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张广成， 刘智博， 张 林， 李继红
（1. 西安航天动力机械有限公司， 西安 710025；
2. 西安理工大学材料科学与工程学院， 西安 710048）
焊接式弹性扶正器作为石油钻井套管扶正的重要辅具之一， 已得到普遍应用。
目前， 弹性扶正器使用材料为50CrVA 弹簧钢， 该类钢具有良好的淬透性、 疲劳性能等综合力学性能， 适合在应力振幅高、 疲劳性能要求严格的工作条件下使用。
但是由于弹簧钢含碳量很高， 且含有一定量的合金元素， 在焊接后容易形成脆硬的马氏体组织， 导致焊接性较差， 同时具有很强的淬硬性，焊后容易产生裂纹， 热影响区易发生脆化， 从而导致接头失效[1-2]。
采用适当的焊接工艺， 控制焊接热输入， 对避免中碳钢及中碳调质钢由于淬硬倾向大而产生焊接裂纹和避免焊接热影响区的软化尤为重要[3]。
赵洪运等[4]对800 MPa 超级钢在不同焊接热输入作用下HAZ 组织和性能进行了研究， 结果表明， 在不同焊接热输入下， 该类钢的热影响区组织和性能具有明显差异。
郭政伟等[5]对中碳调质钢焊接热影响区的分布特征、 脆化开裂机理进行了研究， 提出过热粗晶区和软化区是产品韧性和强度的低谷。
鞠育平等[6]采用手工电弧焊、TIG 焊、 CO2气体保护焊分别对40Mn2中碳钢进行焊接， 对其接头的组织性能进行了分析， 研究表明：
使用三种焊接方法得到的焊缝组织均由针状、 块状铁素体和珠光体组成， 硬度分布也不均匀， 其中CO2气体保护焊所得的焊缝组织较为细小， 并且其内部脆性相也较少。
目前针对焊接工艺对弹性扶正器用弹簧钢接头组织及性能影响的研究较少。
本研究结合50CrVA 弹簧钢的焊接特点， 对不同焊接工艺下熔化极气体保护电弧焊 （GMAW） 采用ER50-6焊丝焊接50CrVA 弹簧钢的显微组织及力学性能变化进行试验， 分析探讨了不同焊接工艺对其组织和性能的影响， 为实现50CrVA 弹簧钢高效、低成本的焊接提供参考。
本研究试验材料为50CrVA 弹簧钢板材， 供货态为退火态， 其化学成分见表1。
焊接材料选用ER50-6 焊丝。
采用熔化极活性气体保护焊（MAG） 的焊接方法， 焊接试板尺寸为100 mm×180 mm×4 mm， 焊接设备为Panasonic TM-1400G型弧焊机器人， 保护气体为80%Ar+20%CO2。
采用对接接头进行焊接， 坡口形式如图1 所示。
采用小的焊接热输入[7]， 50CrVA 弹簧钢不同焊接工艺参数见表2。
焊接操作完成后， 进行后热并使用保温砂对试板进行缓冷处理， 以减缓焊缝冷却速度。
表1 50CrVA 弹簧钢主要化学成分%
表2 50CrVA 弹簧钢不同焊接工艺参数
沿垂直于焊缝的方向制取焊缝金相试样， 经抛光后， 采用体积分数为4%硝酸酒精溶液对试样抛光面进行腐蚀， 在GX71 型光学显微镜上观察焊缝及热影响区组织。
根据ASME ⅨQW-150 及ASME ⅨQW-153 标准制备板状拉伸试样， 采用HT-2402 型电子万能拉伸试验机对焊接接头进行拉伸试验。根据ASME ⅨQW-160 及ASME ⅨQW-163 标准制备板状弯曲试样， 弯芯直径为20 mm。
根据标准ASME ⅨQW-170 制备冲击试样， 冲击试验在JB-300B 型冲击试验机上进行。
使用显微维氏硬度计对焊接接头进行硬度试验， 试验载荷为300 g。
2.1 显微组织
不同焊接工艺下的50CrVA 弹簧钢焊接接头宏观形貌如图2 所示。
可以看出， 在焊缝金属及焊接热影响区内没有裂纹产生， 焊缝金属与母材结合质量良好， 在焊缝金属横截面上未出现气孔、 夹渣等缺陷。
由图2 可知， 焊缝区分布着粗大的柱状晶， 并且熔合线非常明显， 且两侧的组织变化很大， 随着焊接热输入的增大， 热影响区粗晶区范围逐渐增大。
三种焊接工艺条件下的焊接接头焊缝金相组织如图3 所示， 从图3 可以看出， 在焊缝凝固的过程中原奥氏体晶界是先共析铁素体形核的有利位置， 当温度降至680～770 ℃时， 先共析铁素体首先从奥氏体晶界位置析出， 随着焊缝温度快速下降至500 ℃以下时， 由于晶界周围的铁素体冷却速度变缓， 在奥氏体晶粒内部， 会以夹杂物为核心， 形成针状铁素体， 形核后沿随机方向长大，并且在原奥氏体晶内相互交织分布[8]。
随着焊接电流的变化， 焊缝内部组织随之变化， 对焊缝组织金相进行相比例分析， 结果发现， 当焊接电流为90 A 时， 焊缝组织中先共析铁素体含量为4%；
焊接电流为100 A 时， 焊缝组织中先共析铁素体含量为1.6%；
焊接电流为110 A 时， 焊缝组织中先共析铁素体含量为0.7%。
由此可以看出， 随着焊接电流的增大， 焊缝中先共析铁素体含量逐渐减小， 且大块的先共析铁素体逐渐消失。
热影响区母材受到焊接热输入的影响， 其内部组织的变化程度与到熔合线的距离有关。
越靠近焊缝的区域， 其加热速度与冷却速度也越快，该区域内组织性能的变化也越明显。
在焊接热影响区内， 根据其组织特征从熔合线到母材可以依次分为完全淬火区和不完全淬火区[9]。
其中完全淬火区分为粗晶区和细晶区。
粗晶区金相组织如图4 所示。
由图4 （a）可以看出， 焊接电流为90 A 时， 粗晶区的组织主要由带状组织中未转变的铁素体和粗大的马氏体组织构成， 并且由于带状组织周围元素成分不均匀， 析出了针状及柳叶状的高碳马氏体 （Mf）组织。
相比母材晶粒， 粗晶区晶粒明显粗大， 这是由于在焊接热循环条件下， 热影响区组织发生了再结晶长大。
随着焊接热输入的增大， 热影响区温度升高， 合金元素在高温下发生扩散， 钢中存在的合金元素原始偏析发生一定程度的均匀化， 原本热影响区中的轧制带状组织逐渐减少， 针状及柳叶状的高碳马氏体组织及珠光体析出量逐渐减少，大块的板条马氏体增多， 当焊接电流增大至100 A时， 粗晶区组织中的带状组织基本消失， 全部为板条马氏体 （MD） 组织。
带状组织与轧制时钢中元素的原始偏析存在较大的关系， 合金元素的不均匀析出导致钢中Ar3温度不同， 奥氏体优先转变为先共析铁素体， 造成C 元素析出聚集促进珠光体和高碳马氏体的转变， 在热轧冷却过程中形成带状的铁素体/珠光体组织[10]。
此类组织虽然常存在于轧制材料中， 也同样表明了由于偏析存在而导致的材料中存在成分不均匀的现象，对材料的性能具有较大的影响。
热影响区细晶区金相组织如图5 所示。
焊接电流为110 A 时， 热影响区细晶区组织主要由细小的板条马氏体组织构成；
焊接电流减小到100 A时， 主要组织为细小的板条马氏体， 但是由于热影响区带状组织的存在， 在热输入较低的情况下无法消除带状组织带来的合金元素不均匀现象；
当焊接电流减小到90 A 时， 细晶区组织为马氏体、 贝氏体和一些尚未转变的铁素体共存的混合组织。
这主要是由于焊接电流为90 A 时焊接热输入小、 热影响区范围小、 热影响区细晶区峰值温度较低， 且存在部分带状组织未能转变为奥氏体组织， 焊缝冷却后形成由马氏体组织和带状组织构成的混合组织。
不完全淬火区金相组织如图6 所示。
由图6可以看出， 不完全淬火区组织由马氏体、 索氏体（PS）、 贝氏体（B） 及先共析铁素体（AF） 构成，随着热输入的增大， 铁素体、 索氏体及贝氏体组织逐渐减少， 马氏体逐渐增多， 这是由于随着焊接热输入的增大， 热影响区的贝氏体、 索氏体组织逐渐转变为奥氏体， 铁素体溶入奥氏体量增多，随着焊缝的冷却， 奥氏体逐渐转变为马氏体。
2.2 力学性能
对3 种不同工艺下的焊接接头进行拉伸性能测试， 拉伸试验结果见表3。
由表3 可以看出， 3 种焊接工艺下的试样在拉伸过程中断裂位置均在母材处， 这表明3 种焊接接头的强韧性较好， 接头强度均高于母材强度。
由此可见，3 种焊接工艺参数设定合理， 焊接接头满足力学性能要求。
表3 不同焊接工艺下的焊接试件拉伸试验结果
3 种不同焊接工艺下的焊接接头弯曲试验结果如图7 所示。
在50CrVA 弹簧钢接头进行弯曲试验过程中， 焊接电流为90 A 时， 一个面弯试样在热影响区发生断裂， 这主要是由于焊接热输入小， 焊缝组织中先共析铁素体较多，热影响区也析出大量的高碳马氏体， 这些脆性相降低了焊接接头的塑性。
其余试样弯曲到“U” 形时均未出现裂纹， 这是由于增大焊接热输入后， 高碳马氏体等脆性相消失， 焊接接头塑性增强。
3 种焊接工艺条件下的焊接接头在20 ℃下的冲击试验结果见表4。
焊接电流分别为90 A、100 A、 110 A 时， 对应焊缝平均冲击吸收功分别为30 J、 31.33 J、 35.67 J。
焊缝组织中存在先共析铁素体会使焊缝冲击韧性降低[11]。
焊接电流为110 A 时， 焊缝内先共析铁素体消失， 焊缝全部由针状铁素体构成。
细小的针状铁素体板条束有利于提高试验钢的强度和低温韧性[12-13]， 随着焊接电流的增大， 焊缝冲击韧性增大。
表4 不同焊接工艺下焊接接头冲击性能
焊接接头显微维氏硬度测试结果如图8 所示， 由图8 可知， 3 种焊接工艺下焊缝处硬度值均较低， 进入热影响区后硬度先升高后降低， 在母材位置趋于平稳。
这主要与各区域组织有关，根据显微组织分析结果可知， 紧靠熔合线的右侧为完全淬火粗晶区， 组织为粗大的马氏体；
随着远离熔合线， 进入完全淬火细晶区， 组织为细小的马氏体， 晶粒变小硬度提高；
继续远离熔合线进入不完全淬火区， 组织主要为马氏体、 铁素体贝氏体及索氏体， 随着马氏体的减少以及铁素体， 贝氏体及索氏体的增多， 硬度逐渐减小。同时， 通过观察硬度梯度变化曲线可知， 在靠近熔合线的位置热影响区硬度下降， 这主要与焊丝和母材的碳元素含量相差较大， 在熔合线附近发生碳扩散有关。
对比3 种焊接工艺下硬度梯度变化曲线可以看出， 焊接电流升高到110 A 时热影响区硬度明显减小， 这主要是由于热输入增大， 热影响区马氏体组织粗化导致热影响区硬度降低。
（1） 当焊接电流为90 A 及100 A 时， 焊缝区微观组织由针状铁素体与先共析铁素体构成，随着焊接电流的增大， 焊缝内部先共析铁素体明显减少， 焊缝的冲击韧性升高， 当焊接电流增大至110 A 时， 先共析铁素体消失， 焊缝冲击韧性最大。
（2） 采用不同的焊接电流， 热影响区粗晶区组织变化明显。
当焊接电流为90 A 时， 粗晶区含有大量带状组织和高碳马氏体组织；
当焊接电流增大至100 A 时， 高碳马氏体及带状组织消失， 粗晶区由板条马氏体组织构成；
增大焊接电流至110 A 时， 粗晶区马氏体组织明显粗化， 硬度和抗拉强度均有一定程度的下降。
热影响区细晶区主要由细小的马氏体组织构成， 硬度高于粗晶区。
不完全淬火区组织主要由马氏体、 铁素体、 贝氏体和索氏体构成， 随着焊接热输入的增大， 各组织含量变化明显。
（3） 3 种焊接工艺条件下， 焊接接头均具有良好的抗拉强度、 抗弯性能及冲击韧性， 焊接电流在90 A、 100 A、 110 A 变化时， 随着焊接电流的增大， 冲击功逐渐增大， 抗拉强度呈现先上升后下降的趋势， 当焊接电流为110 A 时， 热影响区硬度显著降低。
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