王 健，莫文林，胡開華，任美康，陸善平

(1.中國科學(xué)院金屬研究所，沈陽材料科學(xué)國家(聯(lián)合)實驗室，遼寧 沈陽 110016;2.寧波禾順新材料有限公司，浙江寧波 315137)

0 前言

近年來，隨著我國工程機(jī)械的大力發(fā)展，節(jié)能減排及低碳經(jīng)濟(jì)發(fā)展的需要，普通鋼鐵材料的性能已經(jīng)不能滿足需求。因此，新一代鋼鐵材料的研發(fā)顯得尤為重要。高強(qiáng)鋼和超高強(qiáng)鋼開發(fā)是新一代鋼鐵材料的發(fā)展方向之一［1］。從性能要求來說，高強(qiáng)鋼的開發(fā)往往要求材料不僅具有很高的強(qiáng)度，同時要有良好的塑韌性。從市場經(jīng)濟(jì)要求來說，開發(fā)的材料應(yīng)盡量少用貴金屬元素。如果應(yīng)用于焊接結(jié)構(gòu)，還要求材料具有良好的焊接性和合適的熱處理制度，以保證焊后接頭性能和便于焊后熱處理。為確保鋼的強(qiáng)度和韌性，添加適當(dāng)?shù)腗n、Ni、Mo等合金元素及 V、Nb、Ti、Al等微合金元素，并配合適當(dāng)?shù)能堉乒に嚭蜔崽幚砉に囈员ＷC鋼材具有優(yōu)良的綜合力學(xué)性能［2］。貴金屬和微量合金元素的增加，以及復(fù)雜的熱處理工藝往往會增加高強(qiáng)鋼的成本。如何降低高強(qiáng)鋼的制造成本，同時保持良好的強(qiáng)韌性匹配是高強(qiáng)鋼開發(fā)領(lǐng)域的一個研究方向。

由于超高強(qiáng)鋼合金系統(tǒng)復(fù)雜、淬硬性較大，通常控制鋼中的碳含量在較低的水平以防止冷裂紋的產(chǎn)生，控制 S、P等雜質(zhì)元素，增加 Mn含量及w(Mn)/w(S)可降低鋼的熱裂傾向和獲得較好的低溫韌性［3－4］。Mn、Si是鋼中主要的強(qiáng)化元素，成本較低且資源豐富，在焊縫金屬中還是主要的脫氧元素，可降低焊縫氧含量［5］。本研究設(shè)計了 w(Mn)/w(Si)=3的18MnSiCr新型錳硅鉻系超高強(qiáng)鋼，初步探索了S含量對其組織和力學(xué)性能的影響。在此基礎(chǔ)上，設(shè)計了兩種Mn含量較高、C含量較低的成分不同的高強(qiáng)焊條和高強(qiáng)焊絲并進(jìn)行焊接實驗，分析焊材成分和焊后熱處理工藝對焊接接頭力學(xué)性能的影響，為18MnSiCr新型錳硅鉻系超高強(qiáng)鋼的應(yīng)用和焊接材料的開發(fā)積累數(shù)據(jù)。

1 試驗材料和方法

1.1 材質(zhì)

試驗所用超高強(qiáng)鋼板厚為22 mm，采用950℃正火+300℃回火的熱處理工藝。兩種S含量不同的18MnSiCr超高強(qiáng)鋼化學(xué)成分如表1所示。

采用高強(qiáng)焊條焊接1#超高強(qiáng)鋼，焊后測得其焊縫金屬成分如表2所示。

采用高強(qiáng)焊絲焊接2#超高強(qiáng)鋼，高強(qiáng)焊絲成分如表3所示，焊接完成后，測得其焊縫金屬成分見表3。

表1 超高強(qiáng)鋼化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of super－h(huán)igh strength steel %

表2 超高強(qiáng)鋼1#焊縫金屬化學(xué)成分Tab.2 Chemical compositions of No.1 super － high strength steel weld metal %

表3 高強(qiáng)焊絲和超高強(qiáng)鋼2#焊縫金屬化學(xué)成分Tab.3 Chemical compositions of welding wire and No.2 super －h(huán)igh strength steel weld metal %

1.2 焊條電弧焊焊接

采用φ4.0mm高強(qiáng)焊條將兩塊250mm×150mm×20 mm超高強(qiáng)鋼1#鋼板對接焊接，試板兩側(cè)開30°坡口，鈍邊3 mm。焊條焊接前在烘箱內(nèi)烘烤，烘烤溫度350℃，烘烤時間1.5 h。焊接電源采用直流正接，焊接電流150 A，電壓23～28 V。焊后表面平整無翹曲。

1.3 CO2氣體保護(hù)焊焊接

采用φ1.2 mm鍍銅高強(qiáng)焊絲將兩塊350 mm×150 mm×20 mm超高強(qiáng)鋼2#鋼板對接焊接。其焊接工藝參數(shù)如表4所示。

表4 焊接工藝參數(shù)Tab.4 Welding parameters

焊接完成后，在焊接試板上截取拉伸和沖擊試樣，其取樣位置和試樣尺寸如圖1所示。

2 試驗結(jié)果和分析

2.1 超高強(qiáng)鋼組織和性能分析

兩種超高強(qiáng)鋼的夾雜物分布及其能譜分析如圖2所示。對兩種超高強(qiáng)鋼拋光后發(fā)現(xiàn)超高強(qiáng)鋼1#存在較多夾雜物(見圖2a)，能譜分析可知為MnS夾雜(見圖2c)。超高強(qiáng)鋼2#中夾雜物很少。采用4%硝酸酒精腐蝕后呈現(xiàn)出馬氏體與貝氏體的混合組織，如圖3所示。透射電鏡分析表明在板條狀的回火馬氏體和貝氏體區(qū)有少量的殘余奧氏體，如圖4中箭頭所示。對兩種超高強(qiáng)鋼進(jìn)行力學(xué)性能測試，測試結(jié)果如表5所示。從表中可見，超高強(qiáng)鋼2#的抗拉強(qiáng)度沒有明顯變化，屈服強(qiáng)度略有提高，但沖擊性能得到明顯提高，這是因為超高強(qiáng)鋼2#的S元素得到了控制，夾雜物數(shù)量明顯減少。

圖1 拉伸試樣尺寸和拉伸沖擊試樣取樣位置Fig.1 Dimension of tensile sample and sampling positions of tensile and impact samples

圖3 超高強(qiáng)鋼顯微組織Fig.3 Microstructure of super－strength steel

圖2 夾雜物分布及能譜Fig.2 Inclusions distribution and energy spectrum of super-strength steel

2.2 焊材成分及熱處理對焊接接頭性能的影響

2.2.1 焊條電弧焊焊接試驗結(jié)果

在焊條設(shè)計時，根據(jù)母材成分w(Mn)∶w(Si)=3∶1，適當(dāng)降低Si含量以降低熱裂敏感性，適當(dāng)降低C含量以減少冷裂紋產(chǎn)生，按照高強(qiáng)需求和等強(qiáng)設(shè)計原則，增加Ni和Cr含量。在超高強(qiáng)鋼1#鋼板上焊接完成后測得焊縫金屬成分如表2所示，焊接接頭的顯微組織如圖5所示。焊接熱影響區(qū)為漸變梯度組織，緊鄰焊縫區(qū)域受到高溫?zé)嵫h(huán)的作用，晶粒粗化，為馬氏體組織(見圖5c)。熱循環(huán)峰值溫度高于Ac3，低于1 100℃的區(qū)域相當(dāng)于經(jīng)歷了一次正火處理，組織細(xì)膩，獲得正火細(xì)晶區(qū)(見圖5d)。峰值溫度處于Ac1～Ac3之間的熱影響區(qū)為部分正火區(qū)(見圖5e)。

對焊接接頭焊縫表面和焊縫根部進(jìn)行硬度測試，測試結(jié)果如圖6所示。通過快速熱膨脹儀測得超高強(qiáng)鋼1#的Ac1為728℃，Ac3為851℃。由于母材的回火溫度為300℃，而母材的Ac1為728℃，所以緊鄰母材存在一個回火軟化區(qū)(見圖5f)，該區(qū)的硬度會低于母材，而過熱粗晶區(qū)和正火細(xì)晶區(qū)的組織為馬氏體，硬度會高于母材因此焊接接頭熱影響區(qū)的硬度先升高后降低。除此之外，多層多道焊使焊縫不同位置組織狀態(tài)不同，因而不同部分的焊縫硬度有所差別。

對焊縫和熱影響區(qū)進(jìn)行拉伸和沖擊性能測試，其測試結(jié)果如表6、表7所示。

表5 超高強(qiáng)鋼力學(xué)性能Tab.5 Mechanical property of super－strength steel

圖4 超高強(qiáng)鋼中殘余奧氏體分布Fig.4 Retained austenite distribution in super －strength steel

圖5 焊接接頭顯微組織Fig.5 Microstructure of welding joint

由表可知，焊接接頭強(qiáng)度達(dá)到母材強(qiáng)度80%，超過了1000MPa。焊縫金屬和焊接熱影響區(qū)沖擊性能均高于母材沖擊功;焊縫金屬上部(后焊道次)沖擊性能高于底部(先焊道次)。

通過快速熱膨脹儀測得焊縫金屬的Ac1為642℃，Ac3為851℃。因此考慮在550℃進(jìn)行消應(yīng)力處理，分析其焊接接頭力學(xué)性能的變化，沖擊和拉伸結(jié)果如表8和表9所示。

圖6 焊接接頭顯微硬度Fig.6 Microhardness of welding joint

表6 焊接接頭拉伸性能(焊態(tài))Tab.6 Tensile property of welding joint(as－welded condition)

表7 焊接接頭沖擊性能(焊態(tài))Tab.7 Impact property of welding joint(as－welded condition)

表8 焊接接頭拉伸性能(焊后熱處理態(tài))Tab.8 Tensile property of welding joint(post weld heat treatment)

表9 焊接接頭沖擊性能(焊后熱處理態(tài))Tab.9 Impact property of welding joint(post weld heat treatment)

經(jīng)焊后消應(yīng)力處理后，焊接接頭強(qiáng)度明顯下降，其斷裂位置全部位于母材區(qū)。同時，焊接接頭的沖擊性能下降，因此低溫回火超高強(qiáng)鋼焊后消應(yīng)力處理溫度不能高于母材回火溫度。2.2.2 CO2氣體保護(hù)焊焊接試驗結(jié)果

在焊條成分的基礎(chǔ)上試制了低Cr高強(qiáng)焊絲，其成分如表3所示。在超高強(qiáng)鋼2#鋼板上焊接完成后測得焊縫金屬成分(見表3)，可見Mn、Si元素有所燒損。焊接接頭的顯微組織如圖7所示。由于在多層多道焊中，后續(xù)焊道對前續(xù)焊道有一個熱處理作用，使得焊縫中背面最后焊道組織(見圖7b)和中間焊縫組織(見圖7a)狀態(tài)不同。中部焊縫馬氏體組織較細(xì)小，蓋面/封底焊縫組織為鑄態(tài)組織，熱影響區(qū)粗晶區(qū)馬氏體組織粗大，部分正火區(qū)組織不均勻。對焊接接頭進(jìn)行硬度測試，如圖8所示。由于焊縫不同區(qū)域組織狀態(tài)不同，焊縫上部硬度分布與焊縫底部硬度分布完全不同，上部焊縫硬度低于母材，下部焊縫硬度總體略高于母材，導(dǎo)致焊接接頭斷裂位置不同。

圖7 焊接接頭顯微組織Fig.7 Microstructure of welding joint

圖8 焊接接頭顯微硬度Fig.8 Microhardness of welding joint

對焊縫和熱影響區(qū)進(jìn)行拉伸和沖擊性能測試，其測試結(jié)果如表10和表11所示。

表10 焊接接頭拉伸性能(焊態(tài))Tab.10 Tensile property of welding joint(as－ welded condition)

表11 焊接接頭沖擊性能(焊態(tài))Tab.11 Impact property of welding joint(as－ welded condition)

焊接接頭強(qiáng)度達(dá)到母材強(qiáng)度90%，超過了1 000 MPa，基本實現(xiàn)等強(qiáng)。上部接頭斷裂于焊縫金屬，下部接頭斷裂于熱影響區(qū)。沖擊結(jié)果表明，采用低Cr高強(qiáng)焊絲和超高強(qiáng)鋼2#板材焊接后焊接接頭沖擊功明顯提高，兩者匹配較好。

由于母材是在300℃下低溫回火，為保證熱處理后母材和接頭強(qiáng)度，選擇300℃低溫回火進(jìn)行焊后消應(yīng)力處理，分析其焊接接頭力學(xué)性能的變化。焊后熱處理后其沖擊和拉伸結(jié)果如表12和表13所示。

低溫回火后，焊接接頭的斷裂強(qiáng)度稍有下降，達(dá)到母材的85%。上部接頭斷裂于焊縫金屬，下部接頭斷裂于熱影響區(qū)。沖擊結(jié)果表明，低溫回火后，焊縫金屬的沖擊功下降，熱影響區(qū)沖擊功升高，焊接接頭的沖擊性能與母材匹配更為合理。

表12 焊接接頭拉伸性能(焊后熱處理態(tài))Tab.12 Tensile property of welding joint(post weld heat treatment)

表13 焊接接頭沖擊性能(焊后熱處理態(tài))Tab.13 Impact property of welding joint(post weld heat treatment)

3 結(jié)論

(1)嚴(yán)格控制18MnSiCr超高強(qiáng)鋼板材中的S元素，可明顯穩(wěn)定板材沖擊性能。

(2)采用低Cr高強(qiáng)焊絲匹配18MnSiCr超高強(qiáng)鋼，焊接接頭強(qiáng)度可達(dá)母材強(qiáng)度的90%，接頭沖擊性能明顯提高，且與母材匹配合理。

(3)18MnSiCr超高強(qiáng)鋼焊后消應(yīng)力處理溫度不能高于母材回火溫度。

:

［1］ 徐祖耀.自主創(chuàng)新發(fā)展超高強(qiáng)度鋼［J］.上海金屬，2009，31(2):1 －6.

［2］ 中國機(jī)械工程學(xué)會焊接學(xué)會.焊接手冊(第2卷 材料的焊接)［M］.北京:機(jī)械工業(yè)出版社，2007.

［3］ 李亞江.焊接冶金學(xué):材料焊接性［M］.北京:機(jī)械工業(yè)出版社，2006.

［4］ 張文鉞.焊接冶金學(xué):基本原理［M］.北京:機(jī)械工業(yè)出版社，1999.

［5］ 王宗杰.熔焊方法及設(shè)備［M］.北京:機(jī)械工業(yè)出版社，2006.