鄔親丹 林毅 官忠波 楊飛 朱宇霆

摘要：采用E101T1-K3C低合金高強鋼藥芯焊絲對EH620鋼進行焊接。焊接接頭分別在460℃、580℃進行保溫1h回火熱處理，應用金相顯微鏡、材料試驗機、沖擊試驗機、掃描電子顯微鏡等對試樣進行分析與測量。結果表明：焊態(tài)下熔敷金屬顯微組織為條狀鐵素體+少量貝氏體+第二相顆粒，熔合區(qū)顯微組織為片狀鐵素體+馬氏體+第二相顆粒。焊接接頭經過460℃×1h焊后回火處理后，焊縫區(qū)的顯微組織為鐵素體+少量貝氏體+第二相顆粒，熔合區(qū)組織為鐵素體+回火屈氏體+第二相顆粒。焊接接頭經過580℃×1h回火處理后，焊縫及熔合區(qū)顯微組織均為鐵素體+回火索氏體+第二相顆粒；熔敷金屬屈服強度由725MPa下降589MPa，-40℃沖擊吸收能量KV2由71J提高到114J；維氏硬度值在焊接接頭焊縫及熱影響區(qū)的分布趨向一致，焊接接頭具有理想的力學性能。

關鍵詞：E101T1-K3C；高強鋼焊絲；焊接；回火

基金項目：四川省科技計劃專項（2022YFG0363）

中圖分類號：TG455，TG156.5

前言世界航運業(yè)的迅猛發(fā)展對船舶要求越來越高，導致各種大型船舶、特種船舶對造船材料的要求也隨之不斷提高。低合金鋼因其良好的力學性能，在船舶工業(yè)中得到廣泛應用[1-2]。

焊縫周圍存在的較高殘余應力會導致應力腐蝕，開裂的問題，造成結構件的破壞，一般采用焊后回火熱處理來降低殘余應力的影響[3-4]。研究基于經E101T1-K3C焊絲焊接后的EH620鋼焊縫組織及回火狀態(tài)的焊縫組織與力學性能的測試與評價數(shù)據(jù)，闡明相應焊接接頭微觀組織、力學性能與回火制度的關系，為E101T1-K3C低合金高強鋼藥芯焊絲的應用提供焊接工藝理論依據(jù)。

1試驗材料與方法

采用直徑1.2mm的E101T1-K3C低合金高強鋼藥芯焊絲，以20mm厚的EH620鋼板為基材。焊接方式為多層多道焊接，采用CO2作為保護氣體，焊接電流為240～250A，焊接電壓為29～30V。焊接速度為20～25cmmin，預熱及道溫為135～165℃。E101T1-K3C焊絲的熔敷金屬和EH620鋼的化學成分如表1所示[4]。焊接完成后，應用陶瓷纖維馬弗爐TCX3-5-120對焊接接頭分別進行460℃、580℃保溫1h的焊后回火熱處理。應用ZEISSAxioVert.Al金相顯微鏡對焊接接頭顯微組織進行觀察分析，利用維氏硬度計分別對焊接接頭的各個區(qū)域硬度進行測試，運用TESCANVEGA3EasyProbe掃描電子顯微鏡觀察斷口形貌，使用材料試驗機RGM-50測試拉伸性能，采用沖擊試驗機JB-300B測量沖擊吸收能量。2結果與討論

2.1顯微組織

2.1.1焊態(tài)的顯微組織

焊縫區(qū)顯微組織如圖1所示，焊縫區(qū)的顯微組織為條狀鐵素體+少量貝氏體+第二相顆粒，如圖1（a）所示。第二相顆粒包含合金碳化合物與合金化合物等，顆粒彌散分布在鐵素體基體上，對焊縫起彌散強化作用，從而提高熔敷金屬的強度硬度[5-6]。圖1（b）是焊接接頭熔合區(qū)顯微組織，組織為片狀鐵素體+馬氏體+第二相顆粒。圖1（b）左邊為焊縫邊緣組織，組織為片狀鐵素體+少量馬氏體+第二相顆粒。焊接過程中，焊縫區(qū)焊接溫度高，焊絲E101T1-K3C和被焊接金屬EH620鋼都被熔化為液態(tài)，兩種材料中的碳元素與合金元素會發(fā)生相互擴散；EH620鋼中的碳擴散到熔敷金屬中，使焊縫邊緣碳含量顯著提高，冷卻后形成馬氏體組織。圖1（b）右邊為熱影響區(qū)組織，組織為片狀鐵素體+馬氏體+第二相顆粒。圖1（b）所示的熔合區(qū)組織均比圖1（a）所示的焊縫中心組織更粗大。

2.1.2460℃回火處理后的顯微組織

經過460℃×1h回火處理后的焊接接頭顯微組織如圖2所示。460℃×1h回火處理后，原焊縫中的貝氏體分解析出θ-Fe3C并集聚，呈非均勻分布[7-8]。焊縫區(qū)的顯微組織為鐵素體+少量貝氏體+第二相顆粒，如圖2（a）所示。圖2（b）是熔合區(qū)460℃×1h回火顯微組織，原焊縫中的馬氏體經過460℃×1h回火處理后分解為回火屈氏體，熔合區(qū)組織為鐵素體+回火屈氏體+第二相顆粒。

2.1.3580℃回火處理后的顯微組織

焊接接頭經過580℃×1h回火處理后的顯微組織如圖3所示。580℃回火處理后，貝氏體分解析出的θ-Fe3C轉變?yōu)闈B碳體，顆粒數(shù)量減少，尺寸趨于均勻，形成彌散分布的細小滲碳體顆粒。焊縫區(qū)的顯微組織為鐵素體+少量回火索氏體+第二相顆粒，如圖3（a）所示。第二相顆粒彌散分布，該組織具有較好的綜合力學性能。圖3（b）是熔合區(qū)580℃×1h回火顯微組織，組織為粗條狀鐵素體+回火索氏體+第二相顆粒。2.2維氏硬度

利用維氏硬度計測量E101T1-K3C焊接接頭及焊后回火處理的焊接接頭硬度值，將測量結果繪制為維氏硬度值分布曲線圖，如圖4所示。

由焊態(tài)焊接接頭維氏硬度值分布曲線可見，焊縫區(qū)硬度值稍高于EH620鋼母材的硬度值。焊接過程中，E101T1-K3C焊絲含有的弱碳化物形成元素Mn、Mo與C形成第二相顆粒，第二相顆粒彌散分布在基體中對位錯運動形成釘扎，起彌散強化作用；而E101T1-K3C焊絲中還存在非碳化物形成元素Ni，Ni原子固溶于焊縫的基體中，使其晶格發(fā)生畸變，畸變會增大位錯運動的阻力，使合金固溶體的強度、硬度提高；同時，焊縫區(qū)由于合金元素較多，還形成了少量的貝氏體，進一步提高了熔敷金屬的強度、硬度。所以，焊縫區(qū)有第二相顆粒的彌散強化、固溶強化及貝氏體強化的綜合作用，使得焊縫區(qū)的平均維氏硬度值達到了352HV0.2。焊態(tài)試樣維氏硬度值分布曲線中的熱影響區(qū)硬度值出現(xiàn)了較大升高，最高值達到402HV0.2。熱影響區(qū)硬度值高，是因為母材EH620鋼經過焊接加熱后的快速冷卻，使其顯微組織由鐵素體+珠光體轉變成了片狀鐵素體+馬氏體+第二相，由于馬氏體強化，使得該區(qū)域硬度值快速提高，但塑性也極大下降。

由460℃回火焊接接頭維氏硬度值分布曲線可見，焊接接頭經過回火處理后，由于焊縫顯微組織中少量貝氏體分解析出θ-Fe3C并集聚，鐵素體和第二相顆粒略為長大，使焊縫硬度值比焊態(tài)時稍有降低；焊接接頭熱影響區(qū)經過460℃×1h回火后，其中的馬氏體組織轉變?yōu)榛鼗鹎象w，而鐵素體和第二相顆粒略有長大，這也使得熱影響區(qū)的硬度值下降，韌性上升。

由580℃回火焊接接頭維氏硬度值分布曲線可見，焊接接頭經過580℃×1h回火處理后，維氏硬度值分布曲線更平順，硬度值的高低起伏差變小。由于焊縫中的貝氏體轉變成回火索氏體，鐵素體和第二相顆長粗長大，導致焊縫硬度值下降，韌性提高；而焊接接頭熱影響區(qū)經過580℃×1h回火后，其中的馬氏體組織轉變?yōu)榛鼗鹚魇象w，鐵素體和第二相顆粒長大，促使熱影響區(qū)的硬度值下降較多，韌性上升。

2.3力學性能

應用E101T1-K3C低合金高強鋼藥芯焊絲制作EH620鋼焊接接頭，經過460℃、580℃保溫1h回火處理后，截取相應熔敷金屬加工為拉伸試樣與沖擊試樣。熔敷金屬試樣的拉伸性能與-40℃沖擊吸收能量測量結果如表2所示。

焊態(tài)試樣屈服強度最高，達到了725MPa，同時，焊態(tài)試樣的斷后伸長率為17.5%，-40℃低溫沖擊吸收能量KV2為71J。經過460℃×1h焊后回火熱處理，熔敷金屬的屈服強度由725MPa下降到678MPa，斷后伸長率與-40℃沖擊吸收能量KV2則有所提高。經過580℃×1h焊后回火熱處理，熔敷金屬的屈服強度由725MPa下降到589MPa，-40℃沖擊吸收能量KV2顯著提高，由71J提高到了114J。綜合表2數(shù)據(jù)，通過580℃×1h回火處理，使焊縫的鐵素體略為長大，貝氏體轉變?yōu)榛鼗鹚魇象w，從而使屈服強度下降，沖擊韌性大幅提高，綜合力學性能最佳。

2.4斷口分析

在熔敷金屬沖擊試樣試樣中，取焊態(tài)及580℃×1h回火態(tài)斷口試樣進行斷裂形貌分析，-40℃低溫沖擊吸收能量KV2斷口形貌分別如圖5和圖6所示。

熔敷金屬沖擊斷口宏觀形貌如圖5（a）、圖6（a）所示，2個沖擊試樣宏觀斷口正常，具有完整的沖擊斷口形貌。宏觀斷口可見明顯的纖維區(qū)（裂紋源）、放射結晶區(qū)、底部及邊緣剪切唇區(qū)。熔敷金屬沖擊斷口纖維區(qū)微觀形貌如圖5（b）、圖6（b）所示，2個沖擊試樣斷口的纖維區(qū)都是典型的韌窩形貌。斷口的放射結晶區(qū)微觀形貌見圖5（c）、圖6（c），焊態(tài)熔敷金屬沖擊斷口放射結晶區(qū)全部為解理斷裂[9]，斷面上有解理河流花紋，有少量撕裂棱、裂紋等；而580℃×1h回火熔敷金屬沖擊斷口放射結晶區(qū)中，大部分為解理斷裂面，同時還有少量韌窩、裂紋等。580℃×1h回火沖擊斷口結晶狀區(qū)出現(xiàn)的韌窩形貌證實，通過回火處理熔敷金屬的韌性獲得了提高，實際測量結果更是，-40℃沖擊吸收能量KV2由71J提高到了114J。熔敷金屬經過580℃×1h回火后，由于組織中的回火索氏體和第二相顆粒均以不同大小的顆粒彌散分布在鐵素體基體上，從而以彌散強化形式提高強度，同時又保持了鐵素體基體的高韌性[10]。所以，580℃×1h回火后，熔敷金屬不僅能夠保持較高強度，同時，塑性韌性極大提高，綜合性能顯著上升。

綜上所述，E101T1-K3C焊接接頭經過580℃×1h回火處理后，熔敷金屬能夠保持較高強度，塑性上升，-40℃沖擊吸收能量KV2極大提高，同時，維氏硬度值在焊接接頭焊縫及HAZ的分布趨向平順，硬度值的高低變化減小，焊接接頭力學性能均勻一致。

3結論

（1）焊態(tài)熔敷金屬顯微組織是條狀鐵素體+少量貝氏體+第二相顆粒；焊接接頭熔合區(qū)顯微組織是片狀鐵素體+馬氏體+第二相顆粒。580℃×1h回火后，焊接接頭的焊縫及熔合區(qū)顯微組織為鐵素體+回火索氏體+第二相顆粒。

（2）熔敷金屬沖擊斷口宏觀形貌正常，有完整的沖擊斷口形貌。宏觀斷口可見明顯的纖維區(qū)、放射結晶區(qū)、底部及邊緣剪切唇區(qū)。580℃×1h回火熔敷金屬沖擊斷口放射結晶區(qū)中，大部分為解理斷裂面，同時還有少量韌窩、裂紋等。

（3）E101T1-K3C熔敷金屬經過580℃×1h回火處理后，在保持較高強度的前提下，沖擊韌性得到極大提高，-40℃沖擊吸收能量KV2由71J提高到了114J。同時，維氏硬度值在焊接接頭焊縫及HAZ的分布趨向平順，硬度值的高低變化減小，焊接接頭力學性能均勻一致，綜合力學性能最佳。

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收稿日期：2023-10-09

鄔親丹簡介：1989年出生，工程師；主要從事焊接技術研究；454857449@qq.com。

通訊作者簡介：官忠波，1989年出生，工程師；主要從事焊接技術研究；443588695@qq.com。