張 敏,仝雄偉,李 潔,許 帥,賈 芳

(西安理工大學材料科學與工程學院,西安 710048)

摘 要:對比研究了焊前和焊后調質處理條件下25Cr2Ni4MoV 鋼焊接接頭的顯微組織、力學性能和耐腐蝕性能,調質處理工藝為920℃×1h油淬+580℃×2h回火,焊接工藝為手工焊條電弧焊。結果表明:焊前調質處理的接頭焊縫組織為板條馬氏體+δ-鐵素體+M23C6 碳化物,焊后調質處理使焊縫中的δ-鐵素體溶解,形成了板條馬氏體+回火索氏體+M23C6 碳化物;焊后調質處理條件下,焊縫中的板條馬氏體細小均勻,M23C6 碳化物呈顆粒狀分布于原奧氏體晶界和馬氏體板條晶界處,焊縫的強度、沖擊韌性和耐腐蝕性能均優(yōu)于焊前調質處理的。

關鍵詞:25Cr2Ni4MoV 鋼;焊縫;調質;顯微組織;力學性能;耐腐蝕性能

中圖分類號:TG444 文獻標志碼:A 文章編號:1000-3738(2021)01-0034-07

0 引 言

25Cr2Ni4MoV 馬氏體合金鋼具有優(yōu)異的強韌性匹配特征,高的硬度及低的韌脆轉變溫度,廣泛應用于 發(fā) 動 機 轉 子。 在 850~930 ℃ 淬 火 會 加 速25Cr2Ni4MoV 鋼中馬氏體的形成,但若奧氏體化溫度過高,得到的板條馬氏體較粗大[1]。當奧氏體化溫度在900 ℃左右時,大量位錯滯留在奧氏體晶粒內部,為馬氏體相變提供了大量有效形核位置,所得馬 氏 體 有 效 晶 粒 尺 寸 較 小,在 此 條 件 下25Cr2Ni4MoV 鋼焊接接頭的性能較好[2]?；鼗饻囟饶茱@著影響合金鋼中鐵素體基體相和碳化物的形貌,從而影響合金鋼的力學性能。隨著回火溫度的升高,板條鐵素體寬度增加,碳化物由粗大的條狀合金滲碳體轉變?yōu)閺浬⒎植嫉尼槧詈辖鹛蓟?CrNi-Mo-V 系鋼的硬度增大;進一步升高回火溫度,

碳化物發(fā)生球化,Cr-Ni-Mo-V 系鋼的強度快速下降,塑韌性快速提高[3]。張建斌等[4]研究發(fā)現(xiàn),在P91耐熱鋼中馬氏體晶界處存在δ-鐵素體,并且在δ-鐵素體邊界聚集了大量粗大的碳化物,嚴重削弱了晶界的強化作用,導致了 P91鋼韌性的降低。張劍橋等[5]研究發(fā)現(xiàn),在5Cr15MoV 馬氏體不銹鋼熱加工過程中,M23C6 碳化物主要在1100 ℃以下析出,但當熱加工溫度過低時,晶粒無法發(fā)生動態(tài)再結晶,碳化物主要呈長條狀沿晶界析出;這種形狀的碳化物容易引起應力集中,降低材料強度。劉松[6]研究發(fā) 現(xiàn),δ-鐵 素 體 的 存 在 增 強 了 1Cr17Ni2 鋼 在HNO3+HF溶液中的耐腐蝕性能,但削弱了其耐Cl- 腐蝕性能。

焊接是一種重要的連接方法。使接頭強度滿足要求,同時提高接頭的韌性是25Cr2Ni4MoV 鋼焊接的研究熱點。在熱循環(huán)作用下,焊接接頭組織會出現(xiàn)不均勻現(xiàn)象,從而影響接頭韌性;通過合理的焊后熱處理能夠改善組織的均勻性。然而目前,有關25Cr2Ni4MoV 鋼焊接接頭熱處理的研究較少。由于焊后熱處理對高強鋼焊接接頭性能的影響不可預估,并且焊接結構件的強韌性問題尚未得到有效解決,因此焊接接頭的熱處理工藝研究非常重要。調質處理 是 25Cr2Ni4MoV 鋼 工 程 應用 前 的 必 要 工序。在前期 研 究[7]中,作 者 確 定 了 25Cr2Ni4MoV鋼的調質處理工藝,獲得了較佳的力學性能。基于

上述研究結果,作者對25Cr2Ni4MoV 鋼分別進行焊前和焊后調質處理,研究了不同工藝下焊接接頭的組織和力學性能。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為退火態(tài) 25Cr2Ni4MoV 鋼,尺寸為300mm×500mm×20mm,由國內某鼓風機制造公司提供;其化學成分見表1,組織為板條馬氏體+粒狀貝氏體,如圖1所示,力學性能見表2。焊材為馬氏體合金鋼專用 TENAX140焊條,化學成分見表1,其中的鉬、鎳等元素能降低馬氏體轉變開始溫度 Ms,提高焊縫強度。

采 用 2 種 工 藝 制 備 25Cr2Ni4MoV 鋼 焊 接 接頭,分別為先調質 處 理 再 焊 接(焊 前 調 質 處 理)和先焊接再調質處理(焊后調質處理)。焊接試樣的坡口形式 和 尺 寸 見 圖 2,采 用 焊 前 調 質 處 理 工 藝時,先調 質 處 理 再 開 坡 口。使 用 Nebula-400 型 數(shù)字化逆變焊機 進 行 手 工 電 弧 焊(SMAW),采 用 直流正接,焊 前 預 熱 溫 度 為 300 ℃,正 反 各 焊 6 道,焊接順序 為 先 正 面 3 道(編 號 為 正-1,正-2,正-3,以此類推),反面3道,再正面3道,反面3道。不同焊道的焊接電流、焊接電壓和道間溫度見表3。

調質處理工藝為920 ℃×1h油淬+580 ℃×2h空冷回火。淬火的目的是使過冷奧氏體發(fā)生馬氏體或貝氏體 轉 變,回 火 的 目 的 是 提 高 焊 接 接 頭 的強韌性

1.2 試驗方法

在焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)取樣,經(jīng)磨拋,采用質量 分 數(shù) 為 4% 的 苦 味 酸 酒 精 溶 液 腐 蝕 后,在OLYMPUSGX71型光學顯微鏡(OM)和 VEG A3XMU 型掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察顯微組織和微觀形貌,利用SEM 附帶的能譜儀(EDS)進行微區(qū)成分 分 析。 采 用 XRD-7000 型 X 射 線 衍 射 儀(XRD)測定焊縫的物相組成,掃描范圍為5°~95°,測試溫度為25 ℃。根據(jù) GB/T2651-2008,在焊接接頭(以焊縫為中心)和調質處理前后的母材上截取尺寸 為 ?5 mm×80 mm 的 拉 伸 試 樣,標 距 為

5mm,在 HT-2402型萬能試驗機上進行室溫拉伸試 驗,拉 伸 速 度 為 0.5mm·min-1。 按 照 GB/T2650-2008,在 NI750F型沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗,沖擊試樣尺寸為10mm×10mm×55mm,開 V 型缺口,缺口分別位于焊接接頭焊縫和熱影響區(qū),打擊瞬間擺錘的沖擊速度為 5.0 m·s-1;采用VEGA3XMU 型掃描電子顯微鏡觀察沖擊斷口形貌。在 CS350電化學工作站上進行電化學試驗,采用三電極體系,參比電極為飽和甘汞電極(SCE),輔助電極為鉑電極,工作電極為焊縫金屬,工作面積為1.0cm2,電解液為體積分數(shù)為5%的 HCl溶液。極化曲線測試時的掃描速率為0.5mV·s-1,掃描范圍為-0.3~0.5V。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可以看出:焊前調質處理(焊態(tài))的接頭焊縫組織為板條馬氏體+網(wǎng)狀δ-鐵素體,熱影響區(qū)組織為板條馬氏體+奧氏體+少量鐵素體;焊后調質處理的接頭焊縫組織為板條馬氏體+回火索氏體,熱影響區(qū)組織為回火索氏體+回火貝氏體,接頭焊縫組織較為均勻細小。

焊接熔池冷卻時,首先凝固形成δ-鐵素體。對于 Cr-Ni系馬氏體鋼,當鉻質量分數(shù)小于20%時,在凝固后的冷卻過程中組織會發(fā)生δ→γ轉變而完全轉變?yōu)閵W氏體,繼續(xù)冷卻則發(fā)生馬氏體轉變形成馬氏體[8];同時由于冷卻速率較高,在熔池凝固過程中存在合金元素偏析現(xiàn)象,焊態(tài)接頭焊縫中形成大量網(wǎng)狀δ-鐵素體[9-11]。因此,焊前調質處理的接頭焊縫組織為板條馬氏體+網(wǎng)狀δ-鐵素體,其中板條馬氏體由于含碳量低并且含有鎳元素而韌性較好;但網(wǎng) 狀 δ-鐵 素 體 的 存 在 會 嚴 重 降 低 焊 縫 的 韌性[12-13]。在焊后進行調質處理時,焊縫中的δ-鐵素體會優(yōu)先在δ/γ'相界處共析分解為 M23C6 和γ'相;與焊態(tài)組織相比,焊后調質處理接頭的整體組織較為均勻,各區(qū)域均由板條馬氏體和回火索氏體組成。利用 Thermo-Calc軟件計算平衡 狀 態(tài) 下 接 頭焊縫中各相含量隨溫度的變化。由圖4可以看出:當溫度低于600 ℃時,接頭焊縫區(qū)的平衡相主要為α-鐵素體,隨溫度的升高,α-鐵素體向奧氏體轉變,奧氏體轉變終了溫度AC3 約為760℃;當溫度升高到1450 ℃時,奧氏體轉變?yōu)棣?鐵素體。試驗時調質熱處理工藝的淬火溫度高于 AC3,因此在淬火溫度下焊縫區(qū)組織完全奧氏體化,在隨后快速冷卻過程中轉變?yōu)轳R氏體。

由圖5可 知,焊 前 和 焊 后 調 質 處 理 時 焊 縫 中均析出了 M23C6 碳 化 物。結 合 圖 4 分 析 可 知,在焊后冷卻 過 程 中,當 δ-鐵 素 體 在 原 奧 氏 體 晶 粒 內形核長大時,會析出 M23C6 和 MX(X=C,N)碳化物[13]。但由于 MX碳化物的含量太少,XRD 未能檢測到。由圖6可以看出:焊前和焊后調質處理時,接頭焊縫區(qū)原奧氏體晶界處均出現(xiàn)一定量的亮白色析出相。由表4可知:該亮白色析出相顆粒主要含有鉻、錳、鐵、鎳等元素,結合圖5分析可知其應為 M23C6碳化物;焊后調質處理焊縫中 M23C6 碳化物的鉻含量比焊前調質處理的高,鎳含量則低于焊前調質處理的

2.2 力學性能

由表5可以看出,與焊前調質的相比,焊后調質處理的焊接接頭具有更高的強度。焊前調質處理接頭焊縫中的 δ-鐵素體和呈鏈狀分布的 M23C6 碳化物會降低原奧氏體晶界和板條馬氏體晶界的釘扎力,同時引起應力集中,從而降低接頭的強度。焊后調質處理時,馬氏體晶內形成的高密度晶格缺陷會阻礙位錯運動,且焊縫中在原奧氏體晶界和馬氏體板條晶界處呈不連續(xù)顆粒狀分布的 M23C6 碳化物可以有效阻礙晶界滑移,提高晶界強度,抑制板條結構的回復;粗大的碳化物還會成為準解理斷裂的起裂點,同時碳化物的形成還會消耗合金元素,造成基體組織和δ-鐵素體邊界附近的固溶強化效果降低。

因此,調質態(tài)焊縫的強度得到大幅度提高[14]。調質處理前后母材的沖擊功分別為106,114J。

由表6可以看出,焊后調質處理下接頭焊縫和熱影響區(qū)的沖擊韌性均優(yōu)于焊前調質處理的,2種條件下焊縫和熱影響區(qū)的沖擊韌性均比母材的差。δ-鐵素體與馬氏體基體組織的強度存在差異,會導致變形期間產(chǎn)生應力集中,促使裂紋萌生而降低焊縫的沖擊韌性[15],因此焊前調質處理的焊縫韌性較差;焊后調質處理后,δ-鐵素體消失,同時不連續(xù)顆粒狀

M23C6 碳化物的析出使基體中碳含量下降,Ms 升高,馬氏體基體軟化,焊縫韌性得到提高。

由圖7可以看出:焊前調質處理下,焊縫沖擊斷口上的纖維區(qū)和剪切唇面積較小,放射區(qū)面積較大,纖維區(qū)存在韌窩、河流狀花樣、舌狀花樣以及解理平臺,屬于混合型斷裂;焊后調質處理下,焊縫沖擊斷口的纖維區(qū)和剪切唇面積較大,放射區(qū)面積較小,纖維區(qū)有明顯的韌窩,韌窩細小且均勻,屬于微孔聚集型韌性斷裂。

2.3 耐腐蝕性能

由圖8和表7可以看出,焊前與焊后調質處理下,接頭焊縫的極化曲線基本重合,自腐蝕電位、自腐蝕電流密度相差不大,說明2種條件下焊縫的腐蝕傾向和腐蝕速率基本相同。

采用圖9中的等效電路擬合得到電化學阻抗譜見圖10,圖中:R1 為參比電極與試樣之間的介質電阻元件;R2 為電極表面腐蝕產(chǎn)物形成的結合層電阻

元件;R3 為電荷轉移電阻元件;C 為腐蝕產(chǎn)物結合層電容元件;CPE 為雙電層電容元件。由圖10可以看出,焊后調質處理條件下焊縫的容抗弧半徑大于焊前調質處理的,說明焊后調質態(tài)焊縫的耐腐蝕能力更強。在含 Cl- 的溶液中,焊縫中鐵素體形成元素鉻、鉬會與 Cl- 結合形成可溶性氯化物[16],從而誘發(fā)材料腐蝕。

3 結 論

(1)調質態(tài)25Cr2Ni4MoV 鋼在焊接后(焊前調質處理),其焊縫組織由板條馬氏體、網(wǎng)狀δ-鐵素體和 M23C6 碳化物組成,M23C6 碳化物在原奧氏體晶界處呈鏈狀分布,使得焊縫強度和韌性降低;退火態(tài)25Cr2Ni4MoV 鋼在焊接并經(jīng)調質處理后(焊后調質處理),焊縫組織中的δ-鐵素體在淬火過程中溶解并形成均勻細小的板條馬氏體,回火后析出回火索氏體,同時在奧氏體晶界和馬氏體板條晶界還存在顆粒狀分布的 M23C6 碳化物,焊縫具有較高的強度和沖擊韌性。

(2)焊前和焊后調質處理條件下,接頭焊縫的極化曲線基本重合,自腐蝕電位、自腐蝕電流密度相差不大,說明2種條件下焊縫的腐蝕傾向和腐蝕速率基本相同;焊后調質處理條件下,焊縫的容抗弧半徑較大,說明焊后調質處理條件下焊縫的耐腐蝕能力更強。

（文章來源：材料與測試網(wǎng)-機械工程材料 > 2021年 > 1期 > pp.34）