杨 涛1,袁梦扬1,简海林1,李 东2
(1.国核电站运行服务技术有限公司,上海200233;2.上海工程技术大学材料工程学院,上海201620)
摘 要:在加速电压为120kV、聚焦电流为2460mA、焊接电流为12mA条件下,采用真空电 子束对3mm厚304不锈钢板进行焊接,研究了焊接速度(10~40mm·s-1)对接头显微组织和力 学性能的影响。结果表明:焊缝的显微组织主要由两侧的柱状晶及中心的等轴晶组成;随着焊接速 度的增大,焊缝晶粒尺寸减小,铁素体体积分数增加,接头各区域的硬度均有提高,抗拉强度先增大 后减小,拉伸后接头均在母材处断裂。试验条件下真空电子束焊接304不锈钢的最佳焊接速度为 30mm·s-1,此时焊缝的成形质量较好,铁素体体积分数为7.4%,硬度较高,抗拉强度最大,为 640MPa,拉伸断口呈现韧性断裂特征。
关键词:304不锈钢;真空电子束焊;焊接速度;铁素体含量;拉伸性能
中图分类号:TG456.3 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2021)12-0031-05
0 引 言
304奥氏体不锈钢具有较好的耐腐蚀和耐高温
性能、较高的强度、良好的韧性,以及优异的可加工
性等,广泛应用在汽车、化工、核电、建筑装饰及食品
医疗等行业的焊接结构中[1]。与常规熔化焊相比,
电子束焊接具有热影响区小、对母材热损伤小、接头
强度高且焊缝狭窄、变形量小等优点,在304不锈钢
精密零件的连接上具有广阔的应用前景。304不锈
钢的室温显微组织是奥氏体,在熔体凝固时奥氏体
结晶界面相对比较平直,所以焊接时易出现热开裂
现象[2-3];为了避免热裂纹的产生,304不锈钢的焊
接大多采用电弧填充焊,通过优化焊材的成分,使焊
缝在凝固过程中产生部分铁素体来打破平直的结晶界面。然而,激光、电子束等高能束焊接为自熔焊
接,无法进行焊材填充,主要依赖调整焊接工艺参数
来降低热裂纹倾向[4]。目前,学者对304不锈钢电
子束焊接的研究主要集中在焊缝宏观形貌的优化、
熔池行为及异种合金焊接等方面[5-8],有关焊接速度
对显微组织和力学性能影响方面的研究相对较少,
尤其是焊接速度对焊缝中铁素体含量影响的研究更
少[9-10]。为此,作者通过在不同焊接速度下对304
不锈钢进行真空电子束焊接,研究了焊接速度对焊
接接头显微组织和力学性能的影响,为电子束焊接
在304不锈钢结构制造中的应用提供参考。
1 试样制备与试验方法
焊接母材为尺寸150mm×200mm×3mm的 304不锈钢热轧板,其实测抗拉强度为640MPa,屈 服强度为272MPa,主要化学成分(质量分数/%)为 0.04C,11.5Ni,18.2Cr,1.8Mn,0.6Si,0.02杂质,余 Fe。焊前,先用400# 和600# 砂纸对待焊区及附近 区域进行打磨处理,以去除表面的氧化膜,然后采用 无水乙醇超声清洗,吹干后放置在烘箱中于150℃ 烘干2h。焊接设备为ProBeamK110型电子束焊 机,将处理好的待焊板材安装在焊接平台上,抽真 空,真空度不大于500Pa,加速电压为120kV,聚焦 电流为2460mA,焊接电流为12mA,焊接速度为 10,20,30,40mm·s-1。 焊后在焊接接头处截取金相试样,经打磨、抛 光,用50mLHCl+10mLHNO3+100mLH2O+ 10gFeCl3 溶液腐蚀40s后,在VHK-600K型数码 光学显微镜上观察焊缝横截面形貌、显微组织,并按 照GB/T1954—2008采用金相法测定铁素体体积 分数,测试区域为焊缝横截面中心位置向上1mm 处,测量时放大倍数为500倍,视场数不低于12个。 采用 HXD-1000TMC/LCD型显微硬度计测焊缝横 截面的显微硬度,载荷为1.96N,保载时间为20s, 测试间距为0.1mm。在焊接接头处以焊缝为中心 垂直于焊接方向截取拉伸试样,承载截面尺寸为 6mm×3mm,标距为30 mm,按照 GB/T228— 2002采用 AG-IC型材料万能试验机进行室温拉伸 试验,拉伸速度为1 mm·min-1,采用 HitachiS3400N型扫描电镜观察拉伸断口形貌。
2 试验结果与讨论
2.1 对宏观形貌和显微组织的影响
由图1可以看出:当焊接速度为10,20mm·s-1
时,304不锈钢电子束焊接头焊缝表面存在少量飞
溅;随着焊接速度的增大,焊缝宽度变窄,边缘趋于
平直,表面鱼鳞纹曲率变大。不同焊接速度下所有
焊缝表面均成形良好,无表面裂纹、气孔等缺陷。
由图2可知:当焊接速度为10mm·s-1时,焊缝
的截面积最大,随着焊接速度的增大,焊缝正面和背
面熔宽均减小;当焊接速度为40mm·s-1时,试样
中出现未焊透现象,这是由于在焊接电流和电压一
定条件下,随焊接速度的增大,焊接热输入减小而造
成的。当焊接速度为10,20mm·s-1时,焊缝上表
面出现凹陷现象,这是因为当焊接速度过慢时,焊接
热输入过大,引起熔池表面金属剧烈蒸发,当热源离
开时,熔池仍未稳定,导致焊缝上表面出现凹陷现
象。综上可知,使焊接接头获得良好成形形貌的最
佳焊接速度为30mm·s-1。由图3可知;熔合线处
存在一层细小的柱状晶;焊缝区域存在垂直于熔合线
方向并指向熔池中心的树枝晶,树枝晶间分布着细小
的等轴晶和柱状晶。在焊接过程中晶粒先在熔合线
上形核,然后朝着与散热相反的方向生长。随着焊接
速度增大,熔合线附近柱状晶晶胞的尺寸变小,且枝
晶间的黑色析出物增多,使晶界和亚晶界变得曲折,
这可有效地抑制热裂纹的萌生和扩展[11]。
由图4可以看出,不同焊接速度下焊缝中心的 晶粒呈现等轴树枝晶的特征,其两侧为柱状晶结构。 在焊接熔池的不同位置,不同的温度梯度和结晶速 率造成了不同的成分过冷度,从而形成不同的结晶 形态,使得焊缝不同位置具有不同的结晶组织。从 焊接熔池边缘到中心的结晶过程中,随着固/液界面 前沿液相中温度梯度的降低、结晶速率的加快以及 溶质浓度的提升,成分过冷度不断变大,结晶形态依 次从平面晶向胞状晶、胞状树枝晶和树枝晶转变,最 终在熔池中心形成少量等轴晶[12]。随着焊接速度 的增大,焊缝中心结晶速率提高,导致焊缝中心晶粒 越来越细小。
2.2 对铁素体含量的影响
由图5可以看出,随着焊接速度的增大,焊接接
头焊缝中铁素体含量增加,且均在 GB/T1954—
2008中要求的铁素体体积分数在4%~12%范围
内。研究[8]表明,奥氏体不锈钢焊缝中,铁素体体积
分数最优在5%左右。铁素体的出现一方面可以限
制磷、硫等杂质元素的偏聚,另一方面可以使晶界变
得凹凸不平而改变晶界的浸润性,从而有效降低焊
缝的热裂纹敏感性。但是,在奥氏体不锈钢中,过高
的铁素体含量会造成焊缝塑性及韧性的降低[13];铁
素体含量的变化还可对不锈钢的孔蚀和应力腐蚀开
裂产生影响,但对晶间腐蚀的影响不大[14]。理论
上,铁素体的含量与铬元素含量有关;增大电流、降
低焊接速度都可导致焊缝铁素体含量降低。这是因
为电流的增大或焊接速度的下降都会增大焊接热输
入,造成熔池温度升高,导致焊缝中强铁素体元素铬的烧损,使得铁素体含量降低[11,15]。随着焊接速度
的增大,焊接热输入降低,铬元素的烧损程度降低,
因此铁素体含量增加。
2.3 对硬度的影响
由图6可知:接头焊缝区硬度高于母材区,从熔
合线到焊缝中心,硬度先降低再升高,在焊缝中心区
域达到峰值;随着焊接速度的增大,接头相同位置处
的硬度略有升高,这是因为随着焊接速度的增大,组
织中的铁素体含量增加,而铁素体可以在一定程度
上提高奥氏体不锈钢的强度,表现为焊缝显微硬度
的略微提高。常温下,细晶粒金属比粗晶粒金属具
有更高的强度、硬度以及更优异的塑性和韧性,这是
因为细晶粒受到外力而发生的塑性变形可分散在更
多的晶粒内进行,塑性变形较均匀,应力集中较小;
同时晶粒越细小,晶界面积越大,晶界越曲折,越不
利于裂纹扩展[11,15]。焊缝中心存在一些细小的等
轴晶,相比较于焊缝其他区域晶粒更细小,因此焊缝
中心区域的硬度更高。
2.4 对拉伸性能的影响
由图7(a)可以看出,不同焊接速度下,焊接接
头的抗拉强度在550~640MPa之间,随焊接速度
增大呈现先增大后减小的趋势。断裂均发生在母材区,这说明焊缝的强度大于母材,也说明采用电子束
焊接304不锈钢时具有较好的工艺相容性。其中,
焊接速度为30mm·s-1所对应的接头抗拉强度最
大,达640MPa,其断口上分布着大小不一的韧窝及撕裂棱,如图7(b)所示,呈现典型的韧性断裂特征,
表明焊缝金属具有较好的塑性。电子束焊接具有极
高的能量密度,可以降低焊接热输入,细化焊缝晶
粒,提高焊接接头的强度;真空环境可为焊接过程提
供极为优异的保护作用,能够避免出现合金烧损、气
孔夹杂等缺陷;狭窄的焊缝宽度极大地降低了焊接
接头的残余应力[11,15],从而可以提高焊接接头的抗
拉强度。
3 结 论
(1)当电子束焊接304不锈钢的焊接速度为 10,20mm·s-1时,焊缝表面凹陷,当焊接速度为 40mm·s-1时,接头出现未焊透缺陷,当焊接速度为 30mm·s-1时,接头焊缝的成形质量较好。焊缝的 显微组织主要由两侧的柱状晶及中心的等轴晶组 成,随着焊接速度的增大,焊缝晶粒尺寸减小,焊缝 中铁素体含量增加。
(2)焊接接头焊缝区的硬度高于母材区,且从熔合线到焊缝中心,硬度先降低再升高;随着焊接速
度的增加,焊缝的硬度略微升高。随着焊接速度的
增加,焊接接头的抗拉强度先增大后减小,且焊接接
头拉伸时均在母材区断裂,当焊接速度为30mm·
s-1时,接头的抗拉强度最大,为640MPa,断裂方式
为韧性断裂。试验条件下电子束焊接304不锈钢的
最佳焊接速度为30mm·s-1。
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