高氮奧氏體不銹鋼與603馬氏體高強鋼焊接接頭組織及性能

楊東青， 張建， 范霽康,2， 周趙， 王克鴻

(1.南京理工大學 受控電弧智能增材技術工業和信息化部重點實驗室， 江蘇 南京 210094；2.昆山華恒焊接股份有限公司， 江蘇 昆山 215300)

0 引言

高氮奧氏體不銹鋼是一種通過氮元素替換鎳元素而開發出的優良鋼種。氮元素可與合金元素錳、鉻等產生固溶效應，提高材料的抗拉強度、韌性以及耐腐蝕性，從而改善鋼材的綜合力學性能，使高氮奧氏體不銹鋼材料在防彈裝甲、運輸管道以及醫療器械等領域具有廣闊的應用前景。但鋼材中氮含量較高，在焊接過程中存在氮元素溢出現象，易形成氣孔等缺陷，從而降低焊接接頭綜合力學性能。603馬氏體高強鋼(603鋼)作為一種強度高、抗彈性能好的低合金高強度鋼，是裝甲車輛常用的防護材料之一。但603鋼屬于馬氏體鋼，其焊接性較差，具有較大的淬硬傾向，焊接接頭易產生微裂紋、未熔合等缺陷，焊后使用性能不佳。

針對高氮奧氏體不銹鋼焊接的研究主要集中在焊絲氮含量對焊縫的氮含量以及力學性能的影響，不同的焊接工藝參數對焊縫氣孔數量以及力學性能的影響；對高強鋼焊接的研究主要集中在優化提升同種高強鋼焊接接頭的力學性能。但到目前為止，對于高氮奧氏體不銹鋼與603鋼之間的異種金屬連接鮮有文獻報道，同時高氮鋼絲材在焊接過程中的氮元素溢出問題以及伴隨的氣孔問題仍沒有理想的方法解決。

在裝甲車輛制造過程中，車體等抗沖擊部位可采用高氮奧氏體不銹鋼材料，而肘座、支架等部位往往采用高強鋼材料，因此需要將二者焊接在一起。高氮奧氏體不銹鋼與高強鋼焊接接頭除了承受整體車重之外，還需承受各種路況運行過程中受到的沖擊載荷，因此對焊接接頭質量要求高，但兩種鋼材的物理性質差異大，進行異種金屬焊接時難以得到高強高韌的焊接接頭，亟需要開發相應的高強高韌焊接工藝技術。

為了避免焊接接頭中出現大量的氮氣孔，實現高氮奧氏體不銹鋼與603鋼的高強高韌焊接，本文根據“低強匹配”原則，采用不含氮元素的ER307Mo焊絲作為填充材料；對30 mm厚高氮奧氏體不銹鋼與603鋼進行脈沖熔化極惰性氣體保護焊(MIG)對接焊接，探索了高氮奧氏體不銹鋼與603鋼的脈沖MIG焊接工藝；分析了焊接接頭的微觀組織與力學性能，為高氮奧氏體不銹鋼與603鋼之間的異種金屬連接提供了新思路。

1 試驗材料及方法

試驗采用尺寸為300 mm×150 mm×30 mm的高氮奧氏體不銹鋼(熱軋態)和603鋼(調質態)作為母材，采用1.2 mm ER307Mo焊絲作為填充材料，試驗母材及焊絲的化學成分如表1所示，力學性能如表2所示。采用開坡口對接焊接，坡口形式為雙V形60°坡口，鈍邊2 mm，焊接時留2 mm裝配間隙，焊接保護氣為95%Ar+5%CO，保護氣流量 20 L/min。

表1 焊絲及母材主要化學成分

表2 焊絲及母材力學性能

試驗采用由瑞士ABB公司產焊接機器人與奧地利福尼斯公司產CMT 5000 Advanced 焊接電源組建的智能焊接機器人系統。試驗前對單道焊接成形工藝進行研究，發現當焊接電流175 A，焊接電壓21.5 V，焊接速度6 mm/s，送絲速度 6 m/min時，焊接過程穩定，單道焊縫成形美觀。圖1為該參數下得到的單道焊縫橫截面，熔寬為9.86 mm，熔深為3.12 mm，余高為3.31 mm。圍繞此工藝參數對 30 mm 厚高氮奧氏體不銹鋼和603鋼對接焊進行工藝設計，試驗最終采用9層22道次焊接，焊接順序及工藝參數如表3所示。

圖1 前期工藝試驗焊接接頭宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of the welded joint in thepreliminary process test

表3 焊接順序及工藝參數

焊接完成后對焊接接頭進行X射線探傷，查看焊接接頭內部是否存在氣孔、裂紋、未熔合等焊接缺陷。由于高氮奧氏體不銹鋼、603鋼以及填充焊絲的抗腐蝕能力不同，采用4%硝酸酒精溶液腐蝕603鋼，采用王水腐蝕焊縫與高氮奧氏體不銹鋼，然后采用光學顯微鏡對焊接接頭進行微觀組織觀察。采用X射線衍射(XRD)對焊縫區以及603鋼熱影響區進行物相分析，采用氧氮氫分析儀對焊接接頭的不同區域進行氮含量測定，取樣位置如圖2所示。采用顯微硬度測試儀對焊接接頭試樣進行縱向和橫向硬度測量，縱向硬度每隔1 mm測量一個點，橫向硬度每隔0.5 mm測量一個點，并在該點附近再進行兩次測量，最終取3次測量的平均值作為該處的硬度值；按照國家軍用標準GJB 5365—2005金屬材料動態壓縮試驗方法對焊接接頭不同區域進行霍普金森動態沖擊試驗，硬度測量位置以及霍普金森動態沖擊試驗取樣位置如圖3所示。按照國家標準GB/T 2651—2008 焊接接頭拉伸試驗方法對焊接接頭進行了拉伸試驗測試，并采用掃描電鏡(SEM)對拉伸斷口進行了觀察以及能譜儀(EDS)點掃描成分分析。

圖2 XRD以及氮含量檢測試樣Fig.2 Sampling location of XRD and N content measurement sample

圖3 硬度測量以及霍普金森取樣位置Fig.3 Hardness measurement and Hopkinson sampling location

2 焊接接頭組織分析

2.1 宏觀形貌及X射線探傷

圖4為焊后試板、焊縫橫截面形貌、X射線探傷圖像。由圖4(a)可知，焊縫成形美觀，無咬邊等表面缺陷。如圖4(b)、圖4(c)所示，焊接接頭內部無裂紋、未熔合，存在少量的氣孔。由于試驗采用的ER307Mo奧氏體不銹鋼焊絲不含氮元素，同時焊接電流小，因此相較于通過高氮鋼焊絲得到的焊接接頭，其氣孔數量明顯減少，僅在靠近高氮奧氏體不銹鋼側焊接接頭邊沿存在少量氣孔。拉伸結果顯示，焊接接頭拉伸斷口位置靠近603鋼側，這也說明存在于焊接接頭中的極少量氣孔并不是影響焊接接頭拉伸性能的關鍵因素。

圖4 宏觀形貌及探傷Fig.4 Macro morphology and flaw detection

2.2 焊接接頭微觀組織

圖5為焊接接頭微觀組織，其中圖5(a)上部為高氮奧氏體不銹鋼側熱影響區，在焊接熱循環的作用下，經軋制形成的帶狀組織基本消失，重新轉變為等軸的奧氏體晶粒。高氮奧氏體不銹鋼側靠近熔合線的晶粒發生二次再結晶，導致靠近熔合線處晶粒比遠離熔合線處晶粒更為粗大。

圖5 焊接接頭微觀組織Fig.5 Microstructure of the welded joint

圖5(c)為焊接接頭第1層焊縫區，焊縫組織為奧氏體以及被奧氏體基體包圍的鐵素體樹枝晶。在冷卻過程中，δ-鐵素體從奧氏體晶界處析出，呈樹枝狀分布。由圖5(d)可知，后一層焊縫的晶粒相對于前一層焊縫的晶粒更加粗大。分析認為，焊接的道數較多，層間間隔時間短，熱量在焊接試板上堆積，板材溫度升高，后一層焊縫金屬高溫冷卻停留時間相較于前一道焊縫更長。

圖5(e)為603鋼熔合區附近金相組織圖像，熔合區中焊縫金屬與603鋼母材發生了充分的冶金混合，其組織為奧氏體與馬氏體的混合組織；熱影響區硬化區組織由粗大的條片狀馬氏體以及貝氏體組成。由于馬氏體以及貝氏體的存在，該區域塑性下降，強度升高。圖5(f)為603鋼熱影響區軟化區，組織為回火馬氏體，該區域金屬先后經歷淬火和回火，硬度較硬化區有所下降，但塑性提高。

2.3 焊接接頭XRD分析

為了驗證焊縫區以及603鋼熱影響區的物相組成，從焊縫區和603鋼熱影響區中各取出一塊試樣進行XRD分析，取樣位置如圖2所示。

圖6為XRD結果。由圖6(a)可知，焊縫區組織為奧氏體與鐵素體，其中奧氏體衍射峰強度遠高于鐵素體衍射峰強度，說明焊縫區組織中奧氏體含量遠高于鐵素體含量，未發現氮化物等衍射峰，說明該區域不存在氮化物等物相；由圖6(b)可知，603鋼熱影響區組織以馬氏體為主，未檢測到其他物相。

圖6 XRD結果Fig.6 XRD results

3 焊接接頭力學性能分析

3.1 硬度測試以及氮含量測量

圖7為焊接接頭沿不同方向的顯微硬度圖。由圖7(a)可知，高氮奧氏體不銹鋼母材的平均硬度為344.9 HV，高氮奧氏體不銹鋼熱影響區顯微硬度分布與到熔合線的距離呈正相關，這是由于越靠近焊縫其熱輸入量越大，導致晶粒異常長大。焊縫區顯微硬度測量結果顯示，從高氮奧氏體不銹鋼側到603鋼側，焊縫區硬度總體呈現先升高后降低的變化趨勢。結合焊接接頭氮含量測試結果(見圖8)，認為焊接過程中高氮奧氏體不銹鋼母材中的氮元素少量過渡到了焊縫，產生了固溶強化效果，提高了焊縫部分區域的硬度。

圖7 焊接接頭硬度分布圖Fig.7 Hardness distribution of the welded joints

圖8 焊接接頭氮含量測試Fig.8 Tested nitrogen content of the welded joint

603鋼硬化區由于淬火作用，產生了淬硬的馬氏體組織，平均硬度達到410.2 HV；603鋼軟化區由于回火效應，產生了回火馬氏體，該區域出現軟化現象，硬度較硬化區有所降低，平均硬度為355.9 HV，塑性有所提升。

由圖7(b)可知，焊接接頭縱向顯微硬度整體呈現中間向兩側逐漸降低的變化趨勢。結合金相組織分析，認為這與每層焊縫金屬的晶粒大小有關，后一層焊縫的晶粒相對于前一層焊縫的晶粒更加粗大，因而硬度呈現該變化趨勢。

3.2 拉伸測試及拉伸斷口分析

在距焊接接頭表面8 mm附近取了3個拉伸試樣進行拉伸試驗，并在母材上各取了一個拉伸試樣作為對比，得到焊接接頭及母材的拉伸性能如表4所示。

表4 母材及焊接試樣拉伸數據

焊接接頭拉伸試樣均在焊縫區域斷裂，焊接接頭的平均抗拉強度為722 MPa，達到高氮奧氏體不銹鋼母材的64.2%，603鋼母材的70.6%；平均斷后延伸率為20.2%，高于603鋼母材，低于高氮奧氏體不銹鋼母材。結合金相分析，雖然603鋼熱影響區中產生了淬硬的馬氏體組織，強度高，塑性差，而焊縫區域為奧氏體與鐵素體的混合組織，強度低，塑性好。在二者綜合影響下，接頭的抗拉強度低于兩種母材，高于填充焊絲，斷后延伸率高于603鋼母材，低于高氮奧氏體不銹鋼母材以及填充焊絲。

為了分析焊接接頭的拉伸斷裂形式，采用SEM對拉伸斷口進行觀察，斷口形貌如圖9所示。從圖9中可以發現：放射區的特征不明顯，存在剪切唇以及撕裂嶺，在斷裂處可看到不同的斷裂形貌；放大區1處存在舌狀花樣和等軸韌窩，表現為韌性斷裂與解理斷裂的混合形貌；放大區2處存在大量等軸韌窩，在韌窩的中心存在大量的第2相。

圖9 拉伸斷口SEM分析Fig.9 SEM images of the tensile fracture

為了分析第2相的化學成分，對此進行了EDS點掃描分析，共對4個不同位置的第2相進行了點掃描，掃描位置如圖10所示，點掃描結果如表5所示。由掃描結果可知，第2相中富含Fe元素，主要以碳化物形式存在，含有少量的Cr元素，固溶于第2相中。這類第2相會導致焊接接頭的韌性下降，影響焊接接頭的綜合力學性能。

圖10 拉伸斷口第2相EDS點掃描Fig.10 EDS point scanning of the second-phase tensile fracture

表5 第2相EDS點掃描結果

3.3 霍普金森動態沖擊試驗

為了分析焊接接頭不同位置的抗沖擊性能差異，在焊接接頭上取5個試樣進行霍普金森動態沖擊性能測試，取樣位置如圖3所示。試樣直徑為 5 mm，厚度為3 mm，子彈平均入射速度為20.86 m/s，試驗氣壓為0.2 MPa。

圖11為霍普金森動態沖擊試驗結果，圖中為應力，為應變。在該試驗條件下，高氮奧氏體不銹鋼母材的動態屈服強度以及最大工程應力最高，分別達到1 486 MPa和2 457 MPa；603鋼母材最大工程應力最低，為1 935 MPa；焊縫金屬的屈服強度最低，為913 MPa；603鋼+焊縫試樣的最大工程應力與焊縫金屬最大工程應力相當，為2 045 MPa。

圖11 霍普金森動態沖擊試驗應力- 應變Fig.11 Stress-strain curve of Hopkinson dynamic impact test

結合以上數據分析可知，氮元素對于材料的動態沖擊性能有較大的影響，提高了材料的動態屈服強度以及最大工程應力。在高速沖擊下，603鋼母材的動態屈服強度高于焊縫金屬，但最大工程應力卻低于焊縫金屬，分析認為這與組織特性有關。馬氏體具有較高的強度，組織較硬，塑性、韌性較差，沖擊壓縮時不易發生變形，沖擊能量不能快速地卸載到周圍；奧氏體與鐵素體組織均較軟，其塑性、韌性均明顯強于馬氏體，具有較好的延展性，受到沖擊時，沖擊能量快速向四周分散，故高氮鋼+焊縫試樣其最大工程應力高于603鋼母材，而動態屈服強度低于603鋼母材。

4 結論

本文利用脈沖MIG焊方法，采用ER307Mo焊絲對高氮奧氏體不銹鋼與603馬氏體高強鋼進行了對接焊接試驗，探討分析焊接接頭的微觀組織及力學性能，得出以下結論：

1)當送絲速度6 mm/s，焊接速度6 m/min，焊接電壓21.5 V，焊接電流175 A時，單道焊縫成形美觀，圍繞此參數設計焊接工藝，并進行焊接試驗，得到了表面成形良好，內部無裂紋、未熔合等缺陷的焊接接頭。

2)高氮奧氏體不銹鋼熔合線附近組織主要為奧氏體；焊縫組織為奧氏體以及被奧氏體基體包圍的鐵素體樹枝晶；603 鋼熔合線附近組織主要為條片狀馬氏體、貝氏體以及回火馬氏體。

3)焊接過程中，高氮奧氏體不銹鋼母材的氮元素會部分過渡到焊縫中。焊縫區硬度從高氮奧氏體不銹鋼一側到603鋼一側總體呈現先升高后降低的變化趨勢；603鋼熱影響區硬化區組織平均硬度達410.2 HV,由于回火效應，603鋼熱影響區軟化區組織硬度有所下降，平均硬度為355.9 HV。

4)焊接接頭的平均抗拉強度為722 MPa，平均斷后延伸率為20.2%； EDS點掃描結果表明，韌窩中的第2相粒子為富Fe的碳化物，這類第2相會導致焊接接頭的韌性有所下降，影響焊接接頭的綜合力學性能。焊接接頭抗沖擊性能最差的部位在603鋼熔合區以及熱影響區，最大工程應力僅有 1 935 MPa，而高氮奧氏體不銹鋼熱影響區抗沖擊性能較佳，最大工程應力達2 294 MPa，高于603鋼母材、略低于高氮鋼母材。