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通过光学显微镜、［日］Shimadzu型显微硬度计和JXA-840型扫描电镜(SEM),对不同焊接工艺(CO2及Ar+CO2混合气体保护焊)和不同焊接线能量(E)焊接熔合区的显微组织进行分析。采用透射电镜(TEM)和电子衍射技术对熔合区的精细组织结构进行研究,TEM薄膜试样用电火花线切割方法切取。将试样磨薄至40μm左右,再用化学方法和电解双喷法减薄，使其成为对电子束“透明”的薄膜试样。然后用H-800型透射电镜对薄膜试样进行观察及进行选区电子衍射分析。并利用现代微机技术对HQ130钢熔合区精细组织进行标定和图像处理。
试验结果及分析
HQ130钢熔合区结晶形态
HQ130钢焊接熔合区的显微组织特征见图1a,结晶是在熔合区半熔化母材晶粒基础上连生长大,形成交界面。焊缝在垂直于熔化界面的散热反方向上构成柱状晶界,可以看出明显的连生结晶特征。熔合区组织的不均匀性在SEM下看得更为清楚。图1b是在SEM下拍摄的HQ130钢熔合区组织,由ML、AF、PF、Bg组成,这几种不同类型的组织相互交叉构成一组织混合区,仍可区分焊缝区与半熔化区之间的W/F边界轮廓线。
熔合区结晶形态取决于熔化边界固-液相界面间的温度条件,散热最快方向的反方向最有利于晶粒生长。焊缝凝固晶粒的<100>方向与液相的最大温度梯度平行时,它的生长会很快超过其它取向的晶粒。高强钢熔合区组织不是在结晶时形成的一次组织,而是在焊接快速冷却条件下经δ→γ→ML多晶转变后形成的组织。尽管焊缝组织晶粒明显长大了,但焊接熔合区仍保持了母材基体与焊缝金属连生结晶的有序性,熔合区结晶形成的晶粒共同方向未受到破坏。 经测定，气体保护焊条件下低合金钢焊接熔合区宽度约20～60 μm。在如此小范围的区域中，熔合区结晶形态变化很大，几乎没有固定的K-S取向关系。熔化边界处的冷却速率和母材晶粒位向对焊缝区成分过冷、结晶方向及晶体生长形态有较大影响。界面处较大的温度梯度促使胞状晶结构发展,界面温度梯度适中有利于促使枝状晶发展。
半熔化区组织及显微硬度
HQ130钢W/F熔化边界线呈不规则锯齿状(见图1a),这种参差不齐的W/F熔化边界线表明熔合区是熔化结晶不均匀的部位。HQ130钢熔合区半熔化区是呈大角度分布的粗大板条马氏体(ML)组织,隐约可观察到原奥氏体晶界。微合金化使该锯齿状区在焊接快速冷却过程中形成的ML板条尺寸随距W/F边界线距离的增加而细化。熔合区处板条马氏体束最为粗大,特别是用大线能量(22.3kJ/cm)焊接时,半熔化区冷速慢,有Bu组织形成,对韧性有不利影响。
为了分析焊接线能量(E)对熔合区组织性能的影响,用［日］Shimadzu型显微硬度计对不同焊接线能量时HQ130钢熔合区的显微硬度进行测定,试验载荷25g,加载时间10s。熔合区显微硬度测定位置及组织状态见图2。焊接线能量分别为9.6kJ/cm、16.0kJ/cm、22.3kJ/cm时HQ130钢熔合区附近的显微硬度测定结果见图3,由图可见,HQ130钢熔合区显微硬度变化很大(HM 690～260),偏焊缝侧显微硬度较低；但焊接线能量减小时(E=9.6kJ/cm),焊接区冷速快,焊缝组织细化,显微硬度明显提高。随着焊接线能量的减小,在熔合区处显微硬度增大,由22.3kJ/cm时的HM292增大到9.6kJ/cm时的HM428,淬硬性明显增大。
小线能量焊接时，熔合区半熔化区显微硬度比大线能量时明显高一些。E=9.6kJ/cm时，半熔化区显微硬度高达HM640；随焊接线能量增大,显微硬度逐渐减小(HM380～450)；但是焊接线能量过大时近缝区组织明显粗化,对韧性有不利影响。
熔合区透射电镜(TEM)观察
焊接熔合区TEM薄膜试样的制取十分困难。实验测定,GMAW条件下HQ130钢熔合区宽度仅几十 μm,使TEM薄膜中心穿孔附近的电子束“透明”区域恰处于这样窄小的熔合区极其困难,显然对试样切取和制备要求极高。采用线切割方法在熔合区逐层切取一系列0.25 mm厚的小薄片,用金相砂纸分别磨薄到40 μm左右。小薄片试样从两面磨制过程中逐层显蚀试样表层组织并在显微镜下观察,以准确判定熔合区位置。在逐层切取的三个小薄片试样中,只有其中一个试样处于熔合区位置。
将磨薄至约40 μm的薄膜试样经HF-H2O2水溶液化学减薄至30 μm,再用高氯酸-冰醋酸溶液进行最终的电解双喷减薄,制备成熔合区薄膜试样。然后用H-800型透射电镜(TEM)在100kV条件下观察并进行电子衍射分析。
图4a所示是从［210］位向拍摄的HQ130钢熔合区半熔化区的TEM形貌,图4b、c是同一区域的选区电子衍射图和指数标定结果。可以清楚地看到呈方向性排列的板条马氏体(ML)形态,同一组板条具有大致相同的位向,每个板条的宽度有所差别,板条间有互相穿插现象。由于ML组织与铁素体内部亚结构以及化学成分的不同,可以观察到两相间明显的衬度差别。
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