V、Nb对耐火实心焊丝显微组织及力学性能的影响

周秀，肖辉英，朱腾辉，钱广禄

摘要：设计了3组不同合金成分体系的耐火实心焊丝，并进行了对比试验。通过化学成分检测、拉伸试验、光学显微镜及扫描电子显微镜等试验方法，并结合力学性能及金相组织试验结果，分析V、Nb元素对耐火实心焊丝熔敷金属显微组织及力学性能的影响，探讨了微观组织与力学性能之间的关系。结果表明，成分中添加V、Nb在高温下均可促进碳化物的弥散析出，增强析出强化作用，并且增强纤维组织在高温下的稳定性，从而显著增加熔敷金属在600 ℃的高温屈服强度，但Nb元素的添加会明显降低熔敷金属的低温冲击韧性。采用Mo+V合金体系的实心焊丝在保证高温屈服强度的基础上能够得到良好的低温冲击韧性。

关键词：耐火实心焊丝;显微组织;力学性能;高温屈服强度

中图分类号：TG422.3      文献标志码：A         文章编号：1001-2003（2021）10-0072-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.10.13

0    前言

建筑钢结构具有自重轻、造价低和施工周期短等优点，但普通建筑用钢在350 ℃高温时屈服强度迅速下降到50%以下[1]，700 ℃时仅为50 MPa[2]。随着现代化建筑工业的迅猛发展，通过在建筑材料表面涂覆耐火涂层的单一方法费工费时、污染环境、成本高，已经逐渐被摒弃[3]。为了保护环境、降低成本及加快施工进度，人们逐渐尝试从建筑材料入手来提升建筑物的耐火性能，其中重要的一个方面就是加强对耐火钢的开发[4]。在20世纪80年代日本就提出耐火钢概念，允许建筑物不使用耐火涂层，根据钢的高温强度确定其使用温度，使新材料在钢结构上得到应用[5]。

国内外已经开展了耐火温度为600 ℃的建筑用耐火钢研制工作，该钢的主要技术指标为600 ℃屈服强度不低于室温屈服强度的2/3，并能保持1～3 h[6]。耐火钢的许多应用环境为严寒地带，部分季节温度达到零度以下，因此除了高温强度的性能指标外，对低温冲击韧性也有很高的要求。与此同时，耐火钢配套焊材要具备对应的耐火性能，即600 ℃保持良好的屈服强度及低温冲击韧性。国内有关耐火焊接材料的报道资料有限，焊材中添加相关合金元素的系统研究更是少有报道。

耐火焊材的化学成分设计一般采用低C-Mo合金化方案，较多地考虑了Mo元素添加后的析出强化效果。但Mo金属价格较高，其含量的增加将会导致焊材生产成本增加，应用受到限制。合金元素中V、Nb也是强碳化物形成元素，促进碳化物的弥散析出。为了在保证高温力学性能的前提下减少焊丝中Mo元素添加量，文中深入研究了V、Nb对实心焊丝熔敷金属组织与性能的影响以及高温后的析出现象，为今后耐火实心焊丝的研制工作提供参考。

1 试验材料和方法

1.1 试验材料

试验用实心焊丝采用φ6.5 mm盘条作为原料，经过一系列拉拔退火工艺后制成3组φ1.2 mm成品实心焊丝，化学成分如表1所示。其中1#为无V、Nb的试验对比焊丝，2#添加了微量的V元素，3#在2#基础上加入微量Nb元素。

1.2 试验方法

试验用钢板为DH36钢板，钢板尺寸300 mm×

100 mm×20 mm，试板具体加工尺寸按照GB/T 8110 2008标准要求执行。用3组实心焊丝分别焊接熔敷金属试板，焊前不预热，焊后空冷，焊接工艺参数如表2所示。焊后试板进行了超声探伤，在焊后试板上取常温拉棒、高温拉棒、焊缝中心硬度块、冲击块及金相试块。按照GB/T 8110 2008标准取样并加工室温力学性能试样，按GB228标准进行性能测试。低温冲击试验温度-40 ℃，采用V型缺口冲击试样;高温拉棒取样、加工及测试均按GB/T 4338-2006标准执行，高温拉伸试验为600 ℃保温3 h。常温拉伸试验设备为WEW-600C万能试验机，高温拉伸试验设备为AG-IC 100KN 电子高温拉伸试验机，冲击试验设备为JB-300B型摆锤式试验机。采用不同型号砂纸研磨金相试样，经4%硝酸酒精腐蚀后，通过奥林巴斯GX51倒置式金相显微镜观察分析焊后熔敷金属的金相组织。用ZEISS  GeminiSEM500扫描电镜对腐蚀后的金相试样进行更高倍数的微观组织结构分析。

2 试验结果

2.1 无损探伤

1#、2#、3#焊后试板进行无损超声探伤，3组检测结果均未出现裂纹，说明加入Mn元素，及Mo、V、Nb等合金元素的含量对焊缝的结晶裂纹影响不大，没有造成结晶裂纹。

2.2 力学性能

3组焊丝熔敷金属力学性能测试结果如表3所示。可以看出，1#试样的常温及高温抗拉强度明顯低于2#及3#，并且经600 ℃×3 h高温加热后屈服强度与常温屈服强度比值也最小，只有0.46。2#试样不仅常温及高温抗拉强度明显高于1#，并且高温与常温屈服强度的比值也增加到0.52。2#与1#的低温冲击功相近，平均值都在60 J以上。3#试样常温及高温抗拉强度与2#相比进一步提高，并且高温与常温屈服强度比值也提升到0.60。这说明V、Nb元素均能减缓材料在高温加热时屈服强度的下降速度。但是加入Nb元素后的3#试样低温冲击韧性明显降低，冲击功平均值约为20 J，与1#、2#相比下降了将近40 J。这说明Nb元素严重降低熔敷金属的低温冲击韧性，3#虽然耐高温性能最好，但是较低的低温冲击韧性使3#焊丝并不适合在寒冷的环境下使用。对3组试验的焊缝中心处进行维氏硬度检测，发现3#焊缝硬度最高，1#最低，其趋势与强度检测一致。

2.3 显微组织

1#试样熔敷金属常温金相组织及高温热处理后的金相组织如图1所示，两种组织有明显差别。可以看出，1#试样组织中含有少量针状铁素体和少量先共析铁素体，绝大部分区域的组织特征为铁素体上分布着黑色或灰黑色的点状质点，主要为一些碳化物和残余奥氏体及马氏体组成的混合物，这种岛状组织即（M+A）岛，多数区域的（M+A）岛分布具有一定的方向性，铁素体基体上分布有方向性的（M+A）岛区域被许多研究者称为粒状贝氏体[7]。高温金相组织为针状铁素体+先共析铁素体+少量粒状贝氏体，加热后铁素体组织变得更加粗大，粒状贝氏体相对常温组织明显减少，这是在高温环境下M+A组元部分溶解造成的，这一现象在电镜下观察更为明显。2#试样金相组织如图2所示，2#试样也是以粒状贝氏体为主，夹杂少量的针状铁素体，且高温加热后的组织粒状贝氏体明显减少，但高温后的组织均匀细小，没有明显的粗大现象。3#试样金相组织如图3所示，其显微组织也是以粒状贝氏体为主，其间分布少量的针状铁素体。但是3#贝氏体中的铁素体基体具有一定的方向性，呈板条状，3#高温金相组织与常温相比，除贝氏体中的M+A组元明显减少、铁素体数量增多外，组织并未变得粗大，这说明加入了V、Nb元素均能提高针状铁素体在高温下的稳定性。

1#、2#、3#试样的扫描电镜照片如图4～图9所示。观察发现，各组试样的常温组织中都是粒状贝氏体+先共析铁素体+针状铁素体，其中2#试样组织最为均匀细小，3#组织最为粗大。经过高温加热处理后的3组金相组织中，粒状贝氏体中的M+A组元都有明显减少，放大到更大倍数（10 000×）后发现3组试样基体上都出现了一种极为细小的析出物质，这种组织比常温下粒状贝氏体中的M+A组元更加细小。对这几张高温试样照片进行了面扫如图10所示，发现这些极为细小的物质都富集了碳，推测为合金的碳化物，但由于合金含量少，碳化物面积小，用能谱无法推测是哪种元素的碳化物。从数量上看，1#的微合金碳化物析出量最少，3#的碳化物析出量最多。由此可见，高温加热后熔敷金属的组织出现了细小弥散分布的碳化物析出。

3 分析与讨论

常温下添加的微合金元素大部分在铁素体中以固溶形式存在，强化了铁素体基体。同时也会减缓碳化物从奥氏体中析出，从而提高过冷奥氏体的稳定性，得到更多的粒状贝氏体组织。因此3组试样中1#的常温强度最低，添加了V和Nb的3#试样常温强度最高。

从高温强度角度分析，高温屈服强度的降低是由于热激活使位错活动性增加，导致众多影响高温性能的因素发生变化，诸如晶格阻力的降低、位错的攀移和析出物的粗化等。高温下位错攀移显著增加，位错移动也更易进行，同时聚集于位错附近的溶质原子易发生扩散，使得溶质原子对位错的钉扎作用降低，从而导致高温屈服强度降低[4]。通过3组试样常温及高温组织对比发现，3组试样高温加热后M+A组元数量明显减少，粒状贝氏体在高温长时间保温后M+A组元大部分溶解。这说明粒状贝氏体组织在600 ℃高温条件下极不稳定，这也是造成熔敷金属高温下力学性能降低的原因之一。通过光镜发现高温下1#的铁素体晶粒明显粗大，2#及3#铁素体并没有明显长大，仍然保持常温下的组织状态。这是因为2#和3#的合金成分中加入V和Nb元素提高了高温下组织稳定性，有效抑制了晶粒长大，提高了熔敷金属在高温下的强度。

通过电镜照片发现3组试样的高温组织相比常温组织多了许多微小弥散析出的碳化物，1#数量最少，其合金元素中只有Mo是强碳化物形成元素，分析1#中的碳化物为Mo的碳化物。2#试样添加V元素后，高温状态下细小弥散分布的析出物相对1#更多，析出物中多了V的碳化物。在高温下，鋼中的析出物一般容易聚集长大减弱析出物的沉淀强化，但V的碳化物在沉淀时与基体保持共格，在周围产生很强的应力场，阻碍位错运动使钢得到强化，这些强化相的熔点和硬度高且晶格与基体不同，在高温下稳定不易溶解和聚集长大[8-9]。高温条件下晶界强度降低很快，利用晶界析出稳定性高的碳化物可较明显地达到晶界强化，从而提高材料的耐火性能。因此2#试样高温下通过析出强化作用有效地提高了高温屈服强度与常温屈服强度的比例，达到了0.52。3#试样在2#的基础上又加入了Nb元素，在电镜下也同样可以观察到与2#试样相同的弥散碳化物析出，数量有一定的增加。并且高温屈服强度与常温屈服强度的比例相对2#试样也有所提高，升高到0.60，因此推测加入Nb元素的熔敷金属在高温加热后也会形成Nb的碳化物，从而有效地提高熔敷金属的高温屈服强度。Mo虽然可以通过析出Mo2C以沉淀强化的方式来有效提高材料的高温力学性能[10]，但是Mo元素不仅价格昂贵，过多的Mo还会严重影响实心焊丝的焊接性能及焊后低温韧性，故需要适量控制[11]，因此V和Nb是比较重要的可代替Mo元素提高熔敷金属高温性能的微合金元素。

3组试样的性能除了在高温强度上有很大区别外，在低温冲击性能方面3#的冲击韧性明显低于1#和2#。从熔敷金属的组织分析，3#的熔敷金属组织粗大，并且多为小角度晶界，贝氏体中有大量成束的平行过饱和铁素体片组织。这种组织在受力过程中能量不易被分散，更容易产生裂纹扩展，因此塑性极差。这说明Nb元素的加入促进了熔敷金属固态相变过程中的晶粒长大，并且抑制了针状铁素体的形成，有助于焊丝熔敷金属的高温性能，但是明显降低了低温冲击韧性，不适合添加在有低温条件使用要求的耐火焊丝中。

4 结论

（1）V、Nb元素都均可显著提高熔敷金属的高温性能，并且可以提高熔敷金属的高温屈服强度与常温屈服强度的比值，提高了熔敷金属的耐火性能。

（2）V、Nb的主要高温强化机理为在高温加热过程中稳定了针状铁素体晶粒，抑制其长大，同时形成较多的细小弥散且稳定的碳化物，起到了析出强化作用，有效提高了熔敷金属的高温耐火性能。

（3）少量V的加入对熔敷金属的低温冲击韧性没有明显的影响，但少量Nb的加入严重影响熔敷金属的冲击性能，低温冲击韧性降低至约20 J。

（4）2#试样的Mo、V合金体系能够同时满足较高的高温强度和良好的低温冲击韧性。

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