楊 濤，袁夢(mèng)揚(yáng)，簡(jiǎn)海林，李 東

(1.國核電站運(yùn)行服務(wù)技術(shù)有限公司，上海 200233；2.上海工程技術(shù)大學(xué)材料工程學(xué)院，上海 201620)

0 引 言

304奧氏體不銹鋼具有較好的耐腐蝕和耐高溫性能、較高的強(qiáng)度、良好的韌性，以及優(yōu)異的可加工性等，廣泛應(yīng)用在汽車、化工、核電、建筑裝飾及食品醫(yī)療等行業(yè)的焊接結(jié)構(gòu)中[1]。與常規(guī)熔化焊相比，電子束焊接具有熱影響區(qū)小、對(duì)母材熱損傷小、接頭強(qiáng)度高且焊縫狹窄、變形量小等優(yōu)點(diǎn)，在304不銹鋼精密零件的連接上具有廣闊的應(yīng)用前景。304不銹鋼的室溫顯微組織是奧氏體，在熔體凝固時(shí)奧氏體結(jié)晶界面相對(duì)比較平直，所以焊接時(shí)易出現(xiàn)熱開裂現(xiàn)象[2-3]；為了避免熱裂紋的產(chǎn)生，304不銹鋼的焊接大多采用電弧填充焊，通過優(yōu)化焊材的成分，使焊縫在凝固過程中產(chǎn)生部分鐵素體來打破平直的結(jié)晶界面。然而，激光、電子束等高能束焊接為自熔焊接，無法進(jìn)行焊材填充，主要依賴調(diào)整焊接工藝參數(shù)來降低熱裂紋傾向[4]。目前，學(xué)者對(duì)304不銹鋼電子束焊接的研究主要集中在焊縫宏觀形貌的優(yōu)化、熔池行為及異種合金焊接等方面[5-8]，有關(guān)焊接速度對(duì)顯微組織和力學(xué)性能影響方面的研究相對(duì)較少，尤其是焊接速度對(duì)焊縫中鐵素體含量影響的研究更少[9-10]。為此，作者通過在不同焊接速度下對(duì)304不銹鋼進(jìn)行真空電子束焊接，研究了焊接速度對(duì)焊接接頭顯微組織和力學(xué)性能的影響，為電子束焊接在304不銹鋼結(jié)構(gòu)制造中的應(yīng)用提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

焊接母材為尺寸150 mm×200 mm×3 mm的304不銹鋼熱軋板，其實(shí)測(cè)抗拉強(qiáng)度為640 MPa，屈服強(qiáng)度為272 MPa，主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.04C，11.5Ni，18.2Cr，1.8Mn，0.6Si，0.02雜質(zhì)，余Fe。焊前，先用400#和600#砂紙對(duì)待焊區(qū)及附近區(qū)域進(jìn)行打磨處理，以去除表面的氧化膜，然后采用無水乙醇超聲清洗，吹干后放置在烘箱中于150 ℃烘干2 h。焊接設(shè)備為Pro Beam K110型電子束焊機(jī)，將處理好的待焊板材安裝在焊接平臺(tái)上，抽真空，真空度不大于500 Pa，加速電壓為120 kV,聚焦電流為2 460 mA,焊接電流為12 mA，焊接速度為10，20，30，40 mm·s-1。

焊后在焊接接頭處截取金相試樣，經(jīng)打磨、拋光，用50 mL HCl+10 mL HNO3+100 mL H2O+10 g FeCl3溶液腐蝕40 s后，在VHK-600K型數(shù)碼光學(xué)顯微鏡上觀察焊縫橫截面形貌、顯微組織，并按照GB/T 1954—2008采用金相法測(cè)定鐵素體體積分?jǐn)?shù)，測(cè)試區(qū)域?yàn)楹缚p橫截面中心位置向上1 mm處，測(cè)量時(shí)放大倍數(shù)為500倍，視場(chǎng)數(shù)不低于12個(gè)。采用HXD-1000TMC/LCD型顯微硬度計(jì)測(cè)焊縫橫截面的顯微硬度，載荷為1.96 N，保載時(shí)間為20 s，測(cè)試間距為0.1 mm。在焊接接頭處以焊縫為中心垂直于焊接方向截取拉伸試樣，承載截面尺寸為6 mm×3 mm，標(biāo)距為30 mm，按照GB/T 228—2002采用AG-IC型材料萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1，采用Hitachi S-3400N型掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)宏觀形貌和顯微組織的影響

由圖1可以看出：當(dāng)焊接速度為10，20 mm·s-1時(shí)，304不銹鋼電子束焊接頭焊縫表面存在少量飛濺；隨著焊接速度的增大，焊縫寬度變窄，邊緣趨于平直，表面魚鱗紋曲率變大。不同焊接速度下所有焊縫表面均成形良好，無表面裂紋、氣孔等缺陷。

圖1 不同焊接速度下焊縫正面的宏觀形貌Fig.1 Macromorphology of weld faces under different welding speeds

由圖2可知：當(dāng)焊接速度為10 mm·s-1時(shí)，焊縫的截面積最大，隨著焊接速度的增大，焊縫正面和背面熔寬均減小；當(dāng)焊接速度為40 mm·s-1時(shí)，試樣中出現(xiàn)未焊透現(xiàn)象，這是由于在焊接電流和電壓一定條件下，隨焊接速度的增大，焊接熱輸入減小而造成的。當(dāng)焊接速度為10，20 mm·s-1時(shí)，焊縫上表面出現(xiàn)凹陷現(xiàn)象，這是因?yàn)楫?dāng)焊接速度過慢時(shí)，焊接熱輸入過大，引起熔池表面金屬劇烈蒸發(fā)，當(dāng)熱源離開時(shí)，熔池仍未穩(wěn)定，導(dǎo)致焊縫上表面出現(xiàn)凹陷現(xiàn)象。綜上可知，使焊接接頭獲得良好成形形貌的最佳焊接速度為30 mm·s-1。由圖3可知；熔合線處存在一層細(xì)小的柱狀晶；焊縫區(qū)域存在垂直于熔合線方向并指向熔池中心的樹枝晶，樹枝晶間分布著細(xì)小的等軸晶和柱狀晶。在焊接過程中晶粒先在熔合線上形核，然后朝著與散熱相反的方向生長。隨著焊接速度增大，熔合線附近柱狀晶晶胞的尺寸變小，且枝晶間的黑色析出物增多，使晶界和亞晶界變得曲折，這可有效地抑制熱裂紋的萌生和擴(kuò)展[11]。

圖2 不同焊接速度下焊縫橫截面形貌Fig.2 Cross-section appearance of welds under different welding speeds

圖3 不同焊接速度下熔合線附近的顯微組織Fig.3 Microstructures near fusion line under different welding speeds

由圖4可以看出，不同焊接速度下焊縫中心的晶粒呈現(xiàn)等軸樹枝晶的特征，其兩側(cè)為柱狀晶結(jié)構(gòu)。在焊接熔池的不同位置，不同的溫度梯度和結(jié)晶速率造成了不同的成分過冷度，從而形成不同的結(jié)晶形態(tài)，使得焊縫不同位置具有不同的結(jié)晶組織。從焊接熔池邊緣到中心的結(jié)晶過程中，隨著固/液界面前沿液相中溫度梯度的降低、結(jié)晶速率的加快以及溶質(zhì)濃度的提升，成分過冷度不斷變大，結(jié)晶形態(tài)依次從平面晶向胞狀晶、胞狀樹枝晶和樹枝晶轉(zhuǎn)變，最終在熔池中心形成少量等軸晶[12]。隨著焊接速度的增大，焊縫中心結(jié)晶速率提高，導(dǎo)致焊縫中心晶粒越來越細(xì)小。

圖4 不同焊接速度下焊縫中心的顯微組織Fig.4 Microstructures of weld center under different welding speeds

2.2 對(duì)鐵素體含量的影響

由圖5可以看出，隨著焊接速度的增大，焊接接頭焊縫中鐵素體含量增加，且均在GB/T 1954—2008中要求的鐵素體體積分?jǐn)?shù)在4%～12%范圍內(nèi)。研究[8]表明，奧氏體不銹鋼焊縫中，鐵素體體積分?jǐn)?shù)最優(yōu)在5%左右。鐵素體的出現(xiàn)一方面可以限制磷、硫等雜質(zhì)元素的偏聚，另一方面可以使晶界變得凹凸不平而改變晶界的浸潤性，從而有效降低焊縫的熱裂紋敏感性。但是，在奧氏體不銹鋼中，過高的鐵素體含量會(huì)造成焊縫塑性及韌性的降低[13]；鐵素體含量的變化還可對(duì)不銹鋼的孔蝕和應(yīng)力腐蝕開裂產(chǎn)生影響，但對(duì)晶間腐蝕的影響不大[14]。理論上，鐵素體的含量與鉻元素含量有關(guān)；增大電流、降低焊接速度都可導(dǎo)致焊縫鐵素體含量降低。這是因?yàn)殡娏鞯脑龃蠡蚝附铀俣鹊南陆刀紩?huì)增大焊接熱輸入，造成熔池溫度升高，導(dǎo)致焊縫中強(qiáng)鐵素體元素鉻的燒損，使得鐵素體含量降低[11,15]。隨著焊接速度的增大，焊接熱輸入降低，鉻元素的燒損程度降低，因此鐵素體含量增加。

圖5 焊縫中鐵素體體積分?jǐn)?shù)隨焊接速度的變化曲線Fig.5 Curve of volume fraction of ferrite in weld vs welding speed

2.3 對(duì)硬度的影響

由圖6可知：接頭焊縫區(qū)硬度高于母材區(qū)，從熔合線到焊縫中心，硬度先降低再升高，在焊縫中心區(qū)域達(dá)到峰值；隨著焊接速度的增大，接頭相同位置處的硬度略有升高，這是因?yàn)殡S著焊接速度的增大，組織中的鐵素體含量增加，而鐵素體可以在一定程度上提高奧氏體不銹鋼的強(qiáng)度，表現(xiàn)為焊縫顯微硬度的略微提高。常溫下，細(xì)晶粒金屬比粗晶粒金屬具有更高的強(qiáng)度、硬度以及更優(yōu)異的塑性和韌性，這是因?yàn)榧?xì)晶粒受到外力而發(fā)生的塑性變形可分散在更多的晶粒內(nèi)進(jìn)行，塑性變形較均勻，應(yīng)力集中較??；同時(shí)晶粒越細(xì)小，晶界面積越大，晶界越曲折，越不利于裂紋擴(kuò)展[11，15]。焊縫中心存在一些細(xì)小的等軸晶，相比較于焊縫其他區(qū)域晶粒更細(xì)小，因此焊縫中心區(qū)域的硬度更高。

圖6 不同焊接速度下焊接接頭的硬度分布曲線Fig.6 Hardness distribution curves of welded joints under different welding speeds

2.4 對(duì)拉伸性能的影響

由圖7(a)可以看出，不同焊接速度下，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度在550～640 MPa之間，隨焊接速度增大呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)。斷裂均發(fā)生在母材區(qū)，這說明焊縫的強(qiáng)度大于母材，也說明采用電子束焊接304不銹鋼時(shí)具有較好的工藝相容性。其中，焊接速度為30 mm·s-1所對(duì)應(yīng)的接頭抗拉強(qiáng)度最大，達(dá)640 MPa，其斷口上分布著大小不一的韌窩及撕裂棱，如圖7(b)所示，呈現(xiàn)典型的韌性斷裂特征，表明焊縫金屬具有較好的塑性。電子束焊接具有極高的能量密度，可以降低焊接熱輸入，細(xì)化焊縫晶粒，提高焊接接頭的強(qiáng)度；真空環(huán)境可為焊接過程提供極為優(yōu)異的保護(hù)作用，能夠避免出現(xiàn)合金燒損、氣孔夾雜等缺陷；狹窄的焊縫寬度極大地降低了焊接接頭的殘余應(yīng)力[11，15]，從而可以提高焊接接頭的抗拉強(qiáng)度。

圖7 不同焊接速度下接頭的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線及焊接速度為30 mm·s-1時(shí)的拉伸斷口形貌Fig.7 Tensile stress-strain curve of joints under different welding speeds (a)and tensile fracture morphology under welding speed of 30 mm·s-1 (b)

3 結(jié) 論

(1)當(dāng)電子束焊接304不銹鋼的焊接速度為10，20 mm·s-1時(shí)，焊縫表面凹陷，當(dāng)焊接速度為40 mm·s-1時(shí)，接頭出現(xiàn)未焊透缺陷，當(dāng)焊接速度為30 mm·s-1時(shí)，接頭焊縫的成形質(zhì)量較好。焊縫的顯微組織主要由兩側(cè)的柱狀晶及中心的等軸晶組成，隨著焊接速度的增大，焊縫晶粒尺寸減小，焊縫中鐵素體含量增加。

(2)焊接接頭焊縫區(qū)的硬度高于母材區(qū)，且從熔合線到焊縫中心，硬度先降低再升高；隨著焊接速度的增加，焊縫的硬度略微升高。隨著焊接速度的增加，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度先增大后減小，且焊接接頭拉伸時(shí)均在母材區(qū)斷裂，當(dāng)焊接速度為30 mm·s-1時(shí)，接頭的抗拉強(qiáng)度最大，為640 MPa，斷裂方式為韌性斷裂。試驗(yàn)條件下電子束焊接304不銹鋼的最佳焊接速度為30 mm·s-1。