焊接過程會產(chǎn)生焊接熱循環(huán)，熱影響區(qū)會出現(xiàn) 顯微組織和力學(xué)性能不均勻的現(xiàn)象，焊接接頭的不 同微區(qū)可根據(jù)焊接熱循環(huán)過程中所經(jīng)歷的最高溫度 劃分為[1]：焊縫區(qū)(＞1500℃)、粗晶熱影響區(qū)(大約在 1100~1490℃)、細(xì)晶熱影響區(qū)(900~1100℃)，以及部 分相變重結(jié)晶熱影響區(qū)(750~900℃)。熱影響區(qū)不同部 位的顯微組織變化引起焊接接頭力學(xué)性能變化，尤其 是沖擊韌性。實(shí)驗(yàn)采用同一種工藝制度的兩種微合金 設(shè)計(jì)實(shí)驗(yàn)方案，觀察不同試樣低溫沖擊韌性的表現(xiàn)。

實(shí)驗(yàn)材料和工藝

焊接母材采用20 mm厚的熱軋鋼板，其主要化 學(xué)成分見表1。焊接母材的主要力學(xué)性能如下：屈 服強(qiáng)度為630 MPa，抗拉強(qiáng)度為760 MPa，延伸率為 19%，–20℃的沖擊吸收功為155 J，母材組織為貝 氏體鐵素體+粒狀鐵素體雙相組織。在焊接接頭中 心部位垂直于焊縫方向采用線切割切取金相試樣， 通過粗磨、機(jī)械拋光后采用3%的硝酸酒精侵蝕，在 LEICA DMIRM金相電鏡下觀察焊接接頭的顯微組 織，采用FM 700顯微硬度計(jì)檢測不同熱影響區(qū)維氏 顯微硬度值的變化情況。利用林肯雙絲埋弧焊機(jī)對 實(shí)驗(yàn)室熱軋鋼板進(jìn)行了多道次自動焊接實(shí)驗(yàn)，重點(diǎn) 研究實(shí)驗(yàn)鋼板焊接接頭熱影響區(qū)的顯微組織和沖擊 韌性的變化。根據(jù)國標(biāo)GB/T 12470，采用低強(qiáng)匹配 進(jìn)行焊絲和焊劑的選擇。焊接母材以及配合的焊絲 和焊劑的相關(guān)化學(xué)成分如表1~3所示。成分編號為A(含Ni)的實(shí)驗(yàn)鋼編號1#~3#，編號B(含B)的實(shí)驗(yàn)鋼 試樣編號為4#~6#。根據(jù)國標(biāo)GB/T 985要求將焊接試板開V形坡口，缺口位置如圖1所示，分別將V形缺 口開在CGHAZ區(qū)和FGHA區(qū)。

焊接工藝如表4所示。采用5道次焊接，為 降低HAZ區(qū)顯微組織粗化，道次間隔溫度控制在 180~200℃。焊接熱輸入計(jì)算公式見式(1)。

式中，E為焊接線能量，kJ/cm；U為焊接電壓，V； I為焊接電流，A；v為焊接速度，mm/min

實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析 

焊接接頭顯微組織和顯微硬度 

焊接接頭熱影響區(qū)的顯微組織見圖2。圖2(a)為 母材熔合線區(qū)的顯微組織，圖上增加示意線代表融 合線。圖2(b)為焊縫區(qū)的顯微組織。從圖中可以看出 焊縫區(qū)顯微組織為針狀鐵素體+先共析鐵素體，針狀 鐵素體顯微組織非常細(xì)小，針狀鐵素體主要形核位 于焊縫中的夾雜物，先共析鐵素體整體趨垂直于熔 合線方向生長。圖2(c)為粗晶熱影響區(qū)的顯微組織， 顯微組織為粒狀貝氏體組織，粒狀貝氏體具有粗大 的原始奧氏體晶界，內(nèi)部分布著大量長條狀或顆粒狀M/A島，每一個粗大的粒狀貝氏體具有相近的晶 體取向，原始奧氏體晶界為粒狀貝氏體的有效晶界 (>15°)，晶體內(nèi)部含有大量的亞晶界[2]，這樣的組織 可能會降低焊接接頭的沖擊韌性。圖2(d)為細(xì)晶區(qū)的 顯微組織，主要為細(xì)小的粒狀鐵素體，并在晶界上 分布著少量碳化物。

圖3為5#試樣的焊接接頭顯微硬度離焊縫中心 線的變化趨勢，采用低強(qiáng)匹配的焊接金屬，所表現(xiàn) 出來的焊縫區(qū)的顯微硬度值小于母材及熱影響區(qū)。 從焊縫中心開始，沿垂直于焊縫方向依次進(jìn)行硬度 測試。由于受焊接熱循環(huán)影響，焊縫接頭顯微組織 的變化非常顯著，將相臨硬度點(diǎn)的測試距離設(shè)置為 200 μm，其余各區(qū)域?yàn)?00 μm。從圖中可以看出， 焊接接頭的顯微硬度值表現(xiàn)出較大的差異，焊接熱 影響區(qū)(HAZ)的硬度高于母材和焊縫區(qū)的硬度。在焊 接熱影響區(qū)中，不同熱影響區(qū)同樣存在很大變化， 細(xì)晶熱影響區(qū)的硬度值最小，約為HV 215，粗晶熱 影響區(qū)硬度值最大，平均值約為HV 244，母材的平 均顯微硬度值約為HV 215。

焊接接頭的力學(xué)性能結(jié)果

由于焊接熔敷金屬的強(qiáng)度遠(yuǎn)低于母材強(qiáng)度，焊 接拉伸斷裂位置均在焊縫區(qū)。表5為焊接熔合線附 近粗晶熱影響區(qū)的沖擊吸收功。編號為1#~3#試樣 的CGHAZ區(qū)沖擊吸收功在40~76 J，而編號為4#~6# 試樣的沖擊吸收功較低，在8~45 J。對比不同成分 CGHAZ沖擊韌性，可知B元素在高溫?zé)嵫h(huán)作用下，偏析在原始奧氏體晶粒，在冷卻過程中形成BN 導(dǎo)致晶界脆化[3]，而Ni元素有利于提高韌性。 

表6為焊接熱影響區(qū)中細(xì)晶熱影響區(qū)的沖擊吸收 功。從表6中可以看出，細(xì)晶熱影響區(qū)的沖擊韌性與 母材相當(dāng)。這表明焊接熱影響區(qū)顯微組織的驟變使 得不同部位的力學(xué)性能差異很大。該區(qū)高的沖擊韌 性主要?dú)w因于細(xì)小有效晶界尺寸，根據(jù)Picking等人的 實(shí)驗(yàn)結(jié)果，晶粒尺寸的細(xì)化不僅僅可以提高材料的強(qiáng) 度，而且可以降低材料的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)，提 高韌脆轉(zhuǎn)變曲線上平臺的沖擊吸收功[3]。

焊接熱影響區(qū)沖擊斷口形貌

圖4為2#和5#試樣粗晶熱影響區(qū)的沖擊斷口形貌。從整體形貌可以看出，大部分?jǐn)嗫诰鶎儆诮饫? 斷裂面，斷口形狀并未發(fā)生明顯塑性變形。2#試樣 的微觀斷口形貌可以看出，解理斷面的單元解理面 的尺寸很大，最大單元解理面尺寸超過100 μm，表 明解理裂紋在這個解理面上沿近直線擴(kuò)展的距離非 常遠(yuǎn)，裂紋的擴(kuò)展功很小。5#試樣在缺口位置附近 出現(xiàn)了小面積的韌窩，大大提高了裂紋的起裂功， 相對韌性有所提高。

圖5為2#和5#試樣細(xì)晶熱影響區(qū)的沖擊斷口形貌，對比粗晶熱影響區(qū)的全貌斷口可知，細(xì)晶熱影 響區(qū)斷口的V形根部中出現(xiàn)了約50%的纖維斷面，高 倍形貌圖中可以看到纖維斷面上有大量細(xì)小韌窩， 這是提高細(xì)晶熱影響區(qū)沖擊韌性的重要原因。由于 細(xì)晶熱影響區(qū)的沖擊吸收功高，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展的阻 力較大，裂紋擴(kuò)展往往會出現(xiàn)向粗晶熱影響區(qū)甚至 焊縫方向偏轉(zhuǎn)，從全貌圖也可以看出，斷口的下端 出現(xiàn)較大角度的傾斜面[4]，這種偏轉(zhuǎn)顯然在一定程度 上也降低了粗晶熱影響區(qū)的裂紋擴(kuò)展吸收功。

結(jié)束語

(1) 焊接母材組織主要為貝氏體鐵素體和多邊形鐵素體，焊縫區(qū)的顯微組織以針狀鐵素體為主，而 焊接熱影響區(qū)以粒狀貝氏體為主，焊接熱影響區(qū)顯 微組織的變化非常顯著。 

(2) 粗晶熱影響區(qū)由于緊靠熔合線，顯微組織為 粒狀貝氏體組織。粒狀貝氏體具有粗大的原始奧氏 體晶界，會惡化沖擊韌性，粗晶熱影響區(qū)的斷口呈 解理斷面。 

(3) 細(xì)晶熱影響區(qū)的沖擊吸收功和母材接近，宏 觀斷口有塑性變形，呈延性斷裂，斷口上分布大量 細(xì)小韌窩。 

(4) B元素在高溫?zé)嵫h(huán)作用下，偏析在原始奧 氏體晶粒，在冷卻過程中形成BN導(dǎo)致晶界脆化。Ni 在一定程度上有利于提高韌性。

參考文獻(xiàn)

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文章來源——金屬世界