異種鋼焊接接頭退火工藝研究
——焊縫性能與保溫時(shí)間

楊全毅，王 娟，劉發(fā)安，肖 紅，賈寓真，周明哲

（1.中國(guó)石油集團(tuán)工程設(shè)計(jì)有限責(zé)任公司華北分公司，河北任丘062522；2.湖南泰嘉新材料科技股份有限公司，湖南長(zhǎng)沙410200）

異種鋼焊接接頭退火工藝研究
——焊縫性能與保溫時(shí)間

楊全毅1，王 娟1，劉發(fā)安1，肖 紅1，賈寓真2，周明哲2

（1.中國(guó)石油集團(tuán)工程設(shè)計(jì)有限責(zé)任公司華北分公司，河北任丘062522；2.湖南泰嘉新材料科技股份有限公司，湖南長(zhǎng)沙410200）

利用保護(hù)氣氛箱式退火爐研究了M42高速鋼-X32高強(qiáng)度鋼異種鋼焊縫的退火過(guò)程中，退火保溫時(shí)間與焊縫、母材M42高速鋼及X32高強(qiáng)度鋼的硬度關(guān)系。研究表明，在爐溫為810℃～820℃時(shí)，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，焊縫硬度在退火初期快速下降，然后緩慢下降，且硬度與時(shí)間的對(duì)數(shù)呈線性關(guān)系。通過(guò)金相顯微鏡和電子探針X射線分析儀（EPMA）及XRD，分析退火后M42高速鋼-X32高強(qiáng)度鋼異種鋼焊接接頭金相組織及元素分布規(guī)律及接頭處碳化物的形成轉(zhuǎn)化規(guī)律。研究表明，退火后，焊縫組織發(fā)生再結(jié)晶現(xiàn)象，組織成等軸晶，碳化物球化。焊接接頭中母材金屬元素向焊縫擴(kuò)散，形成Fe3W3C的M6C型碳化物、Cr23C的M23C型、MC型等碳化物，這些碳化物的形成，從而在組織中增加了許多晶界與相界，促進(jìn)了碳化物的球化，導(dǎo)致了焊縫硬度的下降。

異種鋼；退火；焊縫硬度

0 前言

目前在石油、化工設(shè)備、機(jī)械等零部件有較多的異種鋼焊接應(yīng)用[1]。異種鋼M42高速鋼與X32高強(qiáng)度鋼的化學(xué)成分和物理性能差異較大，因此，該異種鋼在焊接后容易產(chǎn)生焊接熱應(yīng)力，從而對(duì)焊縫性能產(chǎn)生不利的影響。基于此問(wèn)題，對(duì)其焊后進(jìn)行退火來(lái)消除焊接產(chǎn)生的熱應(yīng)力，對(duì)于改善焊縫的組織具有極其重要的意義。焊后退火，主要是對(duì)焊縫中未熔碳化物進(jìn)行球化處理，來(lái)改善焊縫的微觀組織，從而降低焊縫焊接后產(chǎn)生的較大硬度。退火主要目的是在不惡化母材組織的前提下，消除焊接產(chǎn)生的熱應(yīng)力，降低焊縫硬度，為后續(xù)的加工制造和最終熱處理做準(zhǔn)備[2]。

在目前工業(yè)生產(chǎn)過(guò)程中，異種鋼M42高速鋼-X32高強(qiáng)度鋼焊接接頭焊縫退火一般是將其放在氣體保護(hù)電阻發(fā)熱鐘罩式退火爐中進(jìn)行，退火工藝為完全退火，該退火保溫時(shí)間直接影響生產(chǎn)的消耗及效益。基于此，盡量在保證退火效果的前提下，減少退火保溫時(shí)間，從而降低能量消耗。因此，探索退火保溫時(shí)間與焊接接頭硬度的關(guān)系對(duì)工業(yè)生產(chǎn)中制定合理的退火工藝有極其重要的參考意義。在此系統(tǒng)研究退火保溫時(shí)間與焊縫、母材M42高速鋼及母材X32高強(qiáng)度鋼的硬度關(guān)系，擬合出焊縫硬度與保溫時(shí)間的對(duì)數(shù)關(guān)系，并分析了退火后M42高速鋼-X32高強(qiáng)度鋼焊接接頭組織演變規(guī)律，物相形成及元素分布規(guī)律，可為相關(guān)的生產(chǎn)和研究提供參考。

1 試驗(yàn)

本試驗(yàn)中焊接母材采用完全退火的M42高速鋼以及完全退火的X32高強(qiáng)度鋼，其化學(xué)成分分別如表1、表2所示，采用電子束焊接，焊縫初始組織為隱性馬氏體，組織為樹(shù)枝晶，采用保護(hù)氣氛箱式退火爐對(duì)焊接接頭進(jìn)行退火實(shí)驗(yàn)，爐溫約810℃，到溫后再將樣品放入，保溫不同時(shí)間后取出直接空冷，測(cè)試焊縫硬度。并對(duì)退火后的接頭進(jìn)行金相（OM）、電子顯微鏡（SEM）分析，以及EPMA元素分布分析。焊縫初始SEM照片如圖1所示。

圖1 焊縫退火前SEM照片

表1 高速鋼M42化學(xué)成分％

表2 高強(qiáng)度鋼X32化學(xué)成分％

2 試驗(yàn)結(jié)果

退火保溫時(shí)間-焊縫硬度曲線如圖2所示，由圖2可知，焊縫硬度在退火保溫初期下降速度快。隨著保溫時(shí)間的增加，焊縫硬度開(kāi)始緩慢下降。退火保溫時(shí)間2h時(shí)，焊縫硬度下降至390HV1以下。

圖2 退火保溫時(shí)間-焊縫硬度曲線

退火保溫時(shí)間-母材高速鋼M42硬度曲線如圖3所示。退火前母材M42硬度為360 HV1，退火保溫時(shí)間為6 min時(shí)，焊縫硬度下降到260 HV1；此后隨著退火保溫時(shí)間的增加，母材M42硬度基本不變，保溫至610 min時(shí)，母材M42硬度為250 HV1。母材X32硬度與退火保溫時(shí)間的變化規(guī)律也與M42類(lèi)似，退火前母材X32硬度為295 HV1，保溫6 min后降至185 HV1，但保溫615 min后硬度為167 HV1，下降很少。

為便于研究焊縫硬度與退火保溫時(shí)間的關(guān)系，現(xiàn)將焊縫硬度曲線的退火保溫時(shí)間轉(zhuǎn)換為以2為單位，并以對(duì)數(shù)坐標(biāo)表示，如圖4所示。

可見(jiàn)焊縫硬度大致與時(shí)間的對(duì)數(shù)呈線性關(guān)系

式中HV焊縫為焊縫硬度（單位：HV1）；t≤106為時(shí)間（單位：s）。

圖3 退火保溫時(shí)間-母材高速鋼M42硬度曲線

圖4 時(shí)間-焊縫硬度曲線

考慮到式（1）無(wú)法適用和表示退火前的硬度（因t不能為0），因此將所有的退火保溫時(shí)間修改為t+1來(lái)表示，并將保溫時(shí)間取對(duì)數(shù)后再與硬度擬合，如圖5所示。

圖5 修正后時(shí)間-焊縫硬度曲線

采用上述演變方法后，焊縫硬度與保溫時(shí)間依然能呈較好的線性關(guān)系，此外，也能夠考慮到退火前母材的焊縫硬度，修正后的關(guān)系為：

3 分析討論

3.1 退火后焊縫硬度-保溫時(shí)間關(guān)系

母材X32高強(qiáng)度鋼在焊接前，先進(jìn)行冷軋，并球化退火供貨，會(huì)產(chǎn)生加工硬化，組織呈現(xiàn)為粒狀珠光體如圖6a所示，可觀察有較明顯的帶狀分布，硬度較高。由于電子束焊接時(shí)，焊接接頭熱影響區(qū)小的特點(diǎn)[3]，對(duì)母材X32高強(qiáng)度鋼整體組織幾乎沒(méi)有影響，因此焊后退火對(duì)于母材X32而言相當(dāng)于對(duì)加工硬化態(tài)進(jìn)行軟化退火，退火后的組織如圖6b所示?？梢园l(fā)現(xiàn)有再結(jié)晶現(xiàn)象，810℃的退火溫度相對(duì)于X32鋼（再結(jié)晶溫度為680℃）為高溫退火處理，因此保溫初期隨再結(jié)晶發(fā)生軟化[4]，其部分滲碳體溶解，晶粒呈等軸狀，焊縫中碳化物組織球化，硬度下降快，隨后再結(jié)晶，硬度基本不發(fā)生變化。

圖6 母材X32鋼退火前后金相組織

由于電子束能量集中，熔池狹小，加熱速度快。隨著電子束的移動(dòng)，熔池能量很快被母材導(dǎo)出，冷卻速度較快，從而實(shí)現(xiàn)了焊縫的淬火。因此，焊縫組織在焊后主要為淬火隱針馬氏體組織（見(jiàn)圖1）[5-6]，隨后的退火保溫，可視為回火保溫過(guò)程，研究表明[7]，可以把退火保溫溫度和時(shí)間的綜合影響歸納為一參數(shù)M表示

式中T為保溫溫度（單位：K）；tτ為回火時(shí)間（單位：s或h）；C為與含碳量有關(guān)的常數(shù)。

本研究所得的焊縫硬度與退火保溫時(shí)間的關(guān)系式（3），其與高碳鋼淬火組織回火的基本規(guī)律基本吻合。

3.2 退火后焊接接頭元素分布分析

焊后M42高速鋼-焊縫界面處EPMA照片如圖7所示。

圖7 焊后M42高速鋼-焊縫界面處EPMA照片

由圖7可知，焊后母材M42與焊縫交界處，主要合金元素分布呈明顯的分界現(xiàn)象。在其界面處，焊后母材中的W、Cr、Mo、V等元素向焊縫擴(kuò)散。焊縫區(qū)中Mn、Fe元素含量明顯高于母材M42，焊縫中C、Co含量明顯低于母材M42。母材M42中碳化物多為Mo、V、W、Cr元素聚集區(qū)域。由圖7還可知，在焊縫區(qū)，C元素呈點(diǎn)狀分布，F(xiàn)e元素呈類(lèi)似“彩虹狀”分布，W、Co、Cr、Mo、V元素呈”波紋狀”分布，Mn元素分布較均勻。

圖8為退火溫度為810℃，退火保溫時(shí)間為2 h后，M42高速鋼-焊縫界面處EPMA照片。

由圖8可知，退火后各元素在M42高速鋼-焊縫界面處分布較為均勻，W、Co、Mo、C、V、Cr元素含量在母材M42高速鋼區(qū)域明顯高于焊縫，母材區(qū)域中Fe、Mn含量略低于焊縫。W、Co、Mo、C、V、Cr元素在母材M42高速鋼區(qū)域存在一定偏聚。在界面處偏聚顆粒主要為Mo、W、V元素。由于在母材M42高速鋼與焊縫界面處存在著成分與結(jié)構(gòu)的不均勻性，導(dǎo)致退火過(guò)程中存在一定程度的擴(kuò)散，在其界面處存在著團(tuán)聚的顆粒。在退火保溫過(guò)程中，含W、V等碳化物的逐漸球化，使得這些元素存在偏聚。由退火后EPMA照片與焊后界面處EPMA照片對(duì)比可知，元素分布的“彩虹狀”分布消失。

焊后X32高強(qiáng)度鋼-焊縫界面處EPMA照片如圖9所示。

由圖9可知，焊后Cr、Mn、Fe、V、Mo元素在母材X32-焊縫中的分布呈明顯的分界現(xiàn)象，接頭中C元素分布較為均勻。母材X32中C含量略低于焊縫。Ni元素在接頭中分布較為均勻。母材中碳化物位置主要為Cr、Mn、Mo元素聚集區(qū)。焊縫中，EPMA照片中顯示為高亮區(qū)域?yàn)镸o、Cr、V元素聚集區(qū)域。Fe元素呈由母材X32向焊縫逐漸遞減的分布趨勢(shì)，呈“彩虹狀”分布。

圖10為退火后X32高強(qiáng)度鋼-焊縫界面處EPMA照片。由圖10可知，退火后C、Ni、Cr、Mo、Mn、V元素在接頭中分布較為均勻，與焊后元素分布對(duì)比可知，“彩虹狀”分布消失。母材X32中Ni、Mn含量與焊縫中相比較低。退火后，焊縫處Fe元素含量略低于母材X32的。焊縫處Mo、Cr、V等元素分布呈一定程度的偏聚。接頭熔合區(qū)中C、Cr、Mo、V元素含量要高于焊縫中的含量。退火過(guò)程中，由于存在元素的擴(kuò)散作用，導(dǎo)致靠母材X2側(cè)熔合區(qū)處的C、Cr、Mo、V的聚集。

圖8 退火后M42高速鋼-焊縫界面處EPMA照片

綜上，通過(guò)分析合金元素在接頭中的分布規(guī)律可知，在退火過(guò)程中，提供了合金元素在焊接接頭中擴(kuò)散的能量，從而使元素?cái)U(kuò)散系數(shù)增大，導(dǎo)致異種金屬母材中的元素在退火過(guò)程中逐漸向焊縫中擴(kuò)散。由于合金元素?cái)U(kuò)散的作用，Mo、Cr、V、W元素與C元素在退火過(guò)程中形成碳化物，隨著退火保溫時(shí)間的增加，形成的碳化物逐漸球化，在接頭處形成一些合金元素的團(tuán)聚。在退火過(guò)程中，擴(kuò)散的合金元素易與C元素形成一些碳化物。退火狀態(tài)的焊縫XRD如圖11所示，退火后，焊縫中形成一些以Fe3W3C的M6C型碳化物、以Cr23C的M23C型、MC型等碳化物。在退火過(guò)程中形成的碳化物在接頭中彌散分布，且多為球形小顆粒。由于在焊后，焊縫中的組織為淬火馬氏體，在退火過(guò)程中，淬火馬氏體逐漸分解，在接頭中形成Fe3C型滲碳體，降低了焊縫硬度。隨著退火時(shí)間的增加，由于焊縫在退火過(guò)程中形成的MC、M6C型碳化物增加了組織中許多晶界和相界，由此促進(jìn)了碳化物在退火過(guò)程中的球化，降低了焊縫硬度。

圖10 退火后X32高強(qiáng)度鋼-焊縫界面處EPMA照片

圖11 退火態(tài)的焊縫XRD

4 結(jié)論

（1）異種鋼M42高速鋼-X32高強(qiáng)度鋼焊接接頭焊后退火時(shí)，母材硬度在退火溫度為810℃～820℃時(shí)，保溫初期隨再結(jié)晶發(fā)生軟化迅速下降，隨后再結(jié)晶完成，硬度基本不變。

（2）在810℃～820℃退火2 h，接頭焊縫硬度下降至390 HV1以下，達(dá)到退火硬度要求。焊縫硬度與時(shí)間的對(duì)數(shù)呈線性關(guān)系。

（3）退火后，異種鋼M42高速鋼-X32高強(qiáng)度鋼焊縫組織成等軸晶，碳化物球化。退火后，隨著退火保溫時(shí)間增加，母材金屬元素向焊縫進(jìn)行擴(kuò)散，從而形成MC、M6C型碳化物，因此在顯微組織中會(huì)形成許多晶界與相界，促進(jìn)了碳化物在退火過(guò)程中的球化，降低了焊縫硬度。

[1]劉中青，邸斌.異種材料的焊接[M].四川：科學(xué)出版社，1990：1-5.

[2]高原，賀志勇，趙晉香.表面冶金高速鋼機(jī)用鋸條的研制[J].工具技術(shù)，2003，37（4）：17-19.

[3]張心保.異種金屬電子束焊接特點(diǎn)及應(yīng)用現(xiàn)狀[J].太鋼科技，2007（3）：25-29.

[4]歐陽(yáng)頁(yè)先，吳青松，張新仁，等.退火工藝對(duì)超低碳鋼冷軋薄板力學(xué)性能的影響[J].武漢工程職業(yè)技術(shù)學(xué)院學(xué)報(bào)，2009，21（2）:21-24，31.

[5]Sunada H，Wadsworth J，Lin J，et al.Mechanical prperties and microstructureofheat-treatedultrahigh carbon steels[J]. Materials Science and Engineering，1979，38（1）：35-40.

[6]J B P，M Sandvik C.Wayman.Crystallography and substructureof lath martensite formed in carbon steels[J].Metallography，1983，16（2）：199-227.

[7]夏立芳.金屬熱處理工藝學(xué).哈爾濱[M].黑龍江：哈爾濱工業(yè)大學(xué)出版社，2008：62-66.

Research on annealing process for welded joint of the dissimilar steel——weld property and holding time

YANG Quanyi1，WANG Juan1，LIU Faan1，XIAO Hong1，JIA Yuzhen2，ZHOU Mingzhe2
（China Petroleum Engineering HUABEI Company，Renqiu 062522，China；2.Bichamp Cutting Technology（Hunan）Co.Ltd.，Changsha 410200，China）

The effect of annealing time on the hardness of the weld,M42 HSS and X32 high strength steel is studied by using the annealing furnace.The result shows that when annealing temperature is between 820℃and 820℃，with the extension of heat preservation time，the weld hardness at the beginning of the annealing declines very fast,then slowly,and the hardness has a linear relationship with the logarithm of time.By OM,EPMA and XRD test methods,the microstructure and element distribution of welded joints in the M42 high speed steel-X32 high strength steel dissimilar steel and the formation and transformation rules of carbides in joints after annealing are analyzed.The result shows that after annealing,the recrystallization occurs in the microstructure of weld and organizes into isometric crystal,and carbide spheroidizing also occurs.The elements of the base metal in weld joints diffuse to weld, and form M6C type carbide of Fe3W3C,M23C type carbide of Cr23C，M6C type carbide.Some grain boundary and phase boundary increase because of these carbides,so as to promote the carbide spheroidizing and reduce the weld hardness.

dissimilar steel；anneal；weld hardness

TG406

A

1001-2303（2015）08-0026-06

10.7512/j.issn.1001-2303.2015.08.06

2015-03-16；

2015-08-02

楊全毅（1986—），男，山西人，工程師，碩士，主要從事焊接、材料、化工設(shè)備及管道設(shè)計(jì)方面的工作。