不同氮含量焊絲熔化極氣體保護焊高氮鋼的微觀組織與力學性能

馬良超，王大鋒，馬冰，陳東高，張迎迎

(中國兵器科學研究院寧波分院 焊接技術專業室，浙江 寧波 315103)

0 引言

高氮鋼是以氮代鎳而開發的一種資源節約型不銹鋼，通常把氮含量超過0.4%(質量分數)的奧氏體不銹鋼稱為高氮不銹鋼，由于其具有高的強韌性、無磁性、耐蝕性等諸多優異性能，在軍工、海洋工程、電力等行業具有廣闊的應用前景[1-3]。高氮鋼焊接時，熔池中的氮元素很容易聚集析出，造成氮損失，形成氮氣孔，導致焊接接頭的力學性能、耐蝕性能等各方面性能顯著下降，因此在焊接過程中如何降低氮元素的損失，甚至通過技術手段向焊縫中增氮，成為高氮鋼焊接需要考慮的一個重要因素[4-6]。針對上述問題，國內外學者開展了一系列研究工作，除采用含氮的保護氣氛來對焊縫進行固氮外，還提出了開發含氮焊絲的新思路，即在焊絲中添加氮元素，在保證較好焊絲焊接工藝性的同時，使用含氮奧氏體不銹鋼焊絲，通過焊絲熔滴的傳質作用來達到顯著提高焊縫金屬氮含量的目的。

荊皓等[7]采用HCr20Ni10Mn7Mo焊絲和氬-氮混合氣體對高氮鋼進行焊接，通過調整焊接工藝獲得不同氮含量的焊接接頭，分析了焊縫中氮含量對接頭微觀組織、凝固模式和力學性能的影響。Kamiya等[8]、Zhao等[9]研究了高氮鋼焊接過程中焊縫氮析出機理和焊接氣孔形成的動力學問題，認為焊縫熔池中的氮含量取決于所采用的保護氣體種類、焊接參數以及母材成分。劉昂[10]研究發現向焊縫添加MnN粉末、在保護氣體中添加一定量的氧化性氣體和氮氣，可以實現對高氮鋼焊縫的增氮。顏澤鋼[11]采用高氮鋼焊絲和HCr20Ni10Mn7Mo焊絲，進行了氮-氬-氧及氮-氬-二氧化碳三元熔化極氣體保護焊工藝試驗，研究發現以高氮鋼焊絲為填充材料焊縫氮含量較HCr20Ni10Mn7Mo焊絲為填充材料焊縫氮含量高，隨著保護氣氛中氮氣比例的提升，焊縫中氮含量呈現先增大后減小并趨于穩定的趨勢。崔博等[12]采用激光-電弧復合焊對高氮鋼進行焊接，研究了保護氣體成分、焊絲成分和超聲振動對焊接接頭氣孔率和氮含量的影響。

不同含氮量的焊絲開發主要基于焊縫組織進行設計，從與母材組織匹配角度出發，通過調整焊絲中的合金元素組成比例，使焊縫組織為與母材相近的組織[13-14]。高氮鋼母材組織主要為奧氏體，考慮到少量的鐵素體還可以降低焊縫熱裂紋的敏感性，因此焊縫組織確定為奧氏體+少量的鐵素體。另外，在高氮鋼焊絲成分設計時，隨著焊絲中氮元素含量的增加，鎳元素含量應相應減少，同時應適當增加能夠提高氮在熔池金屬中溶解度的合金元素。不同氮含量焊絲對高氮鋼焊縫的氮含量、氣孔傾向、微觀組織及力學性能均會產生不同影響。針對這一問題，本文采用設計開發的3種不同氮含量焊絲，進行高氮鋼熔化極氣體保護焊(GMAW)工藝試驗，研究不同氮含量焊絲對高氮鋼焊接接頭氮含量、氣孔傾向及組織性能的影響規律，以期為高氮鋼焊縫組織設計及焊絲成分優化提供理論指導依據。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗母材為12 mm厚度高氮鋼，其組織主要為奧氏體且存在較多的孿晶，還有少量由于軋制產生的帶狀偏析，如圖1所示。焊絲采用自制的3種不同氮含量高氮鋼焊絲，焊絲直徑為φ1.2 mm.采用紅外碳硫分析儀測試高氮鋼母材及焊絲的碳含量，采用氧氮分析儀測試高氮鋼母材及焊絲的氮含量，采用等離子光譜儀測試除碳、氮外的其他合金元素，高氮鋼母材及焊絲的實測化學成分如表1所示，余量為鐵和不可避免的雜質。保護氣體采用Ar+2.5%CO2富氬混合氣。

圖1 高氮鋼母材組織

表1 試驗母材及焊絲化學成分質量分數

1.2 試驗方案

試驗所用焊接機器人為日本FANUC公司產M-20iA型機器人，配備法國SAF公司產 MIG480TRI焊接電源。試板尺寸為12 mm×150 mm×300 mm，坡口形式為單面V形坡口，坡口角度60°，鈍邊2 mm，裝配間隙2 mm.3種焊絲焊接試驗均采用相同的焊接工藝規范，焊接電流190～250 A，電弧電壓22～28 V，焊接速度300～340 mm/min，氣體流量15 L/min.

焊接完成后采用美國LECO公司產TC600型氧氮分析儀測試焊縫氮含量；采用黃石福潤德機械設備有限公司產XXG-3505型X射線檢測儀對焊接試板進行無損檢測，評價焊縫的氣孔傾向；采用德國ZEISS公司產Axio Observer金相顯微鏡對焊接接頭的微觀組織進行觀察，采用日本Rigaku公司產D/MAX-3C型X射線衍射儀分析焊縫物相；采用美國FEI公司產Quanta 250F型掃描電子顯微鏡及附帶的能譜儀(EDS)觀察斷口及測試焊縫合金元素含量；用MH-500顯微維氏硬度計測試焊接接頭的顯微硬度；分別按照國家標準GB/T2651—2008 焊接接頭拉伸試驗方法和GB/T2650—2008 焊接接頭沖擊試驗方法進行拉伸試驗和沖擊試驗。

2 試驗結果及分析

2.1 不同氮含量焊絲焊縫固氮效果分析

圖2所示為不同氮含量焊絲焊縫金屬的氮含量檢測結果。由圖2可以看出，3種焊絲焊縫金屬氮含量變化規律為0.46[N]焊絲<0.61[N]焊絲<0.84[N]焊絲，即隨著焊絲氮含量的增加，焊縫金屬中的氮含量隨之增加，表明采用含氮焊絲對高氮鋼焊縫進行固氮效果顯著。0.46[N]焊絲所得焊縫氮含量為0.45%，略低于焊絲的氮含量；0.61[N]焊絲所得焊縫氮含量為0.51%，焊縫氮含量進一步提高，但仍低于母材的氮含量；0.84[N]焊絲焊縫氮含量為0.62%，與母材的氮含量相當。另外可以發現，隨著焊絲氮含量的增加，焊縫氮含量與焊絲氮含量差值越大，表明采用高氮含量焊絲焊接時熔池中的氮元素更容易逸出。焊絲中的氮主要是通過熔滴傳質作用過渡至焊縫中的，而高氮鋼熔焊時焊縫熔池中存在氮氣與氮的平衡反應[15]：N2?2N.因此，焊絲氮含量越高，固溶至焊縫中的氮含量也隨之增加，在熔池凝固過程中，隨著溫度降低，固溶氮元素的溶解度發生變化，氮的溶解度下降，過飽和的氮就會以氮氣的形式逸出，但是由于熔池凝固速度較快，來不及逸出的氮氣便以氮氣孔的形式滯留于焊縫中，焊絲中的氮含量越高，由于氮逸出及氮氣孔造成的氮損失也就越多。

圖2 不同氮含量焊絲焊縫金屬的氮含量檢測結果

2.2 不同氮含量焊絲焊縫微觀組織分析

圖3所示為不同氮含量焊絲焊縫的微觀組織。由圖3可以看出：3種焊絲焊縫組織形態差別較大，0.46[N]焊絲焊縫組織主要為奧氏體，少量的鐵素體呈細小的顆粒狀分布在奧氏體基體上；0.61[N]焊絲焊縫組織呈胞狀樹枝晶形態，由奧氏體和鐵素體組成，奧氏體晶粒較為粗大，鐵素體含量較多，鐵素體部分呈連續樹枝狀存在于胞晶晶界或枝晶界處，部分呈骨骼狀和條塊狀分布在奧氏體晶粒內；0.84[N]焊絲焊縫組織同樣由奧氏體+鐵素體組成，鐵素體呈樹枝狀存在于奧氏體晶界處。

圖3 不同氮含量焊絲焊縫微觀組織

為了驗證焊縫金屬的物相組成，對焊縫金屬進行X射線衍射分析，結果如圖4所示。由圖4可知：3種焊絲的焊縫金屬組織均為奧氏體+δ鐵素體，X射線衍射曲線中均未出現氮化物和碳化物峰，表明在焊縫金屬中幾乎無氮化物、碳化物等沉淀相析出。0.46[N]焊絲焊縫組織的鐵素體衍射峰最小，表明鐵素體含量最少，0.61[N]焊絲和0.84[N]焊絲焊縫組織的鐵素體峰比0.46[N]焊絲焊縫組織的鐵素體峰要強，鐵素體含量相對要高。進一步結合圖3可以看出，0.61[N]焊絲焊縫的鐵素體含量要高于0.84[N]焊絲焊縫鐵素體含量。

圖4 不同氮含量焊絲焊縫金屬的X射線衍射分析結果

2.3 不同氮含量焊絲焊縫凝固模式分析

焊縫凝固行為及其固態相變過程是決定焊縫組織形貌的關鍵，奧氏體不銹鋼焊縫凝固時根據初始相和最終相的不同，其凝固模式可分為鐵素體凝固模式(F模式)、鐵素體-奧氏體凝固模式(FA模式)、奧氏體-鐵素體凝固模式(AF模式)、奧氏體凝固模式(A模式)4類。凝固模式可由Cr、Ni當量Creq/Nieq的比值來劃分[16-17]：

F模式：Creq/Nieq≥1.95，

FA模式：1.48≤Creq/Nieq<1.95，

AF模式：1.25≤Creq/Nieq<1.48，

A模式：Creq/Nieq<1.25.

Creq、Nieq的計算公式分別如(1)式和(2)式所示：

Creq=WCr+1.37WMo+1.5WSi+2WNb+3WTi，

(1)

Nieq=WNi+22WC+0.31WMn+14.2WN+WCu，

(2)

式中：Creq、Nieq分別表示Cr當量和Ni當量；WCr、WMo、WSi、WNb、WTi、WNi、WC、WMn、WN、WCu分別表示Cr、Mo、Si、Nb、Ti、Ni、C、Mn、N、Cu元素的質量分數含量。

為了進一步分析3種焊絲不同的焊縫組織形貌特征，對焊縫凝固模式進行分析。采用EDS測量3種焊絲焊縫金屬的化學成分，每種焊絲焊縫測試4個點，取測試結果的平均值作為計算數據，3種焊絲焊縫金屬的氮含量以圖2所示檢測結果進行計算，根據(1)式和(2)式計算鉻鎳當量，結果如表2所示。由表2可知，3種氮含量焊絲焊縫的凝固模式并未呈現出與氮含量變化趨勢一致的規律性，凝固模式受焊縫中各種化學成分的綜合影響。3種焊絲焊縫的Creq比較接近，而Nieq區別較大，0.46[N]焊絲焊縫的Nieq最大，Creq/Nieq最小為1.19，凝固模式為A模式，即初生相與最終相均為A；0.61[N]焊絲焊縫的Nieq最小，Creq/Nieq最大為1.56，焊縫以FA模式凝固，初生相為δ鐵素體相，奧氏體通過包晶(L+F→A)/共晶(L→F+A)反應在鐵素體枝晶間形成，鐵素體枝晶最終轉變為骨架狀或板條狀鐵素體；0.84[N]焊絲焊縫的凝固模式為AF模式，焊縫凝固初期先析出A相，奧氏體生長消耗Ni、Mn等奧氏體化元素，而排出鐵素體形成元素Cr，奧氏體枝晶間的Ni、Mn含量越來越少，而鐵素體形成元素Cr的含量越來越高，液態金屬發生共晶反應，鐵素體在奧氏體枝晶間生成。3種焊絲焊縫凝固模式分析結果與圖3焊縫微觀組織觀察結果相吻合。

表2 不同氮含量焊絲焊縫金屬的凝固模式

高氮鋼焊縫凝固模式決定著焊縫組織的物相組成及δ鐵素體的形貌，而且焊縫凝固過程中存在著合金元素的微觀偏析，從而造成了不同的焊縫組織形態對焊縫性能的不同影響。焊縫凝固模式主要受焊縫金屬合金元素的各組分及冷卻速度的影響。焊縫金屬的合金元素一部分來源于熔化的母材部分，另一部分來自作為填充金屬的焊絲，兩部分的占比可以通熔合比計算得出，而影響熔合比的主要因素有焊接坡口的形式及尺寸、焊接熱輸入等；高氮鋼結構件焊接時焊縫冷卻方式一般為自然冷卻，不采取強制冷卻措施，因此焊縫冷卻速度主要取決于焊接熱輸入和多層多道焊時的層間溫度控制。綜上所述，在高氮鋼母材成分、坡口形式及尺寸、焊接熱輸入、層間溫度一定的情況下，焊縫凝固模式主要取決于焊絲的化學成分。

2.4 不同氮含量焊絲焊縫氣孔性分析

圖5所示為不同氮含量焊絲所得焊縫的X射線檢測結果。從圖5中可以看出：0.46[N]焊絲所得焊縫幾乎無氣孔產生；0.61[N]焊絲所得焊縫中氣孔仍然很少，除焊縫起弧處發現個別氣孔外，焊縫中幾乎無氣孔；0.84[N]焊絲所得焊縫的氣孔傾向顯著增大，氣孔均勻分布在焊縫中。這主要是因為隨著焊絲氮含量增加，通過熔滴傳質作用過渡至焊縫熔池的氮元素含量增加，熔池中氮的濃度增大，當采用0.84[N]焊絲時，熔池金屬中氮的濃度遠高于氮的平衡溶解度，過飽和的氮聚集形成氮氣的幾率增大，致使焊縫的氣孔數量急劇增加。

圖5 不同氮含量焊絲所得焊縫的X射線檢測結果

圖6所示為不同氮含量焊絲焊縫的截面形貌。由圖6可以看出：隨著焊絲氮含量的增加，焊接接頭中開始出現氣孔，焊絲氮含量越高，焊縫中的氣孔數量越多、尺寸也越大；氮氣孔多形成于焊縫與母材的熔合線或兩層焊道之間的界面結合處。這種分布特征一方面是由于熔合區或兩焊道搭界處的金屬處于半熔化或未熔化狀態，氣泡易于粘附在該區域的固態顆粒上；另一方面與焊縫熔池不同區域的凝固速率有關，越靠近母材或之前一層焊道的熔池凝固速度越快，氮氣來不及逸出、形成氣孔的幾率就會越大。

圖6 不同氮含量焊絲焊縫的截面形貌

2.5 不同氮含量焊絲接頭的顯微硬度

圖7所示為不同氮含量焊絲接頭的顯微硬度。由圖7可知：3種焊絲接頭熱影響區顯微硬度變化趨勢基本一致，隨著與母材距離的減小而升高；焊縫區顯微硬度測試結果為0.61[N]焊絲>0.84[N]焊絲>0.46[N]焊絲，與焊縫氮含量的變化規律不同，表明氮含量對焊縫組織硬度的影響極其微弱。分析認為，焊縫區顯微硬度主要受焊縫組織中鐵素體含量的影響，由表2可知，3種焊絲焊縫金屬Creq相差不大，而Nieq0.61[N]0.84[N]焊絲>0.46[N]焊絲，一般鐵素體的硬度要高于奧氏體的硬度，所以鐵素體含量越多顯微硬度就越高，從而解釋了3種成分焊絲呈現出圖7所示測試結果的原因。

圖7 不同氮含量焊絲接頭的顯微硬度

2.6 不同氮含量焊絲接頭的拉伸性能

圖8所示為不同氮含量焊絲接頭的拉伸試驗結果。由圖8可以看出：0.61[N]焊絲接頭的抗拉強度最高，但斷后伸長率最低，這主要是因為0.61[N]焊絲焊縫凝固模式為FA模式，且鐵素體含量最高，硬而脆的鐵素體部分存在奧氏體晶界處且較為連續，對奧氏體晶粒起了分割作用，所以該成分焊絲接頭強度高而塑性差；0.84[N]焊絲接頭的抗拉強度和斷后伸長率均高于0.46[N]焊絲，二者的凝固模式為AF模式和A模式，初生相均為A相，分析認為凝固模式為AF模式、A模式時N的固溶強化作用對抗拉強度和斷后伸長率的提升起到了主要作用。另外，對比0.46[N]焊絲和0.84[N]焊絲焊縫氣孔性和拉伸性能試驗結果，可以發現氣孔缺陷對拉伸性能的影響不大。

圖8 不同氮含量焊絲接頭的拉伸性能

對3種焊絲接頭拉伸斷口進行掃描電子顯微鏡觀察，其斷口形貌如圖9所示。從圖9中可以看出：3種焊絲所得焊接接頭拉伸斷口形貌存在較大差異，0.46[N]和0.84[N]焊絲接頭拉伸斷口形貌主要為韌窩，斷裂方式均為韌性斷裂；0.84[N]焊絲接頭的拉伸斷口除韌窩外同時存在少量的解理面，韌窩比0.46[N]焊絲的更加細小均勻，但韌窩深度要淺；0.61[N]焊絲接頭拉伸斷口形貌可以看出在河流花樣上分布著韌窩，判斷為混合型的準解理斷裂。在3種焊絲接頭的拉伸斷口韌窩中心發現普遍存在著第二相和黑色孔洞，第二相顆粒和孔洞普遍存在于韌窩中心，且隨著氮元素含量的增多有增多的趨勢。

圖9 不同氮含量焊絲接頭拉伸斷口形貌

2.7 不同氮含量焊絲焊縫的沖擊韌性

圖10所示為不同氮含量焊絲焊縫的室溫沖擊試驗結果。由圖10可以發現，3種焊絲的沖擊韌性差距較大，0.46[N]焊絲接頭的沖擊功最大為137 J，0.61[N]焊絲接頭的沖擊功最低僅為22 J，0.84[N]焊絲接頭的沖擊功為58 J左右。對3種焊絲焊縫沖擊試樣斷口擴展區進行掃描電鏡觀察，其形貌如圖11所示。由圖11(a)和圖11(c)可以看出：0.46[N]焊絲和0.84[N]焊絲沖擊試樣斷口均為韌窩斷口，均為韌性斷裂；但0.84[N]焊絲試樣的韌窩較淺，而且韌窩底部普遍存在第二相顆粒，0.84[N]焊絲焊縫的鐵素體含量較高、氣孔傾向也較大，這是0.84[N]焊絲焊縫沖擊韌性較差的主要原因。圖11(b)為0.61[N]焊絲試樣沖擊斷口擴展區的微觀形貌，從中可以看出0.61[N]焊絲焊縫沖擊試樣在該區域的斷口為準解理斷口，其斷裂方式為典型的脆性斷裂，這主要是因為0.61[N]焊絲焊縫凝固模式為FA模式，鐵素體含量較多且部分呈沿晶分布，導致焊縫沖擊韌性下降。

圖10 不同氮含量焊絲接頭的沖擊性能

圖11 不同氮含量焊絲接頭沖擊斷口形貌

3 分析與討論

高氮鋼焊縫的力學性能受焊縫組織中鐵素體含量及其形態分布影響較大，過高含量的鐵素體或鐵素體呈連續沿晶分布會惡化高氮鋼焊縫的塑性及韌性，因此在進行高氮鋼焊縫組織設計時，應該盡可能獲得全奧氏體組織的焊縫組織，焊縫凝固模式應為A模式或AF模式。另外，從對焊縫進行固氮角度考慮，氮在奧氏體中溶解度遠高于在鐵素體中的溶解度，焊縫凝固模式為A模式或AF模式有利于提高焊縫金屬的氮含量。

焊縫凝固模式主要取決于Creq/Nieq比值，Creq、Nieq受焊縫中各種合金元素的共同影響，焊縫的合金元素一部分來自熔融于焊縫部分的母材(與熔合比有關)，剩余部分主要取決于焊絲的化學成分。因此，在焊縫熔合比一定情況下，要保證焊縫凝固模式為A模式或AF模式，Nieq值應足夠大(Creq值相對不變)，即焊絲成分中能提高Nieq的合金元素鎳、碳、錳、氮應足夠多。

在高氮鋼焊絲成分設計時，往往首先確定焊絲中氮元素的含量，然后適當降低鎳元素的含量，并增加能夠提高氮在熔池金屬中溶解度的合金元素如錳。經試驗發現，焊絲成分中的氮含量越高，焊縫金屬的氮含量也越高，但相應氣孔傾向也越大。氮在焊縫金屬中主要起固溶強化和細晶強化的作用，當焊縫以A模式、AF模式凝固時，氮對拉伸性能的影響較大，焊縫金屬中的氮含量越高，抗拉強度和延伸率均越大。氣孔傾向對拉伸性能的影響不大，而對沖擊韌性的影響較為明顯，當焊縫中存在較多的氣孔時，焊縫的有效承載體積減小，造成沖擊韌性下降。因此，在后續研究中，在保證高的焊縫氮含量的同時如何降低焊縫氣孔傾向，應是高氮鋼焊接的重要研究方向。鎳是強奧氏體化的合金元素，是最主要的韌化元素，在焊絲成分設計中，一定量的鎳可以起到控制焊縫組織中的鐵素體含量及提高焊縫的韌性的作用。因此，在高氮鋼焊絲成分設計時，不能為追求高的氮含量，而完全犧牲焊絲中鎳元素含量對焊縫組織成分的貢獻。碳、錳是焊絲中的主強化元素，錳還可以提高氮在奧氏體中的平衡溶解度，但碳、錳元素含量過高會惡化焊縫的塑性和韌性，因此二者含量應控制在合理的范圍內。

4 結論

本文采用自制的3種不同氮含量焊絲對高氮鋼進行熔化極氣體保護焊，研究了不同氮含量焊絲焊縫的氮含量、氣孔傾向、微觀組織及力學性能。得出主要結論如下：

1)隨著焊絲氮含量增加，焊縫中的氮含量相應增加，氣孔傾向也相應增大，由于氮逸出或氮氣孔造成的氮損失也越多，氣孔缺陷主要分布于熔合區或兩焊道的界面結合處。

2)3種不同氮含量焊絲焊縫組織均為奧氏體+鐵素體，但組織形態差別較大，焊縫組織形態主要取決于焊縫的凝固模式，由焊縫中各種合金元素的共同作用決定。

3)焊縫力學性能主要受鐵素體含量及其形態分布的影響，鐵素體含量越高且呈沿晶連續分布，焊縫的硬度、強度越高，韌性越差；當焊縫以A模式、AF模式凝固時，焊縫氮含量主要對焊縫拉伸性能產生影響，對顯微硬度及沖擊韌性的作用不明顯；氣孔缺陷主要影響焊縫的沖擊韌性，對拉伸性能的影響不大。