材差。

圖6 不同過渡區(qū)的耐蝕性

對921A激光-MAG復(fù)合焊接頭各區(qū)域進行極化曲線測試，結(jié)果如圖7所示。焊接接頭不同區(qū)域的極化曲線形狀與走勢相似，說明焊接接頭的不同區(qū)域在質(zhì)量分數(shù)3.5%的NaCl溶液發(fā)生腐蝕的形式接近。通過切線交點法(Tafel擬合)得到接頭各區(qū)域的腐蝕電流密度及其對應(yīng)的電位值，擬合結(jié)果見表6。根據(jù)腐蝕電流密度大小及自腐蝕電位的正向程度來評定測定區(qū)域的耐腐蝕性能，其中自腐蝕電位值決定了腐蝕的難易程度，腐蝕電流密度值代表著腐蝕進行的速度[15]。自腐蝕電位越大，說明試樣產(chǎn)生腐蝕的條件越高；腐蝕電流越小，說明試樣的腐蝕速度越慢。通過比較極化曲線測量結(jié)果，可以得知焊接接頭不同區(qū)域的耐腐蝕性能為：弧焊區(qū)>激光區(qū)>母材>熱影響區(qū)，與開路電位測算結(jié)果一致。

圖7 復(fù)合焊接頭各區(qū)域極化曲線測試結(jié)果

表6 動電位極化曲線擬合結(jié)果

3 結(jié)論

(1)針對6 mm厚度的921A對接鋼板，激光-MAG復(fù)合焊可以一次成形，接頭未發(fā)現(xiàn)氣孔、夾渣、未熔合等焊接缺陷。焊縫組織以針狀鐵素體為主，伴有部分沿晶界析出的先共析鐵素體及和長條狀貝氏體，熱影響區(qū)受熱作用生成低碳馬氏體組織。

(2)激光-MAG復(fù)合焊接頭的不同區(qū)域硬度均高于母材，電弧區(qū)與激光區(qū)的硬度走勢相同，電弧區(qū)的硬度總體高于激光區(qū)硬度，熱影響區(qū)硬度最高；在復(fù)合焊接過程中，熔池上部區(qū)域會受到電弧力和熔滴沖擊力，對熔池起到了機械攪拌的作用，使晶粒細化、分布均勻。整個焊接接頭的熱影響區(qū)硬度值高于母材，未發(fā)生接頭軟化現(xiàn)象，峰值硬度315 HV，符合驗收要求。

(3)焊接接頭拉伸斷裂位置在母材，表明焊縫的強度高于母材。焊縫沖擊韌性低于母材，主要原因是焊縫組織的針狀鐵素體與貝氏體強度較高，但塑韌性較差，從而降低了焊縫的塑韌性。

(4)對焊接接頭的不同區(qū)域進行電化學(xué)腐蝕性能測試，不同區(qū)域的耐腐蝕性能為：電弧區(qū)>激光區(qū)>母材>熱影響區(qū)。焊縫的主要組織為細小針狀鐵素體上分布著一定的Fe3C薄膜，由于Fe3C存在，使得針狀鐵素體晶界電位高而成為陰極，針狀鐵素體內(nèi)部因陰極保護作用而降低了自身腐蝕速率，焊縫區(qū)耐蝕性較強。