Page 18 - 理化检验-物理分册2024年第七期

王 月，等：焊接热输入对1 000 MPa级马氏体钢焊接接头组织和性能的影响

究了 6.5 mm厚 1 000 MPa级调制钢激光焊接接头 钢焊接性能的研究较多，但大多集中于厚规格马氏
的力学性能，发现当焊接速率为 1.32，0.72 m/min 体钢，且缺乏深入分析。
时，拉伸断裂于母材处，焊接速率为 0.72 m/min 笔者对1.8 mm厚热轧1 000 MPa级MS1000马氏
时，焊缝冲击性能优于焊接速率为1.32 m/min时的 体钢进行混合气体保护焊接，并研究其焊接性能，系
焊缝冲击性能。陈波 [12] 采用CO 2 激光对 6 mm厚 统地分析了在工艺窗口内，焊接热输入对焊接接头组
1 000 MPa级马氏体钢进行焊接，并研究了焊接接 织演变规律及力学性能变化机制的影响，为改善薄规
头的组织和性能，发现焊接接头的强度与母材差别 格超高强马氏体钢焊接性能提供了理论支持。
不大，断裂位置为亚临界区和回火区，该处组织不
均匀，晶界处以细小的马氏体和贝氏体为主。对 1 试验材料与方法
10 mm厚Weldox 1300回火马氏体钢熔化极活性气 1.1 试验材料
体保护电弧焊接接头的冷裂纹敏感性进行分析，发 试验对象为1.8 mm厚热轧1 000 MPa级MS1000
现热输入和预热温度决定了冷裂倾向，当预热温度 马氏体钢，其化学成分及力学性能分别如表1，2所
为100 ℃时，焊接接头的冷裂倾向最弱 [13] 。上述研 示。采用热膨胀仪测量MS1000钢的组织转变曲线，
究结果表明，超高强马氏体具有一定的可焊性，但焊 升温和降温速率均为3 ℃/min，采用切线法测量得到
后热影响区组织复杂，伴随软化或硬化现象，使其性 奥氏体起始转变温度（A c1 )和终止转变温度（A c3 ）分
能与母材相比有所下降。尽管目前对超高强马氏体 别为736.8，858.9 ℃。
表1 MS1000钢的化学成分 %

质量分数
项目
C Si Mn Cr+Ni Ti+Nb B Fe
实测值 0.5~0.9 0.4~0.8 2.2~2.6 0.5~0.7 0.15~0.3 <0.000 5 余量
表2 MS1000钢的力学性能 式，保护气为混合气体（体积分数为 80%的CO 2 +

项目 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 断后伸长率/% 体积分数为20%的氩气），焊接间隙为0.5 mm。焊
实测值 951 1 170 7.5 接过程及焊后冷却至室温前，试验钢板均夹持在
焊接操作台上，防止其发生热变形。通过改变焊
焊接试验钢板的尺寸（长度×宽度×厚度）为
200 mm×400 mm×1.8 mm，焊接方向与轧向垂直。 接电流可获得不同热输入的焊接接头，具体工艺
选用直流气体保护焊机配备焊接机器人对MS1000 参数如表 4 所示。当焊接热输入达到 1.79 kJ/cm
钢进行焊接，焊接材料为1.2 mm（直径）的70 kg级 时，可获得全熔透焊缝，焊接工艺窗口为 1.79~
焊丝，其主要化学成分如表3所示。接头采取对接形 2.11 kJ/cm。
表3 焊丝的主要化学成分 %

质量分数
项目
C Si Mn Ti Ni Mo Cu
实测值 0.072 0.48 1.65 0.15 0.54 0.35 0.13

表4 MS1000钢焊接工艺参数 测量位置为从一侧母材到另一侧母材，每个硬度点
－1
－1
电流/A 电压/V 焊接速率/（mm·s ） 热输入/（kJ · cm ） 间隔0.5 mm，设定载荷为4.9 N，保压时间为10 s。
110 13 8 1.79 使用4%（体积分数） 的硝酸乙醇溶液腐蚀试样。
120 13 8 1.95 利用扫描电镜（SEM）观察试样的微观结构，并计算
130 13 8 2.11 各相的相对含量，其中各热影响区观察位置均为紧
邻上一个区域的位置。
1.2 试验方法
将试样在体积分数为10%的高氯酸乙醇溶液中
经焊接处理后，在试验钢板上切取尺寸（长度×
电解抛光，利用电子背散射衍射（EBSD）方法分析
宽度）为25 mm×10 mm的焊接接头，对其进行机械 试样的晶体结构信息，加速电压为20 kV，高倍下步
研磨和抛光。采用显微硬度计测量焊接接头的硬度， 长为0.06 μm，低倍下步长为0.15 μm。
6