高氮無鎳奧氏體不銹鋼薄板TIG焊接頭組織形貌及性能

孫 輝, 王 淮, 季長濤, 李于朋, 王 慶

(長春工業大學先進結構材料教育部重點實驗室,吉林長春 130012)

0 引 言

高氮無鎳奧氏體不銹鋼以其大量節省鎳資源和優異的力學性能及較好的耐蝕性成為近年研究與應用開發的熱點,迄今已廣泛開展了強化機理[1]、冶煉與澆注[2-3]、冷熱加工[4-5]、性能及應用[6-7]等方面的研究,尤其在用于高強韌性要求和海洋腐蝕環境下的各種結構設施及制品等方面將顯示出極大優越性。焊接是高氮無鎳奧氏體不銹鋼結構件制造中不可缺少的加工方法,文獻[8-9]在焊接成型機理與方法、接頭組織與性能等方面進行了論述,文獻[10]研究了TIG焊對焊縫氮含量的影響,但T IG焊用于高氮不銹鋼板材和型材焊接有待進一步研究。文中對Cr-Mn-N系和Cr-Mn-Mo-N系高氮無鎳奧氏體不銹鋼在制造與變形加工研究基礎上,對其鋼板的TIG焊及焊后固溶處理的接頭組織及性能開展了試驗研究。

1 實驗材料與試樣制備

采用一種常壓冶煉高氮無鎳奧氏體不銹鋼的方法[11],用 1.5 t中頻感應爐熔煉并澆鑄出20 mm厚板坯,經1120℃氮氣氛保溫后,用小型試驗軋機熱軋出3 mm厚鋼板,切出多塊110 mm(軋制方向)×200 mm的長方形板,并開V型坡口,制成單面成型對焊鋼板,檢驗其組織全部為奧氏體。鋼板化學成分見表1。

表1 實驗用鋼的主要化學成分(wt) %

焊絲用自設計合金成分的φ 2.4 mm高氮-鉬實心焊絲(簡稱高氮-鉬焊絲)及作為對比使用的成分接近母材的φ 2.4 mm高氮實心焊絲(簡稱高氮焊絲),其主要化學成分見表2。

表2 自制的兩種焊絲主要化學成分(wt) %

將上述鋼板用表2成分焊絲進行TIG對焊,經焊接工藝實驗確定,焊接電壓為 20V、電流120 A的焊縫質量最好,設定本研究一致采用該焊接參數。焊接得到尺寸為220 mm(軋制方向)×200 mm的焊接薄板,磨平焊縫余高,測量薄板焊縫寬度約為5.0～6.0 mm。在接頭部位取金相試樣和用鉬絲切割出拉伸試樣,將部分金相試樣和拉伸試樣重新進行固溶處理,獲得全部奧氏體組織。金相試樣經拋光后用FeCl3+HCl腐蝕劑腐蝕。

2 實驗結果與分析

2.1 組織形貌分析

高氮-鉬焊絲TIG焊后的接頭組織形貌如圖1所示。

圖1 高氮-鉬焊絲TIG焊后的接頭組織形貌

由圖中可以看出,焊后未固溶處理的焊縫為細小枝狀晶組織,熔合區至母材區組織主要為奧氏體,其晶粒都較為細小,且熔合區晶粒尺寸還要略小于母材區晶粒,并看不到明顯的熱影響區。接頭經固溶處理后,焊縫為細小等軸晶奧氏體組織,并具有與母材相同的孿晶組織特征,其晶粒尺寸明顯小于母材晶粒,而熔合區至母材的晶粒均有所長大,仍然看不到明顯的熱影響區。高倍顯微鏡觀察,焊縫和母材之間均無明顯熔合線,熔合區在晶粒內部連續過渡。進行氮孔觀察發現,焊縫區很難發現有氮孔存在,熔合區有一些氮孔尺寸較大且與母材氮孔尺寸一致,但比母材氮孔數量少。說明在焊接過程中焊縫及熔合區沒有新的氮孔產生,其主要原因是設定的焊接工藝條件使焊縫凝固速度較快,抑制了氮孔的產生與長大,同時,焊縫中存在的固氮元素鉬也有效地抑制了氮孔的產生。母材存在的大尺寸氮孔并非由TIG焊過程所產生,而是母材在原澆注結晶時所產生,并在熱軋中因壓縮比不足而未能使其有效焊合所致。從圖1(b)可以看到,焊后固溶處理的熱影響區晶粒間晶界變寬并夾有粒狀形貌,這是由于隨著高溫停留時間延長,δ-鐵素體在晶界析出所致,與文獻[12]研究結果一致。又由于受焊絲氮含量影響,其熔合區氮含量會高于母材區。文獻[13]指出,C/N＜0.1時,易析出Cr2N化合物。因此,認為這一形貌是經長時間高溫固溶,沿奧氏體晶界發生了δ-鐵素體轉變,并在其周圍形成氮含量高于其它區域的高氮奧氏體區,在隨后速冷過程中,其氮原子因未能及時擴散而以Cr2N化合物相析出所致。

為進一步研究高氮無鎳奧氏體不銹鋼鋼板的焊接接頭形貌,對其鋼板進行了雙面TIG對焊,如圖2所示。

圖2 高氮-鉬焊絲雙面TIG焊(未固溶)接頭SEM 組織形貌

從圖2的SEM觀察可以看到,經過兩次焊接熔化過程的接頭形貌同一次焊接的接頭形貌幾乎一致,其焊縫及熔合區仍然沒有新的氮孔產生,且熔合區至母材區晶粒和亞晶粒大小與形態仍然細小一致,難以分辨有晶粒長大的熱影響區。

用高氮焊絲焊接的接頭SEM組織形貌如圖3所示。

從圖中可以看出,相比之下,焊縫中除有明顯呈柱狀生長的枝晶特征外,還分布了大量微小氮孔,尺寸遠小于母材區內分布的氮孔。說明焊縫合金成分中沒有足夠的鉬等抑制從熔池中溢出的固氮元素,使氮大量溢出并殘留于凝固組織中,文獻[8]也指出高氮鋼在凝固前因液態溫度變化會使一部分氮形成氣泡,又由于熔池凝固速度較快,產生的微小氣泡不能如同母材中存留的氮孔那樣可以在較慢的凝固速度下合并長大,從而將微小氣泡保留于焊縫區及熔合區中。觀察熔合區,大氮孔與母材氮孔相比并未增加,而小氮孔與焊縫相比卻有減少,說明接近熔合區部位在焊接中因過冷度較大,氮氣尚未生成或較少生成時即被凝固。在熔合區與母材之間,氮孔數量相對較少,但尺寸較大,可以認定是原母材中存留的氮孔,與焊接過程產生的氮孔無關。另外,難以辨認區分于母材的晶粒長大區域,即無明顯熱影響區,這至少說明焊縫在氮含量(w t)≥0.6%時,其接頭無熱影響區。

圖3 高氮焊絲TIG焊(未固溶)接頭SEM組織形貌

觀察還發現,所有接頭形貌中極少有其它缺陷存在,更難以找到焊縫凝固裂紋和熱影響區液析裂紋。說明較快凝固的焊縫轉變產物主要是塑性較好的奧氏體結構相,熔合區與母材之間奧氏體晶界上也無大量P,S等低熔點化合物或合金聚集。

含鉬接頭未固溶處理的XRD曲線如圖4所示。

圖4 含鉬接頭未固溶處理的XRD曲線

從圖4的X線衍射曲線可以看到,含鉬焊接接頭即使未固溶處理,其組織都主要為奧氏體相組成,未能測出其它相存在,說明過冷度較大的焊接接頭中氮化物及δ-鐵素體等相的含量都在較低范圍。

上述分析認為,要使焊縫及熔合區在常壓焊接過程中不產生或極少產生氮孔,最有效的措施之一是通過在焊接熔池中添加充足的固氮合金元素來提高其熔池的溶解度。文獻[14]采用Cr,Mo元素的高氮Ni基合金作為焊接材料,可獲得較好的接頭組織與性能,但鎳是降低氮溶解度元素,因此采用無鎳高氮Cr-Mn-Mo焊絲,可以更好地避免焊縫及熔合區氮孔產生。此外,在保證接頭質量前提下,采用較低的焊接電流及適當提高焊接速度來保證熔池較大的過冷度是非常必要的。

焊接熱影響區一般因受熱而導致晶粒粗大,成為焊接接頭性能最薄弱的部位。實驗對高氮無鎳奧氏體不銹鋼進行TIG焊的接頭均未產生晶粒長大的熱影響區,且不產生新的氮孔,這意味著該焊接接頭的性能不會降低,可以與母材性能保持一致?？梢婁撝写罅康墓倘軓娀饔煤途чg析出Cr2N的“釘扎”作用,在短時間焊接加熱中有效地阻礙了焊接受熱區晶界的運動,抑制了晶粒合并。

2.2 力學性能分析

2.2.1 接頭顯微硬度

對接頭進行顯微硬度測試,加載力為50 gf,結果如圖5所示。

圖5 接頭顯微硬度

含鉬焊縫的硬度明顯高于母材硬度,其中固溶后的硬度略高,可達HV390,而不含鉬焊縫的硬度略低于母材硬度。說明含鉬焊縫在固溶前保持了較好的固溶度,使硬度基本不降低,其熔合區受鉬及氮的影響也保持了較高的硬度,并且沒有反映出熱影響區的低硬度值。母材硬度低些的原因是存在少量的Cr2N等第二相析出,使固溶體固溶度降低,導致硬度降低。圖5還顯示了不含鉬焊縫的硬度低于母材硬度,這主要是因為焊接時大量氮從焊縫溢出所致。

2.2.2 接頭強度

焊后含鉬焊縫標準拉伸試樣經拉伸測試,斷裂部位100%發生于母材,而焊縫不含鉬的拉伸試樣經拉伸測試,斷裂部位多發生于接頭焊縫與熔合區之間。為測定焊縫含鉬的接頭強度,制作拉伸試樣,如圖6所示。

圖6 鋼板經TIG焊接后制成的非標準拉伸試樣

測試表明,接頭斷裂多發生于靠母材一側的熔合區內。

焊后各拉伸試樣的拉伸強度見表3。

表3 焊后各拉伸試樣的拉伸強度平均數據表MPa

可以看出,含鉬接頭試樣固溶前后的Rm數值比較接近,且都明顯高于母材的Rm,這與顯微硬度測試結果較為吻合。說明含鉬的焊縫除細化了焊縫晶粒外,更主要的是保證了焊縫及熔合區氮含量明顯高于母材,從而使其獲得了固溶與細晶的雙重強化。而不含鉬接頭試樣的Rm數值盡管低于母材Rm,但因沒有明顯的熱影響區,使接頭Rm仍保持著平均95%母材Rm的高強度水平,這是氮的強烈固溶強化作用給焊接接頭力學性能帶來的重大貢獻。另外注意到含鉬接頭熔合區的Rm要高于母材的Rm,這是因為在熔焊過程和焊后固溶過程中,焊縫中高含量氮存在向附近固態區域短程擴散的動力學條件,使熔合區晶界及晶內增氮獲得強化,而熔合區在短時高熱作用下會使奧氏體出現氮富集及有少量Cr2N沿晶界析出,也是提高熱影響區強度的原因之一。

觀察含鉬接頭斷口形貌,如圖7所示。

圖7 實心焊絲焊接接頭斷口

從圖中可以看出,熔合區斷口形貌呈細小韌窩形態,在韌窩中可以看到少量的化合物相顆粒,裂紋源于硬質相顆粒與奧氏體之間的結合處,從斷口全貌看為典型的塑性斷裂,因此,該接頭熱影響區除具有較高強度外,還同時具有較高的塑性。

3 結 語

高氮無鎳奧氏體不銹鋼薄板 TIG焊接頭組織主要是奧氏體及少量δ-鐵素體和Cr2N相;當焊縫氮含量(w t)≥0.6%時,其接頭無明顯熱影響區;含鉬的焊縫可有效阻止接頭產生氮孔,使固溶處理后接頭顯微硬度值達HV390,抗拉強度達930 MPa。

在保證接頭質量前提下,采用較低的焊接電流及適當提高焊接速度來保證熔池較大的過冷度是非常必要的。

[1]Gavriljuk V G.Atomic interactions and mechanisms of strengthening in nitrogen steels[C]//高氮鋼國際會議論文集.北京:冶金工業出版社,2006.

[2]Rashev T.High nitrogen steel:metallurgy under pressure[J].JOM,1995(1):13.

[3]Rawers J C,Dunning J S,Asai G,et al.Characterization of stainless steels melted under high nitrogen pressure[J].Metall T rans A,1992,23:2061.

[4]Berns H.Manufacture and application of high nitrogen steels[J].Zeitschrift Fur M etallkunde,1995,86(3):156-163.

[5]Speidel M O,Speidel H J.Nitrogen containing austenitic stainless steels[C]//高氮鋼國際會議論文集.北京:冶金工業出版社,2006.

[6]Mudali U K,Baldev Raj.High nitrogen steels and stainless steels:manufacturing,properties,and applications[M].[S.l.]:Asm Intl,2004.

[7]Talonen Juho.Tanlavuori tero effect of temperature on tensile behavior and microstructure evolution of nitrogen alloyed austenitic stainless steel high nitrogen steels[M].北京:冶金工業出版社,2006.

[8]Kamiya O,Chen Z W.Microporosity formation in partially melted zone during welding of high nitrogen austenitic stainless steels[J].Journal of Materials Science,2003(12):2475-2481.

[9]Woo I,Kikuchi Y.Weldability of high nitrogen stainless steel[J].ISIJ International,2002,42(12):1334-1343.

[10]Hertzman S,Wessman S.An experimental and theoretical study of nitrogen flux in stainless steel TIG welds[J].Mater.Sci.Forum,1999,318/320:579.

[11]季長濤.一種高氮無鎳奧氏體不銹鋼的制造方法:中國,CN100532609C[P].2008-10-15[2010-07-05].

[12]杜挽生,趙琳,田志凌,等.高氮奧氏體不銹鋼1Cr22Mn15N熱影響區組織特征[J].焊接學報,2007,28(7):1-4.

[13]Gavriljuk V G,Glavatskaya N I,Petrov Y N.Grain boundary strengthening in austenitic nitrogen steels[J].M aterials Science and Engineering,1999,271(1/2):14-21.

[14]Vilpas M,Hanninen H.The role of nitrogen in improving pitting corrosion resistance of high-alloy austenitic and duplex stainless steel welds[J].Mater.Sci.Forum,1999,318/320:603.

[15]Vanderschaeve F,Taillard R,Foct J.Discontinuous precipitation of Cr2N in a high nitrogen chromium-manganese austenitic stainlesssteel[J].Journal of Materials Sience,1995,30:6035-6046.