王慶國，郭凱，魏艷紅

（南京航空航天大學(xué)材料科學(xué)與技術(shù)學(xué)院，江蘇 南京 210000）

A514 鋼因其高屈服、高強度常用于工程汽車升降齒輪，海洋平臺用的齒條，而ZGMn13Mo 鋼具有高的抗拉強度、耐磨性以及加工硬化性能，常用于重型機械設(shè)備中[1-4]。 異種鋼焊接不僅可以結(jié)合不同金屬的優(yōu)異性能，還可以節(jié)約成本，因此廣泛應(yīng)用于船舶、汽車、壓力容器等領(lǐng)域[5-6]。 但是異種鋼焊接時， 由于母材金屬之間和母材金屬與填充材料之間的熱膨脹系數(shù)以及導(dǎo)熱系數(shù)等性能存在顯著差異， 導(dǎo)致焊接過程中產(chǎn)生更大的焊接應(yīng)力和變形，使構(gòu)件焊縫強度降低，甚至產(chǎn)生裂紋，從而影響焊接接頭的使用性能[7-8]。

A514 鋼由于加入了多種提高淬透性的元素，具有較高的冷裂傾向；ZGMn13Mo 鋼只有在經(jīng)過水韌處理后消除碳化物才能進行焊接，但是其線膨脹系數(shù)是低碳鋼的1.6 倍，熱導(dǎo)率僅是低碳鋼的1/6，故焊后冷卻會產(chǎn)生很大的焊接應(yīng)力[9-10]，所以A514/ZGMn13Mo 異種鋼焊接接頭性能較差，目前尚未有文獻對此研究報道， 并未形成較為理想的焊接工藝。 本文基于A514/ZGMn13Mo 的可焊接性，制定合理的多層多道焊接工藝，并探究其組織與性能規(guī)律，為改善焊接接頭性能，同時為A514鋼與ZGMn13Mo 鋼的焊接提供參考。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗?zāi)覆臑锳514 鋼和ZGMn13Mo 鋼，厚度均為25 mm。試樣顯微組織如圖1 所示，A514 鋼為熱軋態(tài)，組織為珠光體（P）+鐵素體（F）；ZGMn13Mo 鋼為水淬處理（1 050 ℃），保證完全奧氏體化，幾乎無碳化物，組織均為奧氏體（A）。

圖1 試樣顯微組織Fig. 1 Microstructures in Samples

試樣化學(xué)成分見表1。Cr-Ni 系焊絲不僅能在沖擊載荷下加工硬化， 而且還在焊接高錳鋼與碳鋼或低合金鋼的異種鋼時允許有較高的稀釋，因此，本文焊接金屬選擇抗裂性更好的ER309L不銹鋼焊絲，直徑為1.2 mm，其化學(xué)成分如表2所示。

表1 試樣化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical Compositions in Samples （Mass Fraction） %

表2 ER309L 不銹鋼焊絲化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 2 Chemical Compositions in ER309L Stainless Steel Welding Wire （Mass Fraction） %

1.2 試驗方法

將兩種鋼板切取尺寸為100 mm×50 mm×25 mm，將其加工成單V 型坡口，單邊坡口角度為30°，無鈍邊，進行對接焊接，裝配間隙為2 mm。 焊前對母材表面進行機械清理， 用砂輪或電弧氣刨鏟出裂紋、氣孔和縮孔等缺陷，并采用酒精試劑對母材表面進行擦拭，以去除鐵銹和油污等雜質(zhì)。同時為改善焊縫背面成型，采用銅板襯墊。

采用松下TA-1400 焊接機器人進行熔化極氣體保護焊接（GMAW），焊道共10 層24 道，打底層和填充蓋面層采用不同的焊接工藝參數(shù)，如表3 所示。

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding Process Parameters

焊接過程中， 每焊完一道均用氣泵進行空冷，保證層間溫度在100 ℃以下。 除打底層焊接，其余焊道焊后均采用榔頭錘擊，降低焊接應(yīng)力。 焊后待冷卻至室溫時松弛夾具，采用電火花線切割機切割金相試樣，工業(yè)相機拍攝宏觀形貌，YJ-2006B 光學(xué)顯微鏡觀察、拍攝顯微組織；采用HXS-1000AC 顯微硬度計分別在焊縫底部、 中部以及頂部位置進行焊接接頭顯微硬度測試，載荷200 g，保載時間為15 s；參照GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗方法》制備非標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，沿厚度方向在焊縫底部、 中部以及頂部各切取2 mm 厚的拉伸試樣，并采用KY-100KNW 型電子萬能試驗機進行焊接接頭拉伸試驗。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌與微觀形貌

焊縫宏觀形貌如圖2 所示。由圖2（a）、2（b）看出，焊縫表面成形連續(xù)均勻，焊道清晰，無宏觀裂紋、咬邊等缺陷，焊縫背面完全焊透且成型良好；由圖2（c）看出，焊接接頭形貌顯示了多層多道焊典型的堆積順序，焊縫（WM）道間熔合良好，未發(fā)現(xiàn)孔洞、未熔合、裂紋等缺陷，A514 鋼熱影響區(qū)（HAZ）比ZGMn13Mo 鋼的寬。 焊縫微觀形貌如圖3 所示。

圖2 焊縫宏觀形貌Fig. 2 Macroscopic Morphology of Welds

圖3 焊縫微觀形貌Fig. 3 Microstructures in Welds

多層多道焊具有熱輸入小， 后續(xù)焊道對前一焊道進行熱處理的特點， 故可以提高焊接接頭性能[11]。圖3（a）、（b）顯示了焊縫道間熔合良好，后續(xù)焊縫對前道焊縫的二次加熱作用使組織發(fā)生相變重結(jié)晶，晶粒發(fā)生細(xì)化，且枝晶方向性基本保持一致，大大改善了焊縫組織的塑性和韌性，提高接頭的強度。在圖3（a）中還可以看出，道間發(fā)生部分重熔，形成重熔區(qū)（RZ）。 從圖3（c）、（d）中可以觀察到，組織由骨架狀δ-F（黑色）和γ-A（白色）基體組成，該組織為中間焊道組織，填充金屬與兩側(cè)母材熔合稀釋有限，化學(xué)成分變化不大，根據(jù)Creq/Nieq判斷出不銹鋼凝固模式為FA， 即初生鐵素體+第二相奧氏體，δ-F 的含量較高， 因此焊縫抗裂性較好[12]。 從圖3（d）中還發(fā)現(xiàn)δ-F 含量略微降低，這是因為中間焊道受到多次焊接熱循環(huán)， 使焊縫中δ-F 發(fā)生溶解。

A514 鋼和ZGMn13Mo 鋼熱影響區(qū)微觀形貌如圖4 所示。

圖4 熱影響區(qū)微觀形貌Fig. 4 Microstructures in HAZ

從圖4（a）所示的A514 鋼熱影響區(qū)微觀形貌中觀察到清晰的熔合線（Fusion Line， FL），根據(jù)組織形態(tài)可判斷出熱影響區(qū)（HAZ）的完全淬火區(qū)和不完全淬火區(qū)（SQHAZ）。焊接過程中，靠近熔合線附近的熱影響區(qū)由于受到較高的焊接熱循環(huán)峰值溫度影響，加熱溫度超過Ac3，母材中珠光體和鐵素體長大形成粗大的奧氏體。 隨著焊接溫度快速冷卻至Ms點以下，奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體（M），故顯微組織表現(xiàn)為板條狀馬氏體， 馬氏體轉(zhuǎn)變具有無擴散性，由面心立方點陣改組為體心立方點陣，引起體積膨脹，且其轉(zhuǎn)變速度極快，因此產(chǎn)生較大的相變應(yīng)力，故會降低焊接接頭強度。圖4（b）顯示了A514 鋼不完全淬火區(qū)顯微組織為馬氏體（M）和鐵素體（F）混合組織，當(dāng)焊接熱循環(huán)的峰值溫度達(dá)到Ac1～Ac3區(qū)間，只有珠光體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，而鐵素體保留下來并有不同程度的長大， 在隨后的重結(jié)晶過程中，奧氏體轉(zhuǎn)變馬氏體，最終形成馬氏體+鐵素體的混合組織。如圖4（c）所示，馬氏體轉(zhuǎn)變是通過切變的方式進行，新相在母相的慣習(xí)面上形成，并與母相的切變保持共格關(guān)系， 故在掃描電鏡（SEM）下觀察到了馬氏體轉(zhuǎn)變產(chǎn)生的表面浮凸現(xiàn)象[13]。

從圖4（d）和4（e）所示的ZGMn13Mo 鋼熱影響區(qū)中可以看出， 顯微組織為粗化程度不高的奧氏體 （A）， 晶內(nèi)存在大量退火孿晶（Annealing Twins， AT），這是因為奧氏體層錯能低，當(dāng)焊接熱循環(huán)峰值溫度達(dá)到再結(jié)晶退火溫度時，孿晶在晶內(nèi)伴隨著晶粒生長。 同時也發(fā)現(xiàn)了大量MC（M：Mo，V，Cr）碳化物，當(dāng)焊接熱循環(huán)冷卻至300～700 ℃時，熱影響區(qū)內(nèi)碳會沿晶界以及晶內(nèi)析出形成碳化物。當(dāng)冷卻速度較快時，碳化物會在晶界處以顆粒狀分布，隨著停留時間的延長，粒狀碳化物會形成長條狀或網(wǎng)狀，并連續(xù)地分布在晶界處，此時HAZ韌性下降，脆性顯著增加，焊接過程中產(chǎn)生的較大焊接應(yīng)力，使該部位形成裂紋源，故在焊接時需要快速冷卻，縮短在300～700 ℃區(qū)間的停留時間，從而減少碳化物形成。 圖4（f）為SEM 下ZGMn13Mo鋼的HAZ 顯微組織，發(fā)現(xiàn)晶界以及晶內(nèi)存在一定數(shù)量的MC 碳化物， 還存在碳化物脫落遺留的凹坑，且這些凹坑在晶界上連續(xù)分布。

2.2 顯微硬度

金屬材料的硬度由其本身材質(zhì)決定， 晶粒大小也影響硬度的大小。 一般來說，晶粒越細(xì)小，晶界面積越大，其對位錯阻礙的作用越大，抗變形能力越強，宏觀表現(xiàn)為硬度越高。焊接接頭顯微硬度如圖5 所示。

圖5 焊接接頭顯微硬度Fig. 5 Microhardness of Welded Joints

由圖5 看出， 三種位置硬度分布規(guī)律總體一致。A514 鋼呈現(xiàn)最低的顯微硬度，在160～190 HV，該側(cè)熱影響區(qū)顯微硬度沿熔合線向母材方向呈現(xiàn)先上升后降低的分布規(guī)律。這是因為靠近焊縫的熱影響區(qū)顯微組織均為粗晶馬氏體，稍遠(yuǎn)的熱影響區(qū)顯微組織為細(xì)晶馬氏體和少量的鐵素體，更遠(yuǎn)的熱影響區(qū)顯微組織為大量鐵素體和少量馬氏體，而靠近母材的熱影響區(qū)組織為細(xì)化的珠光體和鐵素體，故該側(cè)熱影響區(qū)硬度最高值出現(xiàn)在細(xì)晶馬氏體區(qū)域。 從熔合線至母材整體表現(xiàn)為先升后降趨勢，降至母材硬度最低。 ZGMn13Mo 鋼組織均勻，呈現(xiàn)最高的顯微硬度，在510～550 HV，由于該側(cè)熱影響區(qū)受到較高焊接熱循環(huán)溫度影響， 其顯微組織發(fā)生粗化，且越靠近母材其粗化程度越低，因此硬度分布從熔合線至母材呈現(xiàn)上升趨勢。 焊縫顯微硬度與焊接順序有關(guān)，在190～240 HV 時，與復(fù)雜的化學(xué)成分、組織以及碳遷移有關(guān)[14]，焊縫底部、中部以及頂部焊縫硬度值波動均不大， 焊縫底部平均顯微硬度值為225.5 HV， 焊縫中部為228.2 HV，焊縫頂部為201.9 HV， 焊縫底部和中部顯微硬度高于焊縫頂部， 這主要是因為前文所提到的多層多道焊時后續(xù)焊道可以為前一焊道提供熱處理的作用，故而細(xì)化晶粒，提高硬度。

3 結(jié)論

通過對25 mm 厚A514 鋼和ZGMn13Mo 鋼進行GMAW 多層多道焊接，研究了A514/ZGMn13Mo異種鋼焊接接頭的顯微組織和力學(xué)性能，確定較為理想的焊接工藝。 主要結(jié)論如下：

（1） 焊縫成形良好，接頭無明顯缺陷，焊縫組織為鐵素體和奧氏體，具有較強的抗裂性。由于多層多道焊接特點，焊縫組織晶粒細(xì)化，焊接接頭性能有一定的提高。

（2） A514 鋼熱影響區(qū)組織主要為板條狀馬氏體和少量的鐵素體，未發(fā)現(xiàn)碳化物。由于馬氏體轉(zhuǎn)變的特點，熱影響區(qū)存在較大的應(yīng)力。 ZGMn13Mo鋼熱影響區(qū)組織為奧氏體，存在退火孿晶，晶界與晶內(nèi)存在大量的MC 碳化物， 同時較大的焊接應(yīng)力導(dǎo)致裂紋萌生隱患。

（3） 由于多層多道焊接熱處理作用， 焊縫底部和中部顯微硬度相對于焊縫頂部較高，在A514鋼HAZ 顯微硬度由于焊接過熱導(dǎo)致的晶粒粗化表現(xiàn)為先升后降的特點，ZGMn13Mo 鋼側(cè)HAZ 硬度持續(xù)上升直至達(dá)到母材水平。