張建曉，趙金龍，王純，樊丁，黃勇

(1.蘭州理工大學，蘭州 730050；2.蘭州蘭石重型裝備股份有限公司，蘭州 730314；3.哈爾濱威爾焊接有限責任公司，哈爾濱 150028)

0 前言

異種鋼連接不僅可節(jié)約貴重金屬材料、降低生產(chǎn)成本，而且充分發(fā)揮了不同材料的性能優(yōu)勢，在機械制造、石油化工、壓力容器等行業(yè)具有廣泛的應用[1]。SA537 CL2是經(jīng)過淬火熱處理的碳錳硅鋼，其生產(chǎn)工藝簡單、冷熱加工性能好，為制造壓力容器的常用材料。S32168是熱力設備部件應用最為廣泛的奧氏體不銹鋼，在壓力容器的生產(chǎn)制造中常常會涉及SA537 CL2與S32168異種鋼的焊接。目前在生產(chǎn)制造中，通常采用傳統(tǒng)的鎢極氬弧焊、焊條電弧焊對中厚板(>4.5 mm)的異種鋼進行焊接，需要開坡口、填充金屬進行多層多道焊，焊接效率低、焊接接頭質(zhì)量難以保障。

電弧輔助活性TIG焊(Arc assisted activating TIG welding，AA-TIG)是一種新型高效的焊接方法，其特點是采用小電流活性氣體保護輔助電弧，使得熔池表面張力溫度系數(shù)由負值變?yōu)檎?，導致熔池?nèi)液態(tài)金屬流態(tài)改變，電弧熱量更有效地向熔池底部傳輸，熔深成倍增加，在相同規(guī)范下，AA-TIG焊熔深可以達到常規(guī)TIG焊的2～3倍[2]。相比傳統(tǒng)焊接方法，可以減少焊接熱輸入，避免開坡口、填充金屬，極大地提高了焊接效率。因此，采用AA-TIG焊對8 mm厚的SA537 CL2低合金鋼和S32168不銹鋼進行焊接，對接頭顯微組織、力學性能等方面展開研究，可為AA-TIG焊在壓力容器中異種鋼焊接的應用提供重要的理論和實踐基礎。

1 試驗材料及工藝

1.1 試驗材料

試驗材料為SA537 CL2低合金鋼和S32168不銹鋼?；瘜W成分見表1，母材尺寸均為120 mm×70 mm×8 mm。SA537 CL2為經(jīng)過900 ℃淬火、670 ℃回火保溫0.5 h的調(diào)質(zhì)鋼，其顯微組織如圖1a所示，鐵素體基體上分布著碳化物，為典型的回火索氏體組織，具有良好的韌性、塑性和強度。S32168母材顯微組織如圖1b所示，主要為晶粒尺寸均勻的單相奧氏體組織，并在其基體上伴隨著孿晶組織，具有高的塑性和韌性，綜合力學性能良好。

表1 材料的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 SA537 CL2，S32168母材微觀組織

1.2 試驗方法

經(jīng)前期試驗探究，焊接方法如圖2所示。焊接工藝參數(shù)見表2。AA-TIG焊為一種特殊的雙鎢極耦合電弧活性焊方法，主電弧采用純氬氣保護，輔助電弧采用Ar+O2氣體保護, 氧氣流量0.5 L/min，在耦合電弧中氧氣占比為2.5%。試驗前用砂紙打磨試板，去除表面油漬和氧化層，再用酒精擦拭，待其蒸發(fā)后進行焊接。焊后根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》、GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》和GB/T 2653—2008《焊接接頭彎曲試驗方法》，采用CMT 5305電子萬能試驗機進行接頭拉伸試驗；使用微機控制沖擊試驗機在-20 ℃下對焊縫及兩側(cè)熱影響區(qū)(HAZ)進行V形缺口沖擊試驗，試樣尺寸為55 mm×10 mm×5 mm；采用HBT 106微機控制彎曲試驗機進行接頭彎曲試驗；使用Wilson VH 1102維氏硬度計測量接頭的硬度值；采用Axio Observer.Z1m光學金相顯微鏡、JSM-IT 300掃描電子顯微鏡、EPMA-1600電子探針分析儀對接頭的微觀組織進行觀察和分析。

圖2 焊接方法示意圖

表2 焊接工藝參數(shù)

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 焊接接頭宏觀形貌

焊接接頭正面形貌如圖3a所示，無明顯的咬邊和余高，焊縫成形良好。焊縫表面由于氧的引入，導致輕微氧化。

焊接接頭背面形貌如圖3b所示，焊縫均勻連續(xù)，沒有出現(xiàn)裂紋、未熔合、未焊透等缺陷。焊接接頭截面宏觀形貌如圖3c所示，上表面略有下凹，SA537 CL2熱影響區(qū)的寬度明顯大于S32168側(cè)熱影響區(qū)。

圖3 SA537 CL2/S32168焊接接頭宏觀形貌

2.2 焊接接頭顯微組織

SA537 CL2 HAZ/焊縫顯微組織如圖4a所示，SA537 CL2 HAZ由母材的回火索氏體轉(zhuǎn)變成顆粒狀貝氏體，是由于SA537 CL2母材中的碳化物及滲碳體在焊接過程中受熱分解，碳原子擴散到奧氏體中，隨著溫度下降，碳原子在奧氏體中穩(wěn)定，使其部分轉(zhuǎn)變成馬氏體，形成的M-A島分布在鐵素體基體上[3]。熔池邊緣靠近固態(tài)母材，SA537 CL2熱傳導系數(shù)大，傳熱速度快，靠近母材的液態(tài)金屬溫度低，流動性差，受到的電磁攪拌力弱，形成滯留層，使SA537 CL2 HAZ與焊縫之間的熔合區(qū)形成相互交錯的顆粒狀貝氏體和板條馬氏體組織[4]。

焊縫組織由大量板條馬氏體和殘余奧氏體組成，如圖4b所示。SA537 CL2與S32168母材受熱熔化形成焊縫熔池，在冷卻結(jié)晶時生成的δ鐵素體與周圍的液相發(fā)生包晶反應形成奧氏體，母材中合金元素進入熔池促使大部分奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體，而少量未轉(zhuǎn)變的奧氏體在焊縫中保留了下來，提高了焊縫塑性及韌性。

焊縫/S32168 HAZ組織如圖4c所示，由于S32168導熱率低，熔池液態(tài)金屬凝固緩慢，形成了從熔合線向母材方向生長的鐵素體組織。S32168奧氏體不銹鋼具有順磁性，SA537 CL2中鐵素體具有鐵磁性，焊接時，電弧會被吸引到SA537 CL2側(cè)，導致未熔合或未焊透等缺陷，為了克服該問題，在焊接時電弧偏向S32168鋼側(cè)1～2 mm，電弧的電磁攪拌力增強，使焊縫與S32168 HAZ之間形成了界線明顯的熔合線，同時S32168側(cè)母材受到的焊接熱輸入較大，導致S32168 HAZ的晶粒相較母材發(fā)生長大。

圖4 SA537 CL2/S32168焊接接頭的微觀組織

采用EPMA-1600電子探針分析儀測量焊接接頭各元素含量分布趨勢，F(xiàn)e，Cr，Ni，C元素在焊接接頭不同區(qū)域存在明顯的差異。從圖5a可以看出焊縫中Cr,Ni元素含量升高，F(xiàn)e元素含量降低，C元素在熔合區(qū)濃度升高形成波峰。在圖5b中，F(xiàn)e,C元素起始時含量較高，隨著Cr,Ni元素含量的升高而降低，S32168側(cè)熔合線處Cr,Ni元素含量明顯下降。有研究表明[5]，Cr,Ni等合金元素會降低碳的活度，因此焊縫中較高的Cr,Ni阻止了SA537 CL2母材的碳向焊縫擴散，使碳積聚于熔合區(qū)，形成了高硬度的增碳層。碳的遷移擴散主要發(fā)生在SA537 CL2熔合區(qū)內(nèi)的馬氏體組織中，很難向S32168側(cè)進行長程擴散。在SA537 CL2/焊縫界面，母材中C元素含量較多，并且相比焊縫Cr,Ni等合金元素較少，C活度大，而焊縫中Cr,Ni等合金元素含量較多，C活度小，SA537 CL2/焊縫的界面兩側(cè)C活度存在差異，在化學勢梯度的驅(qū)動下，C從活度大的SA537 CL2母材向活度小的熔合區(qū)進行擴散[6]。在S32168側(cè)熔合線Cr,Ni元素含量的降低是因母材熔化時Cr,Ni等合金元素擴散到焊縫中，一部分由于電弧熱的作用，存在一定的燒損。當焊縫中引入活性元素O含量較高時，會使接頭性能下降，為此對兩側(cè)母材及焊縫中O元素進行了線掃描。結(jié)果表明，焊縫中并未出現(xiàn)O元素含量升高現(xiàn)象。因此采用AA-TIG焊并嚴格控制輔助電弧氧氣流量(不大于1 L/min)不會使焊縫中O元素含量增加。

圖5 SA537 CL2/S32168焊接接頭的元素分布

2.3 焊接接頭硬度測試

接頭硬度分布曲線如圖6所示?？煽闯龊缚p區(qū)域硬度最高，結(jié)合顯微組織可知焊縫主要為高硬度的板條馬氏體，并且存在硬度較低的殘余奧氏體，因此焊縫硬度呈現(xiàn)鋸齒狀分布，變化區(qū)間為333～381 HV。SA537 CL2 HAZ硬度先升高后降低，由圖4a顯微組織可知，SA537 CL2 HAZ形成了顆粒狀貝氏體，硬度升高。從圖5a可知，碳在SA537 CL2側(cè)的熔合界面積聚形成高硬度的增碳層，使靠近熔合線處的SA537 CL2 HAZ脫碳軟化，致使硬度下降。S32168 HAZ的組織仍為奧氏體，晶粒略有長大。其C元素分布如圖5b所示，無明顯變化，S32168 HAZ的硬度近似于母材，在170 HV左右。

圖6 SA537 CL2/S32168焊接接頭的硬度

2.4 焊接接頭沖擊韌性試驗

為檢驗接頭韌性，結(jié)合工況條件，對母材、焊縫和兩側(cè)熱影響區(qū)進行-20 ℃低溫沖擊韌性試驗，沖擊吸收能量如圖7所示，均大于NB/T 47016—2011《承壓設備產(chǎn)品焊接試件的力學性能檢驗》標準規(guī)定的28.5 J。

圖7 SA537 CL2/S32168接頭及母材-20 ℃沖擊韌性

SA537 CL2母材沖擊吸收能量為100.9 J，熱影響區(qū)為35.4 J，相比母材下降了64.6%，其斷口形貌如圖8所示。圖8a為典型的河流狀解理斷裂。結(jié)合微觀組織與接頭硬度分布曲線可知，SA537 CL2 HAZ與焊縫之間的熔合區(qū)組織復雜，硬度分布不均，會產(chǎn)生應力集中，導致脆性增加、韌性下降，為焊接接頭薄弱區(qū)。而焊縫組織主要為板條馬氏體具有較高的強度和硬度，在沖擊時可以阻礙裂紋的擴展，并且殘余奧氏體具有良好的延展性，提高了焊縫塑性和韌性。因此焊縫沖擊吸收能量高達100.5 J，其斷口形貌如圖8b所示，呈現(xiàn)出分布均勻且尺寸較小的等軸韌窩，為顯著的韌性斷裂。S32168母材沖擊吸收能量為110.6 J，熱影響區(qū)沖擊吸收能量為86.7 J，其斷口形貌如圖8c所示，為典型的奧氏體斷口形貌，存在較大的韌窩，表明韌性良好。

圖8 SA537 CL2/S32168焊接接頭沖擊斷口微觀組織

2.5 焊接接頭拉伸及面彎、背彎試驗

對母材及接頭進行拉伸試驗，結(jié)果見表3。接頭抗拉強度為666 MPa，接近SA537 CL2母材的抗拉強度，斷裂于SA537 CL2側(cè)熔合區(qū)，這與文獻[7]中異種鋼接頭拉伸試驗規(guī)律基本相同。焊縫組織主要為板條馬氏體，具有晶格缺陷密度很高的亞結(jié)構(gòu)及高密度的位錯，使焊縫具有較高的強度。并且焊縫中較多的合金元素，起到固溶強化作用，當拉應力作用時，阻礙位錯運動，使滑移難以進行，提高了焊縫的抗拉強度。而SA537 CL2側(cè)熔合區(qū)組織復雜，導致存在較大的應力集中破壞了金屬原子間的結(jié)合，在拉應力的作用下發(fā)生剝離形成微小孔洞，隨著拉應力的增加，孔洞逐漸長大形成裂紋，導致接頭斷裂。為進一步探究拉伸斷裂機理，使用掃描電鏡觀察斷口形貌，如圖9所示，斷口呈現(xiàn)大量密集的韌窩，存在少量孔洞，黑色部分為大小、深淺有差別的韌窩，白色明亮的為晶界滑移帶[8]。韌窩的形狀主要與接頭斷裂時受拉伸和剪切應力狀態(tài)有關，拉伸應力垂直于斷裂面產(chǎn)生等軸韌窩，剪切應力平行于斷裂平面產(chǎn)生拉長韌窩，觀察斷口存在等軸韌窩和不同形狀的拉長韌窩，因此拉伸斷裂為拉伸和剪切應力共同作用的結(jié)果[9]。

表3 拉伸測試結(jié)果

圖9 接頭拉伸斷口微觀組織

試件面彎、背彎試驗可以檢測焊接接頭的薄弱區(qū)域，放大微觀缺陷，反映接頭整體性能，如圖10所示為接頭經(jīng)面彎、背彎后表面，光滑完好，未出現(xiàn)缺陷和裂紋，表明焊接接頭整體力學性能良好。

圖10 面彎、背彎試驗

3 結(jié)論

(1)采用電弧輔助活性TIG焊(AA-TIG)對8 mm厚的SA537 CL2/S32168異種鋼實現(xiàn)了單面焊雙面成形，接頭綜合力學性能良好，與傳統(tǒng)焊接方法相比，不需要開坡口和多層多道焊，極大地提高了焊接效率。

(2)SA537 CL2側(cè)熱影響區(qū)組織產(chǎn)生了顆粒狀貝氏體，在SA537 CL2側(cè)熔合區(qū)，母材與焊縫金屬混合不均勻，其組織為顆粒狀貝氏體與板條馬氏體，焊縫組織為板條馬氏體和殘余奧氏體，S32168側(cè)熱影響區(qū)組織仍為奧氏體，其晶粒存在一定程度的長大。

(3)SA537 CL2/S32168異種鋼焊接接頭的抗拉強度接近SA537 CL2母材，拉伸斷裂發(fā)生在SA537 CL2側(cè)熔合區(qū)，在SA537 CL2與焊縫的熔合界面處存在高硬度的增碳層。接頭硬度值順序為焊縫>SA537 CL2 HAZ>SA537 CL2母材>S32168(HAZ)母材，焊縫金屬的沖擊韌性可以達到SA537 CL2母材水平，試樣彎曲面上均未出現(xiàn)裂紋，接頭面、背彎試驗合格。