铁素体不锈钢/16Mn钢厚板异种钢电子束焊接接头的组织与冲击韧性

王超冉，李 东

(上海工程技术大学材料工程学院，上海 201600)

0 引 言

随着现代化工业的不断发展，对材料的性能和生产成本提出了更高的要求[1-2]，而单一材料很难满足多样化的环境需求。厚板异种钢结构件的焊接是制造大型船舶和汽轮机等设备不可缺少的工艺过程，因此厚板异种钢焊接具有良好的工业发展前景。传统的厚板焊接技术，例如多层多道电弧焊，具有焊接周期长、接头成形质量差等缺点，难以满足愈加严苛的制造要求[3-5]。相比于传统厚板结构件焊接方法，电子束焊接具有效率高、热变形小、成形质量好等优点，且焊接过程在真空室内进行，避免了空气中氧、氮等元素的污染，同时电子束焊接几乎适用于所有金属材料，尤其是异种钢厚板[6]。

铁素体不锈钢具有良好的耐腐蚀性能，其耐氯化物腐蚀性和导热性能优于奥氏体不锈钢，因此常用于特殊的工作环境中[7-8]，但铁素体不锈钢具有较差的焊接性，特别是在熔焊过程中热影响区存在铁素体粗大、碳化物析出等现象，导致韧性降低，这也是制约铁素体不锈钢发展的一大因素。16Mn钢中的碳含量低，焊接性较好，同时具有较高的抗拉强度，而且生产成本相对较低，普遍应用于各种工业生产中。铁素体不锈钢和16Mn钢的连接具有很高的经济价值和应用价值，但是目前未见有关铁素体不锈钢和16Mn钢厚板异种钢电子束焊接的报道。随着钢板厚度的增大，异种钢之间的热膨胀系数、热导率等性能参数的差异带来的影响随之放大，可能造成焊接接头两侧的显微组织及力学性能存在较大差异[9]。VERMA等[10]研究发现，采用较低的焊接热输入可以避免铁素体不锈钢基体晶粒过度长大。通过电子束焊接厚板势必需要很高的热输入，这就很容易导致铁素体不锈钢发生脆化等现象，从而影响整个焊接接头的质量。为控制焊缝区域中铁素体不锈钢母材的熔入量，作者通过电子束偏向16Mn钢侧的方法对40 mm厚铁素体不锈钢板/16Mn钢板进行电子束焊接，研究了接头不同区域处的显微组织和力学性能，为厚板异种钢焊接的工业应用提供试验数据。

1 试样制备与试验方法

焊接母材为尺寸300 mm×200 mm×40 mm的16Mn钢板和铁素体不锈钢板，二者的化学成分见表1。采用Probeam K110型高压真空电子束焊机进行全熔透对接试验，焊前通过角磨机打磨钢板长度方向待焊面周围区域，去除氧化皮，并用乙醇擦洗。在钢板底面对接处预焊2条长10 mm、深约1 mm的焊缝用来固定钢板。正式焊接前进行参数优化试验，异种金属的磁场可能引起电子束偏离，导致焊接接头局部区域不熔[11]，同时需要控制焊缝区域中铁素体不锈钢母材的熔入量，因此在电子束焊接时适当偏移电子束向16Mn钢侧。确定最终的焊接工艺参数：加速电压120 kV，电流100 mA，焊接速度5 mm·s-1，束偏移量(向16Mn钢侧)1.5 mm。

表1 16Mn钢和铁素体不锈钢的化学成分

采用线切割方法在异种钢焊接接头上以焊缝为中心截取金相试样，取样位置如图1中的区域Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ，与焊接接头上表面的垂直距离分别为5，15，25，35 cm。金相试样经打磨、抛光后，在CuCl2盐酸酒精溶液(10 g CuCl2+50 mL浓盐酸+50 mL乙醇)中腐蚀50 s，在Hitachi S3400型扫描电镜(SEM)下观察不同区域的显微组织。按照GB/T 228.1-2010，在异种钢焊接接头上的区域Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ处以焊缝为中心垂直于焊接方向以及母材处截取拉伸试样，拉伸试样的尺寸如图2所示，采用Zwick/Roell Z100型电子万能材料试验机进行室温拉伸试验，拉伸速度为1 mm·min-1，相同区域处截取3个平行试样，取试验结果的平均值。在异种钢焊接接头上的区域Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ处垂直于焊接方向截取V型缺口冲击试样，冲击试样尺寸为55 mm×7.5 mm×7.5 mm，V型缺口深度为1.5 mm，缺口分别开在焊缝中心(缺口方向包括沿厚度方向与沿焊接方向)、16Mn钢热影响区(沿厚度方向)、铁素体不锈钢热影响区和两侧母材处(沿厚度方向)，采用摆锤式冲击试验机在室温下进行冲击试验，在扫描电子显微镜下观察冲击断口形貌，并用其附带的能谱仪(EDS)进行微区成分分析。

图1 焊接接头的取样位置Fig.1 Sampling position of welded joint

图2 拉伸试样的尺寸Fig.2 Size of tensile specimen

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图3可以看出，电子束焊接接头厚度方向不同区域焊缝的组织均主要为板条马氏体，这是因为电子束具有很高的能量密度，以一定的速度轰击到材料表面会产生巨大的热能，表面材料在很短的时间内完成熔化和凝固的过程，在凝固时相转变过程为液相→液相+δ铁素体→δ铁素体→δ铁素体+奥氏体→奥氏体→马氏体，在区域Ⅰ中还发现了少量高温铁素体。由于电子束偏向16Mn钢侧，焊缝中铁素体不锈钢熔入量比较少，并且熔池的快速冷却过程可以抑制晶粒长大以及脆性金属间化合物的析出，因此合金元素主要以固溶形式存在[12]，焊缝中没有碳化物生成。在热循环过程中焊缝中心沿厚度方向的峰值温度降低，熔宽减小，导致冷却速率逐渐增大，因此焊缝厚度方向，即由区域Ⅰ到区域Ⅳ的晶粒尺寸呈降低趋势。焊缝底部峰值温度最低，且熔池体积较小，热量可快速传递至两侧母材，冷却速率大，因此焊缝底部的晶粒尺寸较小[13]。

图3 接头不同区域焊缝的显微组织Fig.3 Microstructures of weld at different areas of joint: (a) area I; (b) area II; (c) area III and area IV

由图4可以看出：接头区域Ⅰ、区域Ⅱ、区域Ⅲ16Mn钢侧热影响区组织均主要由针状铁素体和羽毛状上贝氏体组成，而底部区域Ⅳ组织则主要由针状铁素体、羽毛状上贝氏体、马氏体和少量块状铁素体组成。在焊接过程中，靠近熔池边界的母材随着温度的升高转变为奥氏体，经快速冷却至500 ℃左右时铁素体从奥氏体晶粒内析出，呈针状分布，同时部分过冷奥氏体发生贝氏体转变形成上贝氏体[14]。接头底部温度梯度较小，熔池较窄，使得底部热影响区峰值温度较低且具有更高的冷却速率，导致部分过冷奥氏体发生马氏体转变，同时在焊接过程中基体组织未完全奥氏体化，焊后保留了一部分母材组织的特征，因此底部16Mn钢侧热影响区主要由针状铁素体、羽毛状上贝氏体、马氏体和少量块状铁素体组成。

图4 接头不同区域16Mn钢侧热影响区的显微组织Fig.4 Microstructures of heat affected zone at 16Mn steel side at different areas of joint: (a) area I; (b) area II; (c) area III and area IV

由图5可以看出，接头厚度方向不同区域的铁素体不锈钢侧热影响区组织均主要由铁素体、马氏体和颗粒状碳化物组成。在热循环过程中，当温度达到860 ℃以上时，少量铁素体转变为奥氏体，熔合线附近铁素体不锈钢侧热影响区处于δ铁素体+奥氏体两相区，在随后快速冷却过程中奥氏体转变为形状不规则的马氏体[15]，马氏体的形态反映了高温时形成的奥氏体的形态；同时高温铁素体中碳的溶解度降低，在晶内析出少量碳化物颗粒[8]。

图5 接头不同区域铁素体不锈钢侧热影响区的显微组织Fig.5 Microstructures of heat affected zone at ferritic stainless steel side at different areas of joint: (a) area I; (b) area II; (c) area III and area IV

2.2 拉伸性能

由表2可以看出，焊接接头拉伸试样均在铁素体不锈钢母材处断裂，这表明焊缝区不是整个焊接接头的薄弱区域。与母材相比，焊接接头的断后伸长率明显降低，断后伸长率的降低主要与焊接接头的显微组织有关，焊缝中的板条马氏体具有较高的硬度和较高密度位错的亚结构，在一定程度上会阻碍位错运动[16-17]，使得断后伸长率较低。

表2 母材和接头不同区域的拉伸性能以及断裂位置

2.3 冲击韧性

由图6可以看出，母材的冲击吸收功沿厚度方向降低，其中16Mn钢的冲击吸收功在86～105 J之间，铁素体不锈钢在50～64 J之间。不同缺口方向焊缝区的冲击吸收功具有相同的变化趋势，即沿厚度方向降低，且缺口沿焊缝厚度方向的冲击吸收功低于缺口沿焊接方向；区域Ⅰ和区域Ⅱ焊缝的冲击吸收功均高于100 J，而区域Ⅲ和区域Ⅳ的冲击吸收功均低于70 J。16Mn钢侧热影响区具有最高的冲击吸收功，最大值为113 J，且不同厚度处的冲击吸收功相差不大；铁素体不锈钢侧热影响区的冲击吸收功最低，在6～10 J之间，冲击韧性最差。

图6 接头不同位置不同区域的冲击吸收功Fig.6 Impact absorbed energy of different areas at differentpositions of joints

焊缝具有良好的韧性主要与马氏体中的亚结构有关[18]。由于母材含碳量较低，区域Ⅰ和区域Ⅱ焊缝经快速冷却后得到位错型板条马氏体，其亚结构中存在低密度位错区，为位错提供了活动余地，具有一定的抵抗变形的能力，因此冲击吸收功均高于母材，韧性较好。焊缝中心不同区域的EDS分析结果如表3所示，焊缝中的铬元素含量沿厚度方向增大，部分马氏体的亚结构转变为孪晶型，位错型马氏体含量减少[19]。相比于位错型板条马氏体，孪晶型板条马氏体不能发生塑性变形，因此随着距焊缝上表面距离的增大，焊缝抵抗变形的能力降低，冲击吸收功明显降低[20]。缺口沿焊缝厚度方向的冲击吸收功低于缺口沿焊接方向，表明焊接接头对于沿焊缝厚度方向的冲击更敏感。

表3 接头不同区域焊缝中心的EDS分析结果

相比于16Mn钢母材，16Mn钢侧热影响区具有更好的韧性，组织中的针状铁素体可以有效阻止裂纹的扩展，从而提高了该区域的强度[21]。铁素体不锈钢侧热影响区的韧性很差，这是因为铁素体不锈钢中较高的铬含量使得铁素体晶粒更容易长大，从而产生粗晶脆化现象，导致该区域韧性较差、缺口敏感性较大；组织中还存在少量碳化物脆性相，也会使铁素体不锈钢的冲击韧性明显降低[16]。

2.4 冲击断口形貌

由图7可以看出：焊缝冲击试样断口中都存在类解理小平面、撕裂棱和河流花样，缺口沿焊接方向焊缝试样承受的冲击载荷垂直于焊接表面，裂纹在扩展过程中经过的柱状晶晶界面积更大，断口表现出明显的沿晶断裂特征，即存在更大密度的解理台阶及撕裂棱，因此缺口沿焊接方向焊缝试样的冲击吸收功相对较高；接头上部(区域Ⅰ和区域Ⅱ)焊缝冲击试样断口中存在少量微孔，表现出明显的准解理断裂特征，而下部(区域Ⅲ和区域Ⅳ)焊缝冲击试样断口中含有更大面积的河流花样，更倾向于解理断裂，因此其冲击韧性较差。由图8可以看出，接头不同区域16Mn钢侧热影响区的冲击断口主要由韧窝、解理面和少量微孔组成，断裂类型为混合断裂。由图9可以看出，接头不同区域铁素体不锈钢侧热影响区的冲击试样断口中均存在解理面和放射状河流花样，表现出明显的脆性断裂特征，韧性较差。接头不同区域铁素体不锈钢侧热影响区冲击试样断口中均存在少量碳化物，其形貌如图10所示，采用EDS测得该碳化物的化学成分(质量分数/%)为3.95C，27.63Cr，68.2Fe，可以确定该碳化物为M23C6型碳化物。这些脆硬的碳化物在一定程度上能够阻碍位错运动，使基体强度增大，但削弱了界面间的结合强度，导致基体塑性降低，冲击韧性变差[21]。

图7 焊接接头不同区域焊缝的冲击试样断口形貌Fig.7 Fracture morphology of impact sample of weld at different areas of joint: (a) notch along direction of weld thicknessand (b) notch along welding direction

图8 接头不同区域16Mn钢侧热影响区的冲击试样断口形貌Fig.8 Fracture morphology of impact sample of heat affected zone at 16Mn steel side at different areas of joint:(a) area I; (b) area II; (c) area III and (d) area IV

图9 接头不同区域铁素体不锈钢热影响区的冲击试样断口形貌Fig.9 Fracture morphology of impact sample of heat affected zone at ferritic stainless steel side at different areas of joint:(a) area I; (b) area II; (c) area III and (d) area IV

图10 铁素体不锈钢侧热影响区冲击试样断口中第二相的微观形貌Fig.10 Micromorphology of second phase on impact sample fractureof heat affected zone at ferritic stainless steel side

3 结 论

(1) 采用电子束焊接方法制备铁素体不锈钢/16Mn钢厚板焊接接头焊缝的组织主要为板条马氏体，随着距焊缝上表面距离的增大，晶粒尺寸减小；接头16Mn钢侧热影响区的组织主要由针状铁素体和羽毛状上贝氏体组成；铁素体不锈钢侧热影响区组织均主要由铁素体、马氏体和颗粒状碳化物组成。

(2) 焊接接头不同区域的拉伸试样均在铁素体不锈钢母材处断裂，说明接头的拉伸性能优于铁素体不锈钢母材。焊缝区上部的冲击吸收功均高于100 J，冲击韧性较好，而焊缝区下部的冲击吸收功均低于70 J，冲击韧性较差。接头中16Mn钢侧热影响区具有最高的冲击吸收功，最大值为113 J，冲击韧性最好，而铁素体不锈钢侧热影响区的冲击吸收功最低，在6～10 J之间，冲击韧性最差。

(3) 焊缝处的冲击试样断口中存在类解理小平面、撕裂棱和河流花样，断裂类型为准解理断裂和解理断裂；16Mn钢侧热影响区的冲击试样断口主要由韧窝、解理面和少量微孔组成，断裂类型为韧性和脆性混合断裂，铁素体不锈钢侧热影响区冲击试样断口存在解理面和放射状河流花样，表现出明显的脆性断裂特征，粗化的铁素体晶粒和少量的碳化物脆性颗粒降低了该区域的冲击韧性。