焊接工藝對50CrVA 彈簧鋼焊接接頭組織及性能的影響

張廣成， 劉智博， 張 林， 李繼紅

（1. 西安航天動力機械有限公司， 西安 710025；2. 西安理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 西安 710048）

0 前 言

焊接式彈性扶正器作為石油鉆井套管扶正的重要輔具之一， 已得到普遍應(yīng)用。 目前， 彈性扶正器使用材料為50CrVA 彈簧鋼， 該類鋼具有良好的淬透性、 疲勞性能等綜合力學(xué)性能， 適合在應(yīng)力振幅高、 疲勞性能要求嚴格的工作條件下使用。 但是由于彈簧鋼含碳量很高， 且含有一定量的合金元素， 在焊接后容易形成脆硬的馬氏體組織， 導(dǎo)致焊接性較差， 同時具有很強的淬硬性，焊后容易產(chǎn)生裂紋， 熱影響區(qū)易發(fā)生脆化， 從而導(dǎo)致接頭失效[1-2]。 采用適當?shù)暮附庸に嚕?控制焊接熱輸入， 對避免中碳鋼及中碳調(diào)質(zhì)鋼由于淬硬傾向大而產(chǎn)生焊接裂紋和避免焊接熱影響區(qū)的軟化尤為重要[3]。

趙洪運等[4]對800 MPa 超級鋼在不同焊接熱輸入作用下HAZ 組織和性能進行了研究， 結(jié)果表明， 在不同焊接熱輸入下， 該類鋼的熱影響區(qū)組織和性能具有明顯差異。 郭政偉等[5]對中碳調(diào)質(zhì)鋼焊接熱影響區(qū)的分布特征、 脆化開裂機理進行了研究， 提出過熱粗晶區(qū)和軟化區(qū)是產(chǎn)品韌性和強度的低谷。 鞠育平等[6]采用手工電弧焊、TIG 焊、 CO2氣體保護焊分別對40Mn2中碳鋼進行焊接， 對其接頭的組織性能進行了分析， 研究表明： 使用三種焊接方法得到的焊縫組織均由針狀、 塊狀鐵素體和珠光體組成， 硬度分布也不均勻， 其中CO2氣體保護焊所得的焊縫組織較為細小， 并且其內(nèi)部脆性相也較少。

目前針對焊接工藝對彈性扶正器用彈簧鋼接頭組織及性能影響的研究較少。 本研究結(jié)合50CrVA 彈簧鋼的焊接特點， 對不同焊接工藝下熔化極氣體保護電弧焊 （GMAW） 采用ER50-6焊絲焊接50CrVA 彈簧鋼的顯微組織及力學(xué)性能變化進行試驗， 分析探討了不同焊接工藝對其組織和性能的影響， 為實現(xiàn)50CrVA 彈簧鋼高效、低成本的焊接提供參考。

1 試驗材料與方法

本研究試驗材料為50CrVA 彈簧鋼板材， 供貨態(tài)為退火態(tài)， 其化學(xué)成分見表1。 焊接材料選用ER50-6 焊絲。 采用熔化極活性氣體保護焊（MAG） 的焊接方法， 焊接試板尺寸為100 mm×180 mm×4 mm， 焊接設(shè)備為Panasonic TM-1400G型弧焊機器人， 保護氣體為80%Ar+20%CO2。 采用對接接頭進行焊接， 坡口形式如圖1 所示。 采用小的焊接熱輸入[7]， 50CrVA 彈簧鋼不同焊接工藝參數(shù)見表2。 焊接操作完成后， 進行后熱并使用保溫砂對試板進行緩冷處理， 以減緩焊縫冷卻速度。

表1 50CrVA 彈簧鋼主要化學(xué)成分%

表2 50CrVA 彈簧鋼不同焊接工藝參數(shù)

沿垂直于焊縫的方向制取焊縫金相試樣， 經(jīng)拋光后， 采用體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液對試樣拋光面進行腐蝕， 在GX71 型光學(xué)顯微鏡上觀察焊縫及熱影響區(qū)組織。

根據(jù)ASME ⅨQW-150 及ASME ⅨQW-153 標準制備板狀拉伸試樣， 采用HT-2402 型電子萬能拉伸試驗機對焊接接頭進行拉伸試驗。根據(jù)ASME ⅨQW-160 及ASME ⅨQW-163 標準制備板狀彎曲試樣， 彎芯直徑為20 mm。 根據(jù)標準ASME ⅨQW-170 制備沖擊試樣， 沖擊試驗在JB-300B 型沖擊試驗機上進行。 使用顯微維氏硬度計對焊接接頭進行硬度試驗， 試驗載荷為300 g。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

不同焊接工藝下的50CrVA 彈簧鋼焊接接頭宏觀形貌如圖2 所示。 可以看出， 在焊縫金屬及焊接熱影響區(qū)內(nèi)沒有裂紋產(chǎn)生， 焊縫金屬與母材結(jié)合質(zhì)量良好， 在焊縫金屬橫截面上未出現(xiàn)氣孔、 夾渣等缺陷。 由圖2 可知， 焊縫區(qū)分布著粗大的柱狀晶， 并且熔合線非常明顯， 且兩側(cè)的組織變化很大， 隨著焊接熱輸入的增大， 熱影響區(qū)粗晶區(qū)范圍逐漸增大。

三種焊接工藝條件下的焊接接頭焊縫金相組織如圖3 所示， 從圖3 可以看出， 在焊縫凝固的過程中原奧氏體晶界是先共析鐵素體形核的有利位置， 當溫度降至680～770 ℃時， 先共析鐵素體首先從奧氏體晶界位置析出， 隨著焊縫溫度快速下降至500 ℃以下時， 由于晶界周圍的鐵素體冷卻速度變緩， 在奧氏體晶粒內(nèi)部， 會以夾雜物為核心， 形成針狀鐵素體， 形核后沿隨機方向長大，并且在原奧氏體晶內(nèi)相互交織分布[8]。 隨著焊接電流的變化， 焊縫內(nèi)部組織隨之變化， 對焊縫組織金相進行相比例分析， 結(jié)果發(fā)現(xiàn)， 當焊接電流為90 A 時， 焊縫組織中先共析鐵素體含量為4%；焊接電流為100 A 時， 焊縫組織中先共析鐵素體含量為1.6%； 焊接電流為110 A 時， 焊縫組織中先共析鐵素體含量為0.7%。 由此可以看出， 隨著焊接電流的增大， 焊縫中先共析鐵素體含量逐漸減小， 且大塊的先共析鐵素體逐漸消失。

熱影響區(qū)母材受到焊接熱輸入的影響， 其內(nèi)部組織的變化程度與到熔合線的距離有關(guān)。 越靠近焊縫的區(qū)域， 其加熱速度與冷卻速度也越快，該區(qū)域內(nèi)組織性能的變化也越明顯。 在焊接熱影響區(qū)內(nèi)， 根據(jù)其組織特征從熔合線到母材可以依次分為完全淬火區(qū)和不完全淬火區(qū)[9]。 其中完全淬火區(qū)分為粗晶區(qū)和細晶區(qū)。

粗晶區(qū)金相組織如圖4 所示。 由圖4 （a）可以看出， 焊接電流為90 A 時， 粗晶區(qū)的組織主要由帶狀組織中未轉(zhuǎn)變的鐵素體和粗大的馬氏體組織構(gòu)成， 并且由于帶狀組織周圍元素成分不均勻， 析出了針狀及柳葉狀的高碳馬氏體 （Mf）組織。 相比母材晶粒， 粗晶區(qū)晶粒明顯粗大， 這是由于在焊接熱循環(huán)條件下， 熱影響區(qū)組織發(fā)生了再結(jié)晶長大。

隨著焊接熱輸入的增大， 熱影響區(qū)溫度升高， 合金元素在高溫下發(fā)生擴散， 鋼中存在的合金元素原始偏析發(fā)生一定程度的均勻化， 原本熱影響區(qū)中的軋制帶狀組織逐漸減少， 針狀及柳葉狀的高碳馬氏體組織及珠光體析出量逐漸減少，大塊的板條馬氏體增多， 當焊接電流增大至100 A時， 粗晶區(qū)組織中的帶狀組織基本消失， 全部為板條馬氏體 （MD） 組織。 帶狀組織與軋制時鋼中元素的原始偏析存在較大的關(guān)系， 合金元素的不均勻析出導(dǎo)致鋼中Ar3溫度不同， 奧氏體優(yōu)先轉(zhuǎn)變?yōu)橄裙参鲨F素體， 造成C 元素析出聚集促進珠光體和高碳馬氏體的轉(zhuǎn)變， 在熱軋冷卻過程中形成帶狀的鐵素體/珠光體組織[10]。 此類組織雖然常存在于軋制材料中， 也同樣表明了由于偏析存在而導(dǎo)致的材料中存在成分不均勻的現(xiàn)象，對材料的性能具有較大的影響。

熱影響區(qū)細晶區(qū)金相組織如圖5 所示。 焊接電流為110 A 時， 熱影響區(qū)細晶區(qū)組織主要由細小的板條馬氏體組織構(gòu)成； 焊接電流減小到100 A時， 主要組織為細小的板條馬氏體， 但是由于熱影響區(qū)帶狀組織的存在， 在熱輸入較低的情況下無法消除帶狀組織帶來的合金元素不均勻現(xiàn)象；當焊接電流減小到90 A 時， 細晶區(qū)組織為馬氏體、 貝氏體和一些尚未轉(zhuǎn)變的鐵素體共存的混合組織。 這主要是由于焊接電流為90 A 時焊接熱輸入小、 熱影響區(qū)范圍小、 熱影響區(qū)細晶區(qū)峰值溫度較低， 且存在部分帶狀組織未能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體組織， 焊縫冷卻后形成由馬氏體組織和帶狀組織構(gòu)成的混合組織。

不完全淬火區(qū)金相組織如圖6 所示。 由圖6可以看出， 不完全淬火區(qū)組織由馬氏體、 索氏體（PS）、 貝氏體（B） 及先共析鐵素體（AF） 構(gòu)成，隨著熱輸入的增大， 鐵素體、 索氏體及貝氏體組織逐漸減少， 馬氏體逐漸增多， 這是由于隨著焊接熱輸入的增大， 熱影響區(qū)的貝氏體、 索氏體組織逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體， 鐵素體溶入奧氏體量增多，隨著焊縫的冷卻， 奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體。

2.2 力學(xué)性能

對3 種不同工藝下的焊接接頭進行拉伸性能測試， 拉伸試驗結(jié)果見表3。 由表3 可以看出， 3 種焊接工藝下的試樣在拉伸過程中斷裂位置均在母材處， 這表明3 種焊接接頭的強韌性較好， 接頭強度均高于母材強度。 由此可見，3 種焊接工藝參數(shù)設(shè)定合理， 焊接接頭滿足力學(xué)性能要求。

表3 不同焊接工藝下的焊接試件拉伸試驗結(jié)果

3 種不同焊接工藝下的焊接接頭彎曲試驗結(jié)果如圖7 所示。 在50CrVA 彈簧鋼接頭進行彎曲試驗過程中， 焊接電流為90 A 時， 一個面彎試樣在熱影響區(qū)發(fā)生斷裂， 這主要是由于焊接熱輸入小， 焊縫組織中先共析鐵素體較多，熱影響區(qū)也析出大量的高碳馬氏體， 這些脆性相降低了焊接接頭的塑性。 其余試樣彎曲到“U” 形時均未出現(xiàn)裂紋， 這是由于增大焊接熱輸入后， 高碳馬氏體等脆性相消失， 焊接接頭塑性增強。

3 種焊接工藝條件下的焊接接頭在20 ℃下的沖擊試驗結(jié)果見表4。 焊接電流分別為90 A、100 A、 110 A 時， 對應(yīng)焊縫平均沖擊吸收功分別為30 J、 31.33 J、 35.67 J。 焊縫組織中存在先共析鐵素體會使焊縫沖擊韌性降低[11]。 焊接電流為110 A 時， 焊縫內(nèi)先共析鐵素體消失， 焊縫全部由針狀鐵素體構(gòu)成。 細小的針狀鐵素體板條束有利于提高試驗鋼的強度和低溫韌性[12-13]， 隨著焊接電流的增大， 焊縫沖擊韌性增大。

表4 不同焊接工藝下焊接接頭沖擊性能

焊接接頭顯微維氏硬度測試結(jié)果如圖8 所示， 由圖8 可知， 3 種焊接工藝下焊縫處硬度值均較低， 進入熱影響區(qū)后硬度先升高后降低， 在母材位置趨于平穩(wěn)。 這主要與各區(qū)域組織有關(guān)，根據(jù)顯微組織分析結(jié)果可知， 緊靠熔合線的右側(cè)為完全淬火粗晶區(qū)， 組織為粗大的馬氏體； 隨著遠離熔合線， 進入完全淬火細晶區(qū)， 組織為細小的馬氏體， 晶粒變小硬度提高； 繼續(xù)遠離熔合線進入不完全淬火區(qū)， 組織主要為馬氏體、 鐵素體貝氏體及索氏體， 隨著馬氏體的減少以及鐵素體， 貝氏體及索氏體的增多， 硬度逐漸減小。同時， 通過觀察硬度梯度變化曲線可知， 在靠近熔合線的位置熱影響區(qū)硬度下降， 這主要與焊絲和母材的碳元素含量相差較大， 在熔合線附近發(fā)生碳擴散有關(guān)。 對比3 種焊接工藝下硬度梯度變化曲線可以看出， 焊接電流升高到110 A 時熱影響區(qū)硬度明顯減小， 這主要是由于熱輸入增大， 熱影響區(qū)馬氏體組織粗化導(dǎo)致熱影響區(qū)硬度降低。

3 結(jié) 論

（1） 當焊接電流為90 A 及100 A 時， 焊縫區(qū)微觀組織由針狀鐵素體與先共析鐵素體構(gòu)成，隨著焊接電流的增大， 焊縫內(nèi)部先共析鐵素體明顯減少， 焊縫的沖擊韌性升高， 當焊接電流增大至110 A 時， 先共析鐵素體消失， 焊縫沖擊韌性最大。

（2） 采用不同的焊接電流， 熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織變化明顯。 當焊接電流為90 A 時， 粗晶區(qū)含有大量帶狀組織和高碳馬氏體組織； 當焊接電流增大至100 A 時， 高碳馬氏體及帶狀組織消失， 粗晶區(qū)由板條馬氏體組織構(gòu)成； 增大焊接電流至110 A 時， 粗晶區(qū)馬氏體組織明顯粗化， 硬度和抗拉強度均有一定程度的下降。 熱影響區(qū)細晶區(qū)主要由細小的馬氏體組織構(gòu)成， 硬度高于粗晶區(qū)。 不完全淬火區(qū)組織主要由馬氏體、 鐵素體、 貝氏體和索氏體構(gòu)成， 隨著焊接熱輸入的增大， 各組織含量變化明顯。

（3） 3 種焊接工藝條件下， 焊接接頭均具有良好的抗拉強度、 抗彎性能及沖擊韌性， 焊接電流在90 A、 100 A、 110 A 變化時， 隨著焊接電流的增大， 沖擊功逐漸增大， 抗拉強度呈現(xiàn)先上升后下降的趨勢， 當焊接電流為110 A 時， 熱影響區(qū)硬度顯著降低。