高氮鋼復(fù)合焊接接頭組織性能分析

李欣欣， 張 宏， 劉鳳德, 劉雙宇, 徐春鷹

(長(zhǎng)春理工大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，長(zhǎng)春 130022)

引 言

高氮鋼是指鋼中氮元素含量超過(guò)大氣壓下氮在鋼中最大溶解度的鋼種，一般在奧氏體不銹鋼中氮的質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于0.004，在鐵素體/馬氏體不銹鋼中大于0.0008[1]。

氮和鎳元素都是奧氏體強(qiáng)化元素，但由于鎳資源的短缺，尤其在二戰(zhàn)期間，使其價(jià)格昂貴，所以歐洲各國(guó)開(kāi)展了高氮鋼的研究。由于當(dāng)時(shí)冶煉設(shè)備和加氮技術(shù)的限制，高氮鋼沒(méi)有得到廣泛應(yīng)用。隨著科學(xué)技術(shù)的發(fā)展，歐洲和日本等國(guó)分別研制出新型高氮鋼冶煉方法，可成功冶煉出多種新型廉價(jià)高氮鋼鋼種，使得高氮鋼的應(yīng)用得到大范圍推廣[2]。用氮元素替代鎳元素，可以降低高氮鋼成本，并且氮元素還能夠穩(wěn)定奧氏體相，改善材料抗點(diǎn)腐蝕和抗相間腐蝕能力，提高材料強(qiáng)度和韌性同時(shí)不降低其延展性。這些優(yōu)異性能使其成為運(yùn)輸、船舶、核能、汽車(chē)制造等領(lǐng)域廣泛使用重要材料[3-4]。

XIONG等人[5]研究高氮鋼電子束焊接接頭組織與性能，結(jié)果表明：高氮鋼電子束焊接焊縫區(qū)和熱影響區(qū)組織均為奧氏體；焊接接頭中焊縫硬度最低；焊接接頭抗拉強(qiáng)度最大為1010MPa，為母材的92.7%。YANG等人[6]研究發(fā)現(xiàn)，20mm和40mm厚高氮鋼母材組織均為奧氏體和少量鐵素體，20mm厚高氮鋼板晶粒尺寸較40mm厚高氮鋼板晶粒尺寸小；焊縫組織由奧氏體和少量晶界鐵素體組成，20mm板焊縫組織中鐵素體晶粒尺寸較40mm板焊縫中的晶粒尺寸大且數(shù)量多。LI等人[7]發(fā)現(xiàn),高氮鋼焊縫組織由奧氏體和鐵素體組成，高溫鐵素體含量隨焊接熱輸入的增大而增加。LI等人[8]研究高氮鋼攪拌摩擦焊接接頭組織性能，發(fā)現(xiàn)攪拌區(qū)氮含量與母材一樣，晶粒得到細(xì)化；攪拌區(qū)硬度、強(qiáng)度均增大，而延展性有所降低。

激光-電弧復(fù)合焊接是一種新型焊接方法，是將激光、電弧兩種傳輸機(jī)制完全不同的熱源組合在一起。兩種熱源之間的相互作用，能夠提高單一熱源效率，從而增加焊接熔深、熔寬[9]。因此，激光-電弧復(fù)合焊接技術(shù)有焊接熱輸入小、焊接適應(yīng)性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)。目前，關(guān)于激光-電弧復(fù)合焊接高氮鋼焊接接頭組織與性能研究的報(bào)道不多，采用激光-電弧復(fù)合焊接可為高氮鋼的焊接提供新的方法。

1 試驗(yàn)材料和方法

試驗(yàn)采用TRUMPF公司生產(chǎn)的Nd∶YAG固體激光器和PanasonicYD-350AGHGE型MIG/MAG電焊機(jī)。使用自行研制的旁軸復(fù)合焊接系統(tǒng)進(jìn)行焊接試驗(yàn)，試驗(yàn)材料為Cr18Mn18N高氮奧氏體不銹鋼，表1為其主要化學(xué)成分，圖1為高氮鋼母材組織圖片。填充焊絲是直徑為1.2mm的奧氏體不銹鋼焊絲。

Table 1 Main chemical composition of high nitrogen steel

Fig.1 Microstructure of base metal of high nitrogen steel

采用沿焊接方向電弧在前激光在后的焊縫方法，焊件尺寸為8mm×100mm×400mm，開(kāi)Y型坡口，破口角度30°，鈍邊高5mm，對(duì)接間隙0.5mm，焊槍與激光束夾角為30°，離焦量-2mm，熱源間距3mm，電弧保護(hù)氣體為流量18L/min的Ar(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.95)+CO2(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為0.05)。第1組(B1～B5)的焊接速率v=0.8m/min，電弧參量電流I=250A,電壓U=25V；第2組(C1～C5)的激光功率P=2.4kW，焊接速率v=0.8m/min；第3組(D1～D5)的激光功率P=2.4kW，電弧參量I=250A,U=25V，其它主要參量見(jiàn)表2。

Table 2 Main welding parameters

焊接完成后，按照金相試樣制作標(biāo)準(zhǔn)制備金相試樣，經(jīng)鑲嵌、研磨、拋光處理后，用草酸溶液電解腐蝕。使用體式顯微鏡和Leica DM700M型金相顯微鏡(見(jiàn)圖2)分別觀(guān)察焊縫形貌和焊接接頭各區(qū)組織。用MH-60維氏顯微硬度計(jì)測(cè)試焊接接頭各區(qū)硬度。

Fig.2 Leica metallurgical microscope

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊接接頭形貌分析

圖3為高氮鋼激光-電弧復(fù)合焊接接頭宏觀(guān)形貌圖。高氮鋼復(fù)合焊接接頭形貌呈典型“漏斗狀”，上寬下窄，上部為電弧區(qū)，下部為激光區(qū),這與激光、電弧兩種熱源的特點(diǎn)有關(guān)。激光-電弧復(fù)合焊接是將兩種熱源耦合在一起，兩種熱源的能量耦合程度是決定焊接好壞的關(guān)鍵因素。由于電弧弧柱直徑大，能量分散，電弧作用在工件表面形成熔深淺、熔寬大的焊縫形貌；而激光束能力密度集中，光斑直徑小，照射到工件產(chǎn)生匙孔效應(yīng)，熔深增大，但熔寬很小。綜合兩種熱源各自焊縫特點(diǎn)，復(fù)合焊接接頭形貌便形成“上肥下瘦”的形貌。

Fig.3 Morphology of hybrid welding joint of high nitrogen steel

2.2 焊接接頭晶粒類(lèi)型分析

圖4為高氮鋼激光-電弧復(fù)合焊焊接接頭微觀(guān)組織形貌。從圖4a可以看出，焊縫區(qū)與熱影響區(qū)有明顯分界線(xiàn)，而母材區(qū)與熱影響區(qū)(heat affecting zone,HAZ)分界線(xiàn)不明顯。這是因?yàn)槟覆?base metal,BM)在激光、電弧兩種高溫?zé)嵩醋饔孟掳l(fā)生局部熔化，并與熔化了的焊絲金屬攪拌混合形成焊縫(welding zone,WZ)熔池[10]。熱源離開(kāi)后，熔池中的金屬冷卻凝固。因?yàn)槟覆慕M織幾乎全部為奧氏體，使用的填充焊絲為奧氏體焊絲，所以熔池金屬在凝固過(guò)程中，部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)楹谏叭湎x(chóng)”狀鐵素體。因?yàn)橛械玩嚨葕W氏體化元素存在，所以焊縫中組織還是以?shī)W氏體為主。隨著離焊縫區(qū)的距離增大，線(xiàn)能量減小，熱影響區(qū)組織受到焊接熱輸入影響，晶粒長(zhǎng)大，但未能發(fā)生組織轉(zhuǎn)變，所以熱影響區(qū)組織與母材組織一樣，分界線(xiàn)不明顯。

圖4b為熔合線(xiàn)處組織形貌圖。從圖中可以看到，熔合線(xiàn)處的晶粒以平面晶為主。熔合線(xiàn)是焊縫與熱影響區(qū)之間很窄的一個(gè)區(qū)域，離焊縫中心較遠(yuǎn)，在此處熔化的焊縫金屬溫度梯度大，與實(shí)際結(jié)晶溫度線(xiàn)不存在交點(diǎn)，故沒(méi)有出現(xiàn)成分過(guò)冷現(xiàn)象[10]。此時(shí)液態(tài)金屬凝固潛熱全部向熱影響區(qū)散去，是結(jié)晶界面向前推移，結(jié)晶呈平面形態(tài)，形成平面晶。

圖4c為焊縫近熔合線(xiàn)處組織形貌圖。從圖中可以看出，此處組織晶粒為樹(shù)枝狀晶，生長(zhǎng)方向垂直熔合線(xiàn)，向焊縫中心生長(zhǎng)。近熔合線(xiàn)處焊縫與焊縫中心距離縮小，液態(tài)金屬溫度梯度減小，與實(shí)際結(jié)晶溫度線(xiàn)存在交點(diǎn)，出現(xiàn)過(guò)冷現(xiàn)象，液態(tài)金屬凝固結(jié)晶。因?yàn)槟覆呐c熔池中金屬成分相近，其原子排列及晶格參量等基本一致，以熔池壁的晶粒為晶核，焊縫區(qū)組織沿著熱擴(kuò)散快的方向生長(zhǎng)，形成聯(lián)生結(jié)晶[11]。垂直熔合線(xiàn)方向上散熱最快，晶粒生長(zhǎng)最快，形成粗大樹(shù)枝晶主干。因?yàn)檫^(guò)冷度較大，在主干之外還向四周生長(zhǎng)二次支晶，形成明顯的樹(shù)枝狀結(jié)晶。

Fig.4 Microstructure morphology of hybrid welding joint of high nitrogen steel

a—microstructure of welding zone, heat affected zone and base metal zone b—microstructure at the fusion line c—microstructure near the fusion line d—microstructure at welding center

圖4d為焊縫中心處組織形貌圖。從圖中可以看出，組織晶粒以等軸晶為主，存在少數(shù)較短的樹(shù)枝狀晶。焊縫中心直接在熱源的作用之下，液相溫度梯度很小，過(guò)冷區(qū)很大，此時(shí)在結(jié)晶前沿有樹(shù)枝狀晶形成，在焊縫中心內(nèi)部有晶核生成，產(chǎn)生新的晶粒。因四周溫度一致，晶粒生長(zhǎng)不受快速凝固特征[12]的影響，可自由生長(zhǎng)，從而形成等軸晶。

2.3 焊接接頭組織分析

圖5為不同熱輸入?yún)⒘肯潞缚p微觀(guān)組織形貌圖。從圖中可以看出,焊縫區(qū)組織均由奧氏體和鐵素體組成，奧氏體含量較鐵素體多。圖5a、圖5c、圖5f是焊接熱輸入小的情況下焊縫組織形貌。從圖中看出，鐵素體含量少，鐵素體樹(shù)枝晶細(xì)。這是因?yàn)楦叩獖W氏體不銹鋼中含有氮元素，其是強(qiáng)烈的奧氏體化元素。焊接熱輸入小，熔池熔化區(qū)域小，熔化金屬流動(dòng)性減小，而且焊縫凝固速度快，因此不利于氮元素的逸出，使得焊縫金屬在凝固過(guò)程中由于氮元素的作用，大量金屬轉(zhuǎn)化為奧氏體，少量金屬變?yōu)殍F素體。圖5b、圖5d、圖5e是大熱輸入下焊縫組織形貌。較低熱輸入下的焊縫形貌可以看出，焊縫中鐵素體樹(shù)枝晶主干增粗、增長(zhǎng)，樹(shù)枝晶主干生長(zhǎng)二次支晶，分布在樹(shù)枝晶主干兩側(cè)。焊接熱輸入增大，線(xiàn)能量增加，焊縫熔化面積增大，熔池中金屬流動(dòng)加快，加速了熔池中金屬的攪拌，且焊縫凝固減緩，使得焊縫中的氮元素有更多的時(shí)間逸出，氮元素減少。焊縫凝固過(guò)程中，由于氮元素含量的減少，更多的金屬轉(zhuǎn)化為鐵素體，使得鐵素體含量增加。由于線(xiàn)能量增大，鐵素體樹(shù)枝晶增長(zhǎng)、增粗。

Fig.5 Microstructure of welding at different heat input parametersa—B1(P=2kW) b—B5(P=2.8kW) c—C1(I=230A,U=25V)d—C5(I=270A,U=25V) e—D1(v=0.6m/s) f—D5(v=1.0m/s)

圖6是高氮鋼激光-電弧復(fù)合焊接接頭的電子掃描顯微(scanning electron microscope,SEM)組織圖。圖6a、圖6b、圖6c分別是焊縫區(qū)、熱影響區(qū)、母材區(qū)電子掃描顯微組織圖。

從圖6a中可以看出，焊縫區(qū)組織黑色相較多，在黑色相晶界處有白色長(zhǎng)條狀相存在，且數(shù)量較少。黑色相即為奧氏體，白色長(zhǎng)條狀相為δ-鐵素體。故焊縫區(qū)組織由奧氏體和少量δ-鐵素體組成。因?yàn)楹缚p區(qū)母材在焊接過(guò)程中經(jīng)熔化、凝固后，奧氏體相向鐵素體相發(fā)生轉(zhuǎn)變，形成少量δ-鐵素體。

Fig.6 SEM microstructure of hybrid welding joint of high nitrogen steel (P=2.4kW,I=270A,U=25V,v=0.8m/min)

a—welding zone b—heat affected zone c—base metal zone

熱影響區(qū)受焊接熱循環(huán)的影響，距焊縫距離不同，其加熱和冷卻過(guò)程都不相同。從圖6b中可見(jiàn)，近焊縫熱影響區(qū)組織由極少數(shù)的δ-鐵素體存在，奧氏體晶粒較大。受到焊接熱輸入影響，母材組織晶粒有足夠的能量和時(shí)間長(zhǎng)大，從而形成晶粒粗大的熱影響區(qū)。

母材離焊縫較遠(yuǎn)，沒(méi)有焊接熱輸入的影響，組織未發(fā)生變化仍為奧氏體，奧氏體晶粒細(xì)小，如圖6c所示。

2.4 焊接接頭硬度分析

圖7是高氮鋼復(fù)合焊接接頭硬度分布曲線(xiàn)圖。從圖中能夠看出，母材區(qū)硬度最大，顯微硬度值集中在330HV～370HV;熱影響區(qū)其次，顯微硬度值集中在300HV～330HV;焊縫區(qū)最低，顯微硬度值在260HV～300HV之間。高氮鋼焊接接頭硬度值逐漸降低，中間沒(méi)有出現(xiàn)軟化區(qū)域。在焊接過(guò)程中，母材在激光、電弧兩種高位熱源作用下發(fā)生局部熔化，并與熔化的焊絲金屬攪拌混合形成焊縫熔池，熔池凝固后形成焊縫。焊縫在凝固過(guò)程中有氮元素析出，與母材相比焊縫中氮元素含量下降，而氮有加強(qiáng)奧氏體晶粒強(qiáng)化的作用[3]，氮元素的逸出使得焊縫中奧氏體相強(qiáng)化減弱；于此同時(shí)，焊縫凝固過(guò)程中少部分奧氏體轉(zhuǎn)化為鐵素體。因?yàn)殍F素體是碳在δ-Fe中的間隙固溶體，呈體心立方結(jié)構(gòu)，其晶格間隙小，碳的固溶度極小，故其硬度低；奧氏體是碳在γ-Fe中的間隙固溶體，呈面心立方結(jié)構(gòu)，其晶格間隙較體心立方結(jié)構(gòu)大，碳的固溶度大大超過(guò)鐵素體中的固溶度，其硬度較鐵素體高[13]。焊縫中的鐵素體相對(duì)于母材含量上升，使得焊縫的硬度因?yàn)殍F素體含量的升高而降低。熱影響區(qū)由于受到焊接線(xiàn)能量的作用，晶粒尺寸相比母材晶粒明顯增大，從而使得單位體積中的晶粒數(shù)量減少，晶界密度降低。然而，晶界對(duì)位錯(cuò)滑移有阻滯效應(yīng)[14]，晶界密度減小，晶界對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用減小，使得材料硬度下降；晶界密度減小，晶界上的晶格畸變數(shù)量減少，也使得材料硬度下降。

Fig.7 Microhardness distribution of the welded jointa—under different laser powers b—under different welding currents

從圖7a、圖7b中都能看出，熱輸入越大，硬度越低。這是因?yàn)闊彷斎氲脑龃?，焊縫中的氮元素逸出量增加，鐵素體含量增加，熱影響區(qū)晶粒尺寸增大，這使得其硬度比熱輸入小情況下的硬度低。

3 結(jié) 論

(1)高氮鋼激光-電弧復(fù)合焊接接頭截面形貌呈“上肥下瘦”的“高腳杯”狀；對(duì)焊接接頭微觀(guān)組織形貌分析，焊縫區(qū)與熱影響區(qū)有明顯分界，熱影響區(qū)與母材區(qū)分界不明顯；在熱輸入的作用下，熔合線(xiàn)處晶粒以平面晶為主，焊縫近熔合線(xiàn)處晶粒以樹(shù)枝晶為主，焊縫中心處晶粒以等軸晶為主。

(2)高氮鋼復(fù)合焊接接頭組織由奧氏體和少量鐵素體組成；隨熱輸入的增加，鐵素體含量增多，樹(shù)枝晶增長(zhǎng)、增粗，有更多的二次支晶分布在樹(shù)枝晶主干兩側(cè)。

(3)焊接接頭硬度分布不均勻，母材區(qū)硬度最高，其次為熱影響區(qū)，焊縫區(qū)硬度最低，沒(méi)有出現(xiàn)軟化區(qū)域；隨著熱輸入的增大，焊接接頭硬度降低。

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