张 敏,仝雄伟,李 洁,许 帅,贾 芳

(西安理工大学材料科学与工程学院,西安 710048)

摘 要:对比研究了焊前和焊后调质处理条件下25Cr2Ni4MoV 钢焊接接头的显微组织、力学性能和耐腐蚀性能,调质处理工艺为920℃×1h油淬+580℃×2h回火,焊接工艺为手工焊条电弧焊。结果表明:焊前调质处理的接头焊缝组织为板条马氏体+δ-铁素体+M23C6 碳化物,焊后调质处理使焊缝中的δ-铁素体溶解,形成了板条马氏体+回火索氏体+M23C6 碳化物;焊后调质处理条件下,焊缝中的板条马氏体细小均匀,M23C6 碳化物呈颗粒状分布于原奥氏体晶界和马氏体板条晶界处,焊缝的强度、冲击韧性和耐腐蚀性能均优于焊前调质处理的。

关键词:25Cr2Ni4MoV 钢;焊缝;调质;显微组织;力学性能;耐腐蚀性能

中图分类号:TG444 文献标志码:A 文章编号:1000-3738(2021)01-0034-07

0 引 言

25Cr2Ni4MoV 马氏体合金钢具有优异的强韧性匹配特征,高的硬度及低的韧脆转变温度,广泛应用于 发 动 机 转 子。 在 850~930 ℃ 淬 火 会 加 速25Cr2Ni4MoV 钢中马氏体的形成,但若奥氏体化温度过高,得到的板条马氏体较粗大[1]。当奥氏体化温度在900 ℃左右时,大量位错滞留在奥氏体晶粒内部,为马氏体相变提供了大量有效形核位置,所得马 氏 体 有 效 晶 粒 尺 寸 较 小,在 此 条 件 下25Cr2Ni4MoV 钢焊接接头的性能较好[2]。回火温度能显著影响合金钢中铁素体基体相和碳化物的形貌,从而影响合金钢的力学性能。随着回火温度的升高,板条铁素体宽度增加,碳化物由粗大的条状合金渗碳体转变为弥散分布的针状合金碳化物,CrNi-Mo-V 系钢的硬度增大;进一步升高回火温度,

碳化物发生球化,Cr-Ni-Mo-V 系钢的强度快速下降,塑韧性快速提高[3]。张建斌等[4]研究发现,在P91耐热钢中马氏体晶界处存在δ-铁素体,并且在δ-铁素体边界聚集了大量粗大的碳化物,严重削弱了晶界的强化作用,导致了 P91钢韧性的降低。张剑桥等[5]研究发现,在5Cr15MoV 马氏体不锈钢热加工过程中,M23C6 碳化物主要在1100 ℃以下析出,但当热加工温度过低时,晶粒无法发生动态再结晶,碳化物主要呈长条状沿晶界析出;这种形状的碳化物容易引起应力集中,降低材料强度。刘松[6]研究发 现,δ-铁 素 体 的 存 在 增 强 了 1Cr17Ni2 钢 在HNO3+HF溶液中的耐腐蚀性能,但削弱了其耐Cl- 腐蚀性能。

焊接是一种重要的连接方法。使接头强度满足要求,同时提高接头的韧性是25Cr2Ni4MoV 钢焊接的研究热点。在热循环作用下,焊接接头组织会出现不均匀现象,从而影响接头韧性;通过合理的焊后热处理能够改善组织的均匀性。然而目前,有关25Cr2Ni4MoV 钢焊接接头热处理的研究较少。由于焊后热处理对高强钢焊接接头性能的影响不可预估,并且焊接结构件的强韧性问题尚未得到有效解决,因此焊接接头的热处理工艺研究非常重要。调质处理 是 25Cr2Ni4MoV 钢 工 程 应用 前 的 必 要 工序。在前期 研 究[7]中,作 者 确 定 了 25Cr2Ni4MoV钢的调质处理工艺,获得了较佳的力学性能。基于

上述研究结果,作者对25Cr2Ni4MoV 钢分别进行焊前和焊后调质处理,研究了不同工艺下焊接接头的组织和力学性能。

1 试样制备与试验方法

1.1 试样制备

试验材料为退火态 25Cr2Ni4MoV 钢,尺寸为300mm×500mm×20mm,由国内某鼓风机制造公司提供;其化学成分见表1,组织为板条马氏体+粒状贝氏体,如图1所示,力学性能见表2。焊材为马氏体合金钢专用 TENAX140焊条,化学成分见表1,其中的钼、镍等元素能降低马氏体转变开始温度 Ms,提高焊缝强度。

采 用 2 种 工 艺 制 备 25Cr2Ni4MoV 钢 焊 接 接头,分别为先调质 处 理 再 焊 接(焊 前 调 质 处 理)和先焊接再调质处理(焊后调质处理)。焊接试样的坡口形式 和 尺 寸 见 图 2,采 用 焊 前 调 质 处 理 工 艺时,先调 质 处 理 再 开 坡 口。使 用 Nebula-400 型 数字化逆变焊机 进 行 手 工 电 弧 焊(SMAW),采 用 直流正接,焊 前 预 热 温 度 为 300 ℃,正 反 各 焊 6 道,焊接顺序 为 先 正 面 3 道(编 号 为 正-1,正-2,正-3,以此类推),反面3道,再正面3道,反面3道。不同焊道的焊接电流、焊接电压和道间温度见表3。

调质处理工艺为920 ℃×1h油淬+580 ℃×2h空冷回火。淬火的目的是使过冷奥氏体发生马氏体或贝氏体 转 变,回 火 的 目 的 是 提 高 焊 接 接 头 的强韧性

1.2 试验方法

在焊接接头焊缝和热影响区取样,经磨抛,采用质量 分 数 为 4% 的 苦 味 酸 酒 精 溶 液 腐 蚀 后,在OLYMPUSGX71型光学显微镜(OM)和 VEG A3XMU 型扫描电子显微镜(SEM)上观察显微组织和微观形貌,利用SEM 附带的能谱仪(EDS)进行微区成分 分 析。 采 用 XRD-7000 型 X 射 线 衍 射 仪(XRD)测定焊缝的物相组成,扫描范围为5°~95°,测试温度为25 ℃。根据 GB/T2651-2008,在焊接接头(以焊缝为中心)和调质处理前后的母材上截取尺寸 为 ?5 mm×80 mm 的 拉 伸 试 样,标 距 为

5mm,在 HT-2402型万能试验机上进行室温拉伸试 验,拉 伸 速 度 为 0.5mm·min-1。 按 照 GB/T2650-2008,在 NI750F型冲击试验机上进行室温冲击试验,冲击试样尺寸为10mm×10mm×55mm,开 V 型缺口,缺口分别位于焊接接头焊缝和热影响区,打击瞬间摆锤的冲击速度为 5.0 m·s-1;采用VEGA3XMU 型扫描电子显微镜观察冲击断口形貌。在 CS350电化学工作站上进行电化学试验,采用三电极体系,参比电极为饱和甘汞电极(SCE),辅助电极为铂电极,工作电极为焊缝金属,工作面积为1.0cm2,电解液为体积分数为5%的 HCl溶液。极化曲线测试时的扫描速率为0.5mV·s-1,扫描范围为-0.3~0.5V。

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

由图3可以看出:焊前调质处理(焊态)的接头焊缝组织为板条马氏体+网状δ-铁素体,热影响区组织为板条马氏体+奥氏体+少量铁素体;焊后调质处理的接头焊缝组织为板条马氏体+回火索氏体,热影响区组织为回火索氏体+回火贝氏体,接头焊缝组织较为均匀细小。

焊接熔池冷却时,首先凝固形成δ-铁素体。对于 Cr-Ni系马氏体钢,当铬质量分数小于20%时,在凝固后的冷却过程中组织会发生δ→γ转变而完全转变为奥氏体,继续冷却则发生马氏体转变形成马氏体[8];同时由于冷却速率较高,在熔池凝固过程中存在合金元素偏析现象,焊态接头焊缝中形成大量网状δ-铁素体[9-11]。因此,焊前调质处理的接头焊缝组织为板条马氏体+网状δ-铁素体,其中板条马氏体由于含碳量低并且含有镍元素而韧性较好;但网 状 δ-铁 素 体 的 存 在 会 严 重 降 低 焊 缝 的 韧性[12-13]。在焊后进行调质处理时,焊缝中的δ-铁素体会优先在δ/γ'相界处共析分解为 M23C6 和γ'相;与焊态组织相比,焊后调质处理接头的整体组织较为均匀,各区域均由板条马氏体和回火索氏体组成。利用 Thermo-Calc软件计算平衡 状 态 下 接 头焊缝中各相含量随温度的变化。由图4可以看出:当温度低于600 ℃时,接头焊缝区的平衡相主要为α-铁素体,随温度的升高,α-铁素体向奥氏体转变,奥氏体转变终了温度AC3 约为760℃;当温度升高到1450 ℃时,奥氏体转变为δ-铁素体。试验时调质热处理工艺的淬火温度高于 AC3,因此在淬火温度下焊缝区组织完全奥氏体化,在随后快速冷却过程中转变为马氏体。

由图5可 知,焊 前 和 焊 后 调 质 处 理 时 焊 缝 中均析出了 M23C6 碳 化 物。结 合 图 4 分 析 可 知,在焊后冷却 过 程 中,当 δ-铁 素 体 在 原 奥 氏 体 晶 粒 内形核长大时,会析出 M23C6 和 MX(X=C,N)碳化物[13]。但由于 MX碳化物的含量太少,XRD 未能检测到。由图6可以看出:焊前和焊后调质处理时,接头焊缝区原奥氏体晶界处均出现一定量的亮白色析出相。由表4可知:该亮白色析出相颗粒主要含有铬、锰、铁、镍等元素,结合图5分析可知其应为 M23C6碳化物;焊后调质处理焊缝中 M23C6 碳化物的铬含量比焊前调质处理的高,镍含量则低于焊前调质处理的

2.2 力学性能

由表5可以看出,与焊前调质的相比,焊后调质处理的焊接接头具有更高的强度。焊前调质处理接头焊缝中的 δ-铁素体和呈链状分布的 M23C6 碳化物会降低原奥氏体晶界和板条马氏体晶界的钉扎力,同时引起应力集中,从而降低接头的强度。焊后调质处理时,马氏体晶内形成的高密度晶格缺陷会阻碍位错运动,且焊缝中在原奥氏体晶界和马氏体板条晶界处呈不连续颗粒状分布的 M23C6 碳化物可以有效阻碍晶界滑移,提高晶界强度,抑制板条结构的回复;粗大的碳化物还会成为准解理断裂的起裂点,同时碳化物的形成还会消耗合金元素,造成基体组织和δ-铁素体边界附近的固溶强化效果降低。

因此,调质态焊缝的强度得到大幅度提高[14]。调质处理前后母材的冲击功分别为106,114J。

由表6可以看出,焊后调质处理下接头焊缝和热影响区的冲击韧性均优于焊前调质处理的,2种条件下焊缝和热影响区的冲击韧性均比母材的差。δ-铁素体与马氏体基体组织的强度存在差异,会导致变形期间产生应力集中,促使裂纹萌生而降低焊缝的冲击韧性[15],因此焊前调质处理的焊缝韧性较差;焊后调质处理后,δ-铁素体消失,同时不连续颗粒状

M23C6 碳化物的析出使基体中碳含量下降,Ms 升高,马氏体基体软化,焊缝韧性得到提高。

由图7可以看出:焊前调质处理下,焊缝冲击断口上的纤维区和剪切唇面积较小,放射区面积较大,纤维区存在韧窝、河流状花样、舌状花样以及解理平台,属于混合型断裂;焊后调质处理下,焊缝冲击断口的纤维区和剪切唇面积较大,放射区面积较小,纤维区有明显的韧窝,韧窝细小且均匀,属于微孔聚集型韧性断裂。

2.3 耐腐蚀性能

由图8和表7可以看出,焊前与焊后调质处理下,接头焊缝的极化曲线基本重合,自腐蚀电位、自腐蚀电流密度相差不大,说明2种条件下焊缝的腐蚀倾向和腐蚀速率基本相同。

采用图9中的等效电路拟合得到电化学阻抗谱见图10,图中:R1 为参比电极与试样之间的介质电阻元件;R2 为电极表面腐蚀产物形成的结合层电阻

元件;R3 为电荷转移电阻元件;C 为腐蚀产物结合层电容元件;CPE 为双电层电容元件。由图10可以看出,焊后调质处理条件下焊缝的容抗弧半径大于焊前调质处理的,说明焊后调质态焊缝的耐腐蚀能力更强。在含 Cl- 的溶液中,焊缝中铁素体形成元素铬、钼会与 Cl- 结合形成可溶性氯化物[16],从而诱发材料腐蚀。

3 结 论

(1)调质态25Cr2Ni4MoV 钢在焊接后(焊前调质处理),其焊缝组织由板条马氏体、网状δ-铁素体和 M23C6 碳化物组成,M23C6 碳化物在原奥氏体晶界处呈链状分布,使得焊缝强度和韧性降低;退火态25Cr2Ni4MoV 钢在焊接并经调质处理后(焊后调质处理),焊缝组织中的δ-铁素体在淬火过程中溶解并形成均匀细小的板条马氏体,回火后析出回火索氏体,同时在奥氏体晶界和马氏体板条晶界还存在颗粒状分布的 M23C6 碳化物,焊缝具有较高的强度和冲击韧性。

(2)焊前和焊后调质处理条件下,接头焊缝的极化曲线基本重合,自腐蚀电位、自腐蚀电流密度相差不大,说明2种条件下焊缝的腐蚀倾向和腐蚀速率基本相同;焊后调质处理条件下,焊缝的容抗弧半径较大,说明焊后调质处理条件下焊缝的耐腐蚀能力更强。

文章来源：材料与测试网