电流与保护气体对Q235A与304不锈钢异种TIG焊接接头的影响

2018-07-30陈今良

中国重型装备 2018年3期

陈今良王尧

(攀枝花学院材料工程学院，四川617000)

304不锈钢作为奥氏体不锈钢，因其具有良好的塑性、高温性能、抗腐蚀性，和其他种类的不锈钢相比，它的焊接性能较好，被大量应用于化工、纺织、航空、造船、医药等工业领域中。相关学者对异种金属的焊接进行过深入的研究，文献[1]对SAF2205双相不锈钢与异种金属的焊接性进行了研究，确定接头组织与性能满足要求的最佳焊接工艺及参数。文献[2]采用了TIG和MIG焊接工艺对304不锈钢和Q235内衬式复合管进行了对接焊，发现接头强度可达480MPa。文献[3]研究了新型镍基耐蚀合金与304奥氏体不锈钢异种金属焊接接头的组织和力学性能，发现了Cr、Ni等元素在熔合线附近的迁移现象。文献[4]对SAF2507双相不锈钢与Q235碳钢异种金属进行了焊接实验，发现焊接电流在90～130 A的条件下，熔合线Q235一侧出现了脱碳层，双相不锈钢一侧形成了增碳层；结合上述文献，本文针对Q235A与304异种钢焊接，改变焊接工艺参数，对焊接接头的力学性能进行测试，对形貌进行观察，得出焊缝接头相关力学与形貌特征。

1 实验方案

采用电火花线切割机将Q235钢板和304不锈钢板分别切割成8块，规格尺寸均为200 mm×100 mm×2.6 mm，试样不开坡口，焊前进行清理；采用直径为∅2.0 mm的ER309不锈钢焊丝；焊接方法选用非熔化极惰性气体保护(TIG)双面焊。针对8组试样分别改变焊接电流和保护气体流量，如表1所示，Q235及304不锈钢的化学成分及力学性能见表2、表3所示，ER309焊丝的化学成分见表4所示[5]。

表1 试样编号及参数Table 1 Specimen number and parameters

焊后对8组焊缝进行拉伸试验；同时对焊缝用200#～1200#砂纸打磨并抛光；304不锈钢一侧采用腐蚀剂HNO3(5 ml)+HCl(15ml)进行腐蚀[6]，腐蚀时间15 s，Q235一侧采用5%的硝酸酒精，腐蚀时间为3 s。

表2 Q235和304不锈钢的化学成分(质量分数，%)Table 1 Chemical compositions of Q235 and 304 stainless steel (mass fraction, %)

表3 Q235和304不锈钢的力学性能Table 3 Mechanical properties of Q235 and304 stainless steel

表4ER309焊丝成分(质量分数，%)
Table4CompositionsofER309weldingwire(massfraction, %)

牌号CSiMnCrNi其他ER309≤0．12≤0．61．0～2．522～2512～14⁃

图1 拉伸前试样Figure 1 Sample before tension

图2 拉断后试样Figure 2 Specimen after breaking

2 拉伸试验

对焊后试样进行拉伸试验，拉伸之前和拉断之后的试样分别如图1、图2所示。

拉伸前对焊缝的长度和宽度进行了测量，测量的数据结果见表5，根据测量数据，各个试样拉伸的载荷-位移曲线和应力-应变曲线如图3所示。

通过表5及图3的实验数据，可以看出当保护气体流量设定为7 L/min时，与保护气体流量设定为6 L/min时进行比较，试样最大应力值都有所下降，分别对比1#～4#、5#～8#试样的拉伸数据可知，当随着焊接电流的改变，焊接接头的力学性能也明显不同，观察图3应力-应变曲线发现1#、4#、6#、7#、8#试样其在产生断裂之前塑性变形较小，具有脆性断裂特征，而2#、3#、5#试样与前面的进行对比能明显发现其拉伸位移急剧增大，试样在产生断裂之前塑性变形较大，具有韧性断裂特征，其中2#试样最大应力达到646.17 MPa，由表3可以看出，Q235A的最大应力值为≥375 MPa，304奥氏体型不锈钢的最大应力值≥520 MPa，因而能满足焊接性能优于母材的只有第二组试样数据，即采用ER309焊丝，焊接电流为110 A，保护气体流量为6 L/min。

表5 接头拉伸试验结果Table 5 Joint tensile test results

图3 应力-应变曲线Figure 3 Stress-strain curve

3 焊接接头断口形貌分析

根据拉伸试验结果，分别选取力学性能较好(2#)和较差(8#)的两组试样断口进行扫描电镜分析，2#试样焊接电流为110 A，保护气体流量为6 L/min；8#试样焊接电流为150 A，保护气体流量为7 L/min，两组试样断口形貌分别如图4、图5所示。

由图4可以看出，2#试样的断口上出现较为明显的韧窝，结合图3，2#试样具有韧性断裂特征，由断口形貌图5可以看出，8#试样的断口上未出现明显的韧窝，而且晶粒比较粗大，结合图3，发现8#试样具有脆性断裂特征，且与之前拉伸试验数据相吻合。从图4中看出，断口韧窝的尺寸小并且深，同时韧窝大量集中，所以其断裂机制应为微孔聚集型断裂[7]，而从图5中明显看出，其断口无韧窝结构，并且晶粒粗大，这是由于当焊接电流增大时，其热输入也随之上升，导致晶粒粗大，使焊接接头的塑性下降，并产生脆化，极大的影响接头的力学性能，使其达不到使用要求。

图4 2#试样断口Figure 4 2# sample fracture

图5 8#试样断口Figure 5 8# sample fracture

4 Q235A与WM界面线扫描分析及碳迁移

异种金属之间进行焊接，由于焊接母材的化学成分存在差异，将导致某些元素在焊接过程中扩散产生差异[8]，不锈钢焊丝的化学成分与304不锈钢母材相似，但其和Q235A一侧差异较大，在靠近Q235A一侧其母材所占比较大，而在靠近WM一侧不锈钢成分所占比较大，因而造成在整个界面上的化学成分存在差异，Q235A与304不锈钢进行焊接时，Q235A中C元素将向着不锈钢一侧进行迁移，而焊丝中的Cr、Ni等元素将向着Q235A一侧进行迁移，然而由于C元素直径较小，可以和Fe元素之间形成间隙固溶体，同时其扩散能力比Cr、Ni等合金元素较强，因而易造成在低碳钢母材一侧形成铁素体脱碳层，在不锈钢焊接一侧形成增碳层。针对不同焊接电流和不同气体流量焊接试样，对界面分别进行扫描及EDS能谱分析，其碳迁移现象如图6所示。

(a)焊接电流为110 A，保护气体流量为 6 L/min(b)焊接电流为150 A，保护气体流量为7 L/min图6 界面碳迁移Figure 6 Interfacial carbon migration

通过对比图6，可明显看出图6(a)中的碳迁移比较小，图6(b)中碳迁移现象比较严重，由此而造成的脱碳层和增碳层的区域范围增大，这与之前的力学性能试验相吻合；界面的化学成分变化如图7所示。

通过对比图7(a)和7(b)可以发现，因焊丝中的Cr、Ni以及N在从母材到焊缝的这个区域中，其含量变化明显呈现梯度分布，在熔合线处发生突然改变，并且在脱碳层中含量较低，而在增碳层中含量较高，其主要原因是因为C元素和Cr元素两者之间形成一种强碳化物[9]，同时发现两图之间改变焊接参数对Cr、Ni的分布影响并不大，Q235A作为低碳钢，其主要元素成分为Fe和C元素，因而造成焊缝和母材之间存在浓度差，在焊接过程中合金元素向母材一侧流入，而C元素向焊缝一侧迁移，通过对比当焊接参数设定为110 A、6 L/min时，在熔合线处，C元素的含量变化较小，而与之相对，当焊接参数设定为150 A、7 L/min时其含量却出现突然变化。