V、Nb對耐火實心焊絲顯微組織及力學性能的影響

周秀，肖輝英，朱騰輝，錢廣祿

摘要：設計了3組不同合金成分體系的耐火實心焊絲，并進行了對比試驗。通過化學成分檢測、拉伸試驗、光學顯微鏡及掃描電子顯微鏡等試驗方法，并結合力學性能及金相組織試驗結果，分析V、Nb元素對耐火實心焊絲熔敷金屬顯微組織及力學性能的影響，探討了微觀組織與力學性能之間的關系。結果表明，成分中添加V、Nb在高溫下均可促進碳化物的彌散析出，增強析出強化作用，并且增強纖維組織在高溫下的穩定性，從而顯著增加熔敷金屬在600 ℃的高溫屈服強度，但Nb元素的添加會明顯降低熔敷金屬的低溫沖擊韌性。采用Mo+V合金體系的實心焊絲在保證高溫屈服強度的基礎上能夠得到良好的低溫沖擊韌性。

關鍵詞：耐火實心焊絲;顯微組織;力學性能;高溫屈服強度

中圖分類號：TG422.3? ? ? 文獻標志碼：A? ? ? ? ?文章編號：1001-2003（2021）10-0072-07

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.10.13

0? ? 前言

建筑鋼結構具有自重輕、造價低和施工周期短等優點，但普通建筑用鋼在350 ℃高溫時屈服強度迅速下降到50%以下[1]，700 ℃時僅為50 MPa[2]。隨著現代化建筑工業的迅猛發展，通過在建筑材料表面涂覆耐火涂層的單一方法費工費時、污染環境、成本高，已經逐漸被摒棄[3]。為了保護環境、降低成本及加快施工進度，人們逐漸嘗試從建筑材料入手來提升建筑物的耐火性能，其中重要的一個方面就是加強對耐火鋼的開發[4]。在20世紀80年代日本就提出耐火鋼概念，允許建筑物不使用耐火涂層，根據鋼的高溫強度確定其使用溫度，使新材料在鋼結構上得到應用[5]。

國內外已經開展了耐火溫度為600 ℃的建筑用耐火鋼研制工作，該鋼的主要技術指標為600 ℃屈服強度不低于室溫屈服強度的2/3，并能保持1～3 h[6]。耐火鋼的許多應用環境為嚴寒地帶，部分季節溫度達到零度以下，因此除了高溫強度的性能指標外，對低溫沖擊韌性也有很高的要求。與此同時，耐火鋼配套焊材要具備對應的耐火性能，即600 ℃保持良好的屈服強度及低溫沖擊韌性。國內有關耐火焊接材料的報道資料有限，焊材中添加相關合金元素的系統研究更是少有報道。

耐火焊材的化學成分設計一般采用低C-Mo合金化方案，較多地考慮了Mo元素添加后的析出強化效果。但Mo金屬價格較高，其含量的增加將會導致焊材生產成本增加，應用受到限制。合金元素中V、Nb也是強碳化物形成元素，促進碳化物的彌散析出。為了在保證高溫力學性能的前提下減少焊絲中Mo元素添加量，文中深入研究了V、Nb對實心焊絲熔敷金屬組織與性能的影響以及高溫后的析出現象，為今后耐火實心焊絲的研制工作提供參考。

1 試驗材料和方法

1.1 試驗材料

試驗用實心焊絲采用φ6.5 mm盤條作為原料，經過一系列拉拔退火工藝后制成3組φ1.2 mm成品實心焊絲，化學成分如表1所示。其中1#為無V、Nb的試驗對比焊絲，2#添加了微量的V元素，3#在2#基礎上加入微量Nb元素。

1.2 試驗方法

試驗用鋼板為DH36鋼板，鋼板尺寸300 mm×

100 mm×20 mm，試板具體加工尺寸按照GB/T 8110 2008標準要求執行。用3組實心焊絲分別焊接熔敷金屬試板，焊前不預熱，焊后空冷，焊接工藝參數如表2所示。焊后試板進行了超聲探傷，在焊后試板上取常溫拉棒、高溫拉棒、焊縫中心硬度塊、沖擊塊及金相試塊。按照GB/T 8110 2008標準取樣并加工室溫力學性能試樣，按GB228標準進行性能測試。低溫沖擊試驗溫度-40 ℃，采用V型缺口沖擊試樣;高溫拉棒取樣、加工及測試均按GB/T 4338-2006標準執行，高溫拉伸試驗為600 ℃保溫3 h。常溫拉伸試驗設備為WEW-600C萬能試驗機，高溫拉伸試驗設備為AG-IC 100KN 電子高溫拉伸試驗機，沖擊試驗設備為JB-300B型擺錘式試驗機。采用不同型號砂紙研磨金相試樣，經4%硝酸酒精腐蝕后，通過奧林巴斯GX51倒置式金相顯微鏡觀察分析焊后熔敷金屬的金相組織。用ZEISS? GeminiSEM500掃描電鏡對腐蝕后的金相試樣進行更高倍數的微觀組織結構分析。

2 試驗結果

2.1 無損探傷

1#、2#、3#焊后試板進行無損超聲探傷，3組檢測結果均未出現裂紋，說明加入Mn元素，及Mo、V、Nb等合金元素的含量對焊縫的結晶裂紋影響不大，沒有造成結晶裂紋。

2.2 力學性能

3組焊絲熔敷金屬力學性能測試結果如表3所示。可以看出，1#試樣的常溫及高溫抗拉強度明顯低于2#及3#，并且經600 ℃×3 h高溫加熱后屈服強度與常溫屈服強度比值也最小，只有0.46。2#試樣不僅常溫及高溫抗拉強度明顯高于1#，并且高溫與常溫屈服強度的比值也增加到0.52。2#與1#的低溫沖擊功相近，平均值都在60 J以上。3#試樣常溫及高溫抗拉強度與2#相比進一步提高，并且高溫與常溫屈服強度比值也提升到0.60。這說明V、Nb元素均能減緩材料在高溫加熱時屈服強度的下降速度。但是加入Nb元素后的3#試樣低溫沖擊韌性明顯降低，沖擊功平均值約為20 J，與1#、2#相比下降了將近40 J。這說明Nb元素嚴重降低熔敷金屬的低溫沖擊韌性，3#雖然耐高溫性能最好，但是較低的低溫沖擊韌性使3#焊絲并不適合在寒冷的環境下使用。對3組試驗的焊縫中心處進行維氏硬度檢測，發現3#焊縫硬度最高，1#最低，其趨勢與強度檢測一致。

2.3 顯微組織

1#試樣熔敷金屬常溫金相組織及高溫熱處理后的金相組織如圖1所示，兩種組織有明顯差別。可以看出，1#試樣組織中含有少量針狀鐵素體和少量先共析鐵素體，絕大部分區域的組織特征為鐵素體上分布著黑色或灰黑色的點狀質點，主要為一些碳化物和殘余奧氏體及馬氏體組成的混合物，這種島狀組織即（M+A）島，多數區域的（M+A）島分布具有一定的方向性，鐵素體基體上分布有方向性的（M+A）島區域被許多研究者稱為粒狀貝氏體[7]。高溫金相組織為針狀鐵素體+先共析鐵素體+少量粒狀貝氏體，加熱后鐵素體組織變得更加粗大，粒狀貝氏體相對常溫組織明顯減少，這是在高溫環境下M+A組元部分溶解造成的，這一現象在電鏡下觀察更為明顯。2#試樣金相組織如圖2所示，2#試樣也是以粒狀貝氏體為主，夾雜少量的針狀鐵素體，且高溫加熱后的組織粒狀貝氏體明顯減少，但高溫后的組織均勻細小，沒有明顯的粗大現象。3#試樣金相組織如圖3所示，其顯微組織也是以粒狀貝氏體為主，其間分布少量的針狀鐵素體。但是3#貝氏體中的鐵素體基體具有一定的方向性，呈板條狀，3#高溫金相組織與常溫相比，除貝氏體中的M+A組元明顯減少、鐵素體數量增多外，組織并未變得粗大，這說明加入了V、Nb元素均能提高針狀鐵素體在高溫下的穩定性。

1#、2#、3#試樣的掃描電鏡照片如圖4～圖9所示。觀察發現，各組試樣的常溫組織中都是粒狀貝氏體+先共析鐵素體+針狀鐵素體，其中2#試樣組織最為均勻細小，3#組織最為粗大。經過高溫加熱處理后的3組金相組織中，粒狀貝氏體中的M+A組元都有明顯減少，放大到更大倍數（10 000×）后發現3組試樣基體上都出現了一種極為細小的析出物質，這種組織比常溫下粒狀貝氏體中的M+A組元更加細小。對這幾張高溫試樣照片進行了面掃如圖10所示，發現這些極為細小的物質都富集了碳，推測為合金的碳化物，但由于合金含量少，碳化物面積小，用能譜無法推測是哪種元素的碳化物。從數量上看，1#的微合金碳化物析出量最少，3#的碳化物析出量最多。由此可見，高溫加熱后熔敷金屬的組織出現了細小彌散分布的碳化物析出。

3 分析與討論

常溫下添加的微合金元素大部分在鐵素體中以固溶形式存在，強化了鐵素體基體。同時也會減緩碳化物從奧氏體中析出，從而提高過冷奧氏體的穩定性，得到更多的粒狀貝氏體組織。因此3組試樣中1#的常溫強度最低，添加了V和Nb的3#試樣常溫強度最高。

從高溫強度角度分析，高溫屈服強度的降低是由于熱激活使位錯活動性增加，導致眾多影響高溫性能的因素發生變化，諸如晶格阻力的降低、位錯的攀移和析出物的粗化等。高溫下位錯攀移顯著增加，位錯移動也更易進行，同時聚集于位錯附近的溶質原子易發生擴散，使得溶質原子對位錯的釘扎作用降低，從而導致高溫屈服強度降低[4]。通過3組試樣常溫及高溫組織對比發現，3組試樣高溫加熱后M+A組元數量明顯減少，粒狀貝氏體在高溫長時間保溫后M+A組元大部分溶解。這說明粒狀貝氏體組織在600 ℃高溫條件下極不穩定，這也是造成熔敷金屬高溫下力學性能降低的原因之一。通過光鏡發現高溫下1#的鐵素體晶粒明顯粗大，2#及3#鐵素體并沒有明顯長大，仍然保持常溫下的組織狀態。這是因為2#和3#的合金成分中加入V和Nb元素提高了高溫下組織穩定性，有效抑制了晶粒長大，提高了熔敷金屬在高溫下的強度。

通過電鏡照片發現3組試樣的高溫組織相比常溫組織多了許多微小彌散析出的碳化物，1#數量最少，其合金元素中只有Mo是強碳化物形成元素，分析1#中的碳化物為Mo的碳化物。2#試樣添加V元素后，高溫狀態下細小彌散分布的析出物相對1#更多，析出物中多了V的碳化物。在高溫下，鋼中的析出物一般容易聚集長大減弱析出物的沉淀強化，但V的碳化物在沉淀時與基體保持共格，在周圍產生很強的應力場，阻礙位錯運動使鋼得到強化，這些強化相的熔點和硬度高且晶格與基體不同，在高溫下穩定不易溶解和聚集長大[8-9]。高溫條件下晶界強度降低很快，利用晶界析出穩定性高的碳化物可較明顯地達到晶界強化，從而提高材料的耐火性能。因此2#試樣高溫下通過析出強化作用有效地提高了高溫屈服強度與常溫屈服強度的比例，達到了0.52。3#試樣在2#的基礎上又加入了Nb元素，在電鏡下也同樣可以觀察到與2#試樣相同的彌散碳化物析出，數量有一定的增加。并且高溫屈服強度與常溫屈服強度的比例相對2#試樣也有所提高，升高到0.60，因此推測加入Nb元素的熔敷金屬在高溫加熱后也會形成Nb的碳化物，從而有效地提高熔敷金屬的高溫屈服強度。Mo雖然可以通過析出Mo2C以沉淀強化的方式來有效提高材料的高溫力學性能[10]，但是Mo元素不僅價格昂貴，過多的Mo還會嚴重影響實心焊絲的焊接性能及焊后低溫韌性，故需要適量控制[11]，因此V和Nb是比較重要的可代替Mo元素提高熔敷金屬高溫性能的微合金元素。

3組試樣的性能除了在高溫強度上有很大區別外，在低溫沖擊性能方面3#的沖擊韌性明顯低于1#和2#。從熔敷金屬的組織分析，3#的熔敷金屬組織粗大，并且多為小角度晶界，貝氏體中有大量成束的平行過飽和鐵素體片組織。這種組織在受力過程中能量不易被分散，更容易產生裂紋擴展，因此塑性極差。這說明Nb元素的加入促進了熔敷金屬固態相變過程中的晶粒長大，并且抑制了針狀鐵素體的形成，有助于焊絲熔敷金屬的高溫性能，但是明顯降低了低溫沖擊韌性，不適合添加在有低溫條件使用要求的耐火焊絲中。

4 結論

（1）V、Nb元素都均可顯著提高熔敷金屬的高溫性能，并且可以提高熔敷金屬的高溫屈服強度與常溫屈服強度的比值，提高了熔敷金屬的耐火性能。

（2）V、Nb的主要高溫強化機理為在高溫加熱過程中穩定了針狀鐵素體晶粒，抑制其長大，同時形成較多的細小彌散且穩定的碳化物，起到了析出強化作用，有效提高了熔敷金屬的高溫耐火性能。

（3）少量V的加入對熔敷金屬的低溫沖擊韌性沒有明顯的影響，但少量Nb的加入嚴重影響熔敷金屬的沖擊性能，低溫沖擊韌性降低至約20 J。

（4）2#試樣的Mo、V合金體系能夠同時滿足較高的高溫強度和良好的低溫沖擊韌性。

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