耐磨钢NM360A钨极氩弧焊接头组织结构性能分析毕业论文 78页

耐磨钢NM360A钨极氩弧焊接头组织结构性能分析毕业论文目录摘要IAbstractII第1章绪论11.1课题研究的目的和意义11.1.1课题研究内容11.1.2课题研究的意义11.2低合金高强度耐磨钢31.2.1耐磨钢的制备31.2.2低合金高强度耐磨钢的组织31.2.3低合金高强度耐磨钢的化学元素成分41.3对低合金耐磨钢的研究51.3.1对低合金耐磨钢的组织性能研究51.3.2对低合金耐磨钢的焊接及接头性能的研究71.4低合金高强度耐磨钢的发展81.4.1国外低合金高强度耐磨钢的发展[10]81.4.2国内低合金高强度耐磨钢的发展及和国外的差距[11]91.5小结10第2章耐磨钢NM360A实验操作过程112.1耐磨钢NM360A焊接性分析及焊接工艺确定112.1.1耐磨钢NM360基本性能112.1.2焊接性分析122.1.3焊接工艺参数选择[14～16]142.2观察试样不同部位金相组织192.3测量试样不同部位硬度232.3.1维氏硬度测量概述23 2.3.2使用显微维氏硬度试验测量试样硬度252.4小结26第3章实验分析273.1金相组织观察结果及分析273.1.1基体显微组织及分析273.1.2热影响区显微组织及分析283.1.3焊缝区显微组织及分析293.1.4不同区域交界处显微组织293.2硬度试验结果及分析313.3小结32第四章总结33参考文献34致谢36附录Ⅰ中文翻译37附录Ⅱ英文原文47附录Ⅲ任务书58附录Ⅳ开题报告62 第1章绪论1.1课题研究的目的和意义1.1.1课题研究内容选用钢材NM360，它是近些年来国内在耐磨钢系列的新产品，NM360通过调整低合金钢Q345中的合金元素而产生，课题涉及的NM360A对耐磨钢要求的质量等级A，对冲击韧性没有要求，一般情况下如果没有特殊说明，NM360即指代NM360A。本文从以下几方面进行分析研究：（1）总结国内外关于耐磨钢研究的成果和进展，简述国内耐磨钢的发展状况，并指出国内在耐磨钢生产方面与国外先进产品之间的差距以及产生差距的主要技术问题和今后的努力方向。（2）制定NM360钢材焊接工艺，选定焊接参数，按照选定参数得到NM360钨极氩弧焊焊接接头试样。（3）打磨抛光试样,腐蚀，采用光学显微镜观察基体、热影响区、焊缝及其不同部位的组织形态、组织分布和晶粒大小，分析这些结果可能对材料造成的影响。（4）采用维氏显微硬度计测量试样不同部位维氏硬度值，由测得数据绘制硬度值曲线，分析试样不同部位产生不同硬度现象的原因以及它和组织分布的关系。（5）总结材料组织结构和机械性能之间的关系，得到耐磨钢发挥耐磨性的一般结论。1.1.2课题研究的意义随着工业化大生产的推进和现代科技的发展，生产对机械设备的功能和性能要求也愈加苛刻，特别是在越来越高的速度和越来越严格的精度和强度要求下，零部件之间的磨损问题逐渐成为限制设备快速发展的一个障碍。目前在工业、生产业领域由于磨损造成的能源和材料的消耗以及磨损造成的设备寿命和生产效率的降低非常巨大的。据统计资料显示，世界发达工业化国家约30%的能源是以不同形式消耗在磨76 损上的。在美国，每年由于摩擦磨损和腐蚀造成的损失约1000亿美元，占国民经济总收入的4%。国内每年消耗金属耐磨材料约达500万吨以上，各种破碎机衬板消耗近50万吨，轧辊消耗近60万，各种工程挖掘机、装载机、输送管道、破碎机锤头和鄂板等消耗超过50万吨，不完全统计，每年由于工件磨损而造成的经济损失约400亿元人民币[1]。因此，研究和发展耐磨材料，以减少金属磨损，对国民经济的发展有着重要的意义[2]。高强度耐磨钢广泛应用于矿山机械、煤炭采运、工程机械及水泥设备等行业领域，他们的高强度耐磨性能可以满足大型工程机械在恶劣环境下工作时需要的长寿命、高效率的使用要求。例如，在推土机、装载机的铲刀、铲斗部位、煤矿开采用的电铲部位、自动装卸矿用车及刮板运输机槽底衬板等。应该来说，在机械中凡是有相对运动的工件之间均会产生各种类型的磨损，这都会要求提高工件材料耐磨性或使用耐磨钢[2]。近些年，低合金耐磨钢在国内矿山机械、农业机械、港口机械等工程机械领域得到了广泛的应用，尤其以级别NM360、NM400耐磨钢的用量较大。在采煤、矿山、港口、车辆等机械的挖掘头、铲斗、履带和装载运输等部位，因为它们往往在工程机械中磨损量最大，因而耐磨钢NM360广泛地应用于此。这些机械设备的零部件大量使用的是组合件，这就使得焊接成型在这些地方得到广泛的应用，在众多焊接方法中，钨极氩弧焊几乎可以用于所有金属和合金的焊接，而且它还有以下优点：(1)氩气的保护效果非常好，它能有效屏蔽空气和熔池，氩气既不和金属发生化学反应，也不溶于液态金属，因此熔池的冶金反应容易得到控制，可以得到高质量的焊缝。(2)由钨极产生的电弧很稳定，在施加很小的电流值时电弧也可以稳定燃烧，这对电流大小要求不严格。(3)电弧热源和焊丝分离，他们可单独控制，所以可以方便的控制输入的热量，可以很理想的实现单面焊双面成型。(4)电流流经钨极端而不流经焊丝，所以焊丝融化不会飞溅，焊缝成形美观[3]。因此采用钨极氩弧焊焊接方法焊接NM360A76 ，通过对接头组织结构及性能的分析来研究以NM360A为代表的低合金高强度耐磨钢在焊接接头中可能表现出来的性能，继而可了解耐磨钢焊接件在实际机械部件中的使用性能，这对实际应用很有意义。1.2低合金高强度耐磨钢1.2.1耐磨钢的制备目前，常用改善钢材合金材料的抗磨损性能的途径有两种，一种是增加表面的耐磨性，即在表面渗入微量元素或者对表面热处理以及在表面附着涂层，另一种方式是改善整体材料的性能，即在合金钢中调整合金元素成分，加入特定的适量的微量元素，如Ni，SI，V，Cr等元素。前种方式对材料耐磨性能确有改善，而且工艺成熟，经济有效，但他有诸多缺陷，比如表面较大脆性、有大量微裂纹、内应力大、涂层和基体材料的结合强度低等等，这就使得在一些场合不能大量应用。而后种方式是从材料的本质上进行改善，在不产生脆性应力等缺陷情况下其机械强度和摩擦磨损性能也能得到提高。应用第二种办法，在Q345钢中通过调整合金元素而开发出钢种NM360，在应用中这种钢材表现出良好的抗冲击性，此外合金元素的调整使其抗粘着磨损性能抗冲蚀磨损性能都很高[4]。1.2.2低合金高强度耐磨钢的组织低合金耐磨钢中的产生的淬硬组织有马氏体（包括板条马氏休和片状马氏体）、贝氏体（上、下贝氏体）、残余奥氏体和未溶碳化物等。板条马氏体内含有大量高密度位错，在准解理断裂时能消耗较多的断裂功，从而提高了韧性；而片状马氏体断裂时往往伴有微裂纹，这显著地增加了钢材的脆性，因此板条马氏体的韧性高于片状马氏体。下贝氏体中含有不同位向的铁素体板条，在断裂时以此为最小断裂单元，这可能对吸收断裂功也有明显的效果，因此其韧性较高，高于相同硬度的回火马氏体高和上贝氏体的；贝氏体板条较细，含有较多碳，碳化物大都以细小颗粒均布在基体上，抗变形能力较高，组织内应力较低，耐磨性方面，它高于组织为单一的回火马氏体钢的；在马氏体组织间隙或者下贝氏体组织中存在着残余奥氏体，残余奥氏体较软，它能使应力松驰，阻碍裂纹发展扩大，所以当材料在断裂时，如果有残余奥氏体存在，它能吸收大量能量从而改善韧性；76 未溶碳化物质地较硬，它的存在会形成裂纹源，产生应力集中，能加速裂纹扩展，促进脆断从而降低韧性。耐磨钢的耐磨性与钢材的硬度和韧性有关，当钢材具有较高硬度和足够的韧性的时，材料才能表现出良好的耐磨性，硬度相当时，材料韧性越好，耐磨性能越高[5]。由以上总结可知板条马氏体的耐磨性能高于片状马氏体；下贝氏体的耐磨性能优于同等硬度的回火马氏体、上贝氏体。在不同的应力大小和不同冲击下，残余奥氏体对耐磨性能有不同的影响：低应力磨损下，随着残余奥氏体的增多，基体的硬度会显著的下降，耐磨性能也随之降低；高应力且低冲击磨损下，随着奥氏体的增多，它会对裂纹的形成和扩大产生明显的抑制作用，阻碍材料的变形和表层的磨损，从而提高耐磨性；在较大冲击磨损下，间隙中较多的残余奥氏体反而会对耐磨性能不利，这主要是因为在大冲击下会发生马氏体转变，因为奥氏体在转变为马氏体时产生体积膨胀，从而会使内部产生较大的内应力；在分布位置不同时，碳化物颗粒也不同程度的影响着材料的耐磨性：当碳化物存在于基体中时，它本身可能增加应力集中，同时在高应力下可能成为裂纹的形成源，从而引起脆性断裂，这事不利于耐磨性能的，但是当碳化物弥散均布在马氏体-奥氏体岛中时，它能提高材料的耐磨性。1.2.3低合金高强度耐磨钢的化学元素成分低合金高强度耐磨钢通常采用微合金元素进行合金化，如铬镍钼等。通过淬火+低温回火热处理工艺获得马氏体回火组织。钢中的各种化学元素对耐磨钢的组织性能有着不同的影响：碳是钢铁材料的常见元素，也是影响耐磨钢组织的主要元素，它能有效提高材料硬度，一般来说，抗拉强度、屈服强度及硬度均随碳含量的增加而增加，但过高的碳含量会增加钢材的脆性，还须通过添加其它合金元素来进一步提高硬度并改善韧性。锰能大幅提高钢的强度和耐磨性，并能明显提高淬透性，锰价格较为低廉，因此它是低合金高强度耐磨钢的主加元素，碳与锰相配合(Mn/C=8～11)，可以提高钢的加工硬化能力，提高抗磨性，锰与硼配合可扩大钢的贝氏体转变区，在较大冷速范围内得到贝氏体和马氏体的混合组织[6]。硅能够在冶炼时脱氧，对于耐磨钢的组织为淬火、回火马氏体的可以提高马氏体的回火稳定性，获得较好的综合性能。铬、钼不仅能够提高淬透性和回火稳定性，对钢的强度硬度和耐磨性也有很大有利作用。硼有助于提高材料的淬透性，质76 量分数较小时（小于0.005%）作用较大，这时它能够延缓多边形铁素体发生相变、促进形成细小颗粒贝氏体。1.3对低合金耐磨钢的研究1.3.1对低合金耐磨钢的组织性能研究值得一提的是由东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室和南京钢铁股份有限公司的曹艺，王昭东，姜在伟等人[7]在耐磨钢研究方面的成果，他们采用Ti-Cr-B微合金化成分设计，并经过轧后淬火+回火工艺生产了NM360、NM400低合金耐磨钢，耐磨钢的特殊微观结构使钢板具有良好的耐磨性能、焊接性及低温冲击韧性。以下是他们得到的结果。(1)金相组织热处理后NM360、NM400光学显微金相组织如下图1.1(a)(b)(a)为NM360(b)为NM400图1.1NM360、NM400光学显微金相组织由图可知它们的基体组织均为板条马氏体的回火组织；NM360试样中渗碳体弥散分布在板条状基体组织上。(2)磨损性能将NM400、Q345和日本同级别J-400钢板在MLD-10型动载磨料磨损试验机上进行冲击磨料磨损实验。其实验结果如下：76 图1.2不同钢种的磨损面形貌a-Q345；b-J-40；c-NM400不同钢种的磨损面形貌如上图1.2所示，NM400的显微组织为高硬度马氏体，因此在磨损时与其他结构相比，磨料何难磨损嵌入材料表面因而具有较好的冲击韧性。不同钢种的磨损量随磨损时间变化曲线如下图1.3所示，相比之下NM400磨损量较小，具有更好的耐磨性。图1.3不同钢种的磨损量随磨损时间变化曲线1-Q345；2-J-40；3-NM400(3)焊接性能厚度32mm的NM400对接接头工艺为：80%Ar+20%CO2气体保护焊，X型坡口，Φ1.2mmBHG-3焊丝，电流270～300A，预热温度75℃，电压30～32V，焊速5.5mm/s观察焊缝及焊接热影响区微观组织。由微观组织分析可知，焊缝组织为针状铁素体；热影响区组织包括晶粒粗大的马氏体，细小的马氏体，极少量先共析铁素体；板条贝氏体+粒状贝氏体等。焊缝接头熔合较好，无气孔夹杂裂纹等宏观缺陷。由上可知，NM360、NM400的基体组织均为板条马氏体的回火组织；渗碳76 体弥散分布在耐磨钢的板条马氏体基体组织上，由此结构可知道耐磨钢具有较高耐磨性能的同时还具有较好的耐冲击韧性，这也在试验中得到证实。对混合气体保护焊的焊接接头组织性能分析可知接头状况良好，各项性能也可满足要求。1.3.2对低合金耐磨钢的焊接及接头性能的研究在NM360高强耐磨钢板焊接工艺探讨中，李猛运、孟清义等人[8]对NM360焊接工艺进行一些研究，母材为NM360和ZG30SiMn的异种合金钢焊接，采用混合气体保护焊，为防止焊接裂缝，按照等强匹配原则使用GHS-70高强焊丝，预热点固，并整体预热120～150℃，焊接采取对称多层多道压焊，焊接电流240～260A，电压26～28V。他们使用的焊接应力与变形的控制的方法：(1)将焊接后的工件放置在木板上从而降低冷却速度，防止焊缝冷裂纹产生。(2)为预防焊缝冷裂纹较小应力，锤击焊缝焊道。(3)采取550℃整体高温回火进行焊后热处理从而降低或消除焊后应力。耐磨钢接头性能研究包括观察接头金相组织、接头硬度测试、接头耐磨性能测试、接头力学性能测试等等。在Q345钢的MAG焊接接头组织及力学性能分析文章中，中国矿业大学的杨永建、张绪平等人[9]采用MAG焊对Q345钢板焊接件的拉伸、冲击、弯曲等力学性能进行测试，并观察了焊缝区域显微组织。Q345属于低合金钢，其化学成分如下表1.1表1.1Q345化学成分(质量分数%)CMnPSSiV≤0.2≤1.7≤0.045≤0.045≤0.550.02～0.15文中实验用材料为12mm的Q345对接钢板，45°V形坡口，1mm左右钝边，80%Ar+20%CO2气体保护焊焊接，Φ1.2mm的焊丝ER50-6，采用如下表1.2焊接工艺：表1.2焊接工艺参数焊接电流(A)电弧电压(V)气体流量(L/min)260～28026～2818～20使用OLYMPUS-BX51光学显微镜对Q345钢焊接接头组织进行观察。在CSS-44300型电子万能试验机上进行弯曲试验和单向拉伸试验。使用JBN-300型76 摆锤式冲击机进行室温冲击试验。实验结果如下：Q345钢试样MAG焊接接头焊缝中心区显微组织形貌如下图1.4:图1.4试样焊缝中心区组织由图可看出焊缝中心区域为块状晶粒，白色为先共析铁素体，中间夹杂少量黑色珠光体组织。下表1.3为试样接头各项力学性能测得值：表1.3试样接头力学性能抗拉强度/MPa抗弯强度/MPa冲击吸收功/J(常温)37025758试样接头相对较高的力学性能和以下两个因素有关：(1)试样焊缝组织为经理细小先共析铁素体与少量珠光体组织；(2)当裂纹穿过试样焊缝中细小的铁素体与珠光体组织时，组织可发生形变，形变的组织可以减弱裂纹前端的应力集中，同时组织形变可使裂纹的扩展呈波浪起伏状，如果断裂，可形成韧窝状断口，吸收较大冲击功，因此冲击韧性比较高。总结以上可知Q345钢的MAG焊接接头中心组织为先共析铁素体和珠光体复合组织,它们的尺寸较小,因此具有较高的力学性能；组织可由变形削弱裂纹的扩展延伸，从而使组织拥有一定耐冲击韧性。1.4低合金高强度耐磨钢的发展1.4.1国外低合金高强度耐磨钢的发展[10]低合金高强度耐磨钢具有高强度、高硬度(强度不低于1000MPa，硬度不低于360HB)、较好的加工性能和耐磨性能的优点，使用寿命较高，通常数倍于传76 统结构钢板。另外这类钢材其生产工艺较为简单，一般采用轧后淬火+回火，或通过控轧、控冷工艺进行强化。国外著名的生产此类钢板的厂家有日本的JFE、德国迪林根、德国蒂森克虏伯、瑞典奥克隆德等。瑞典奥克隆德的HARDOX系列钢是多用途耐磨钢板，它的韧性较高，焊接性尚可。HARDOX500是一种马氏体和贝氏体复合组织耐磨钢板，晶粒细小没有碳化物，他能满足对耐磨性能要求苛刻的场合。HARDOX550平均硬度为550HB，与HARDOX500具有相同的韧性，但硬度相比相对较高，因而也有较长寿命；HARDOX600平均硬度600HB，它是目前硬度最高的耐磨钢板。XAR系列耐磨钢板由德国蒂森克虏伯钢铁公司生产，它的特殊结构具有较高的耐磨性能，它的组织热处理方式为淬火或淬火加回火，形成马氏体或马氏体、贝氏体复合结构。公司还成功地开发了三种新级别钢材：正火钢XAR300用于中低磨损环境，XAR400W可满足更高温度使用要求，超硬级XAR600，它的硬度级别已处于世界一流。因此可钢板硬度覆盖范围300～600HB,几乎对任何使用环境均都提供适当的解决方案。德国迪林根DILLIDUR系列耐磨钢板按照其生产工艺和硬度值大小不同可分为不同级别。其中DILLIDUR400V、500V两个级别的综合性能更为突出。DILLIDUR400V耐磨钢平均硬度400HB,广泛应用在高磨损条件下,此外它可加工性能、焊接性能良好。DILLIDUR400V应用于自卸车、传送设备、装载机、挖掘机、卡车、刀口等等。产品尺寸范围6～150mm。DILLIDUR500V耐磨钢产品平均硬度500HB。供货产品厚度为8～100mm。日本JFEEVERHARD系列含有类型较多的产品，含有不同类型系列：①标准系列：主要侧重硬度指标。组成的化学元素相对简单,限制对B外的其它合金元素含量。②合金系列：很近元素的含量高于标准系列。最后的钢板达到100mm,并能不影响硬度要求，与此同时也考虑具有一定的韧性。③超耐磨级EH-SP：能在不影响焊接和成型性能的前提下，其耐磨性能超过布氏硬度500级的钢板，从而寿命更加持久。④高韧性耐磨钢板：EH360LE和EH500LE钢板可保证在-40℃下的韧性。它们最适合在低温和强冲击条件下对韧性的要求。同时EH360LE和EH500LE还具有良好的防焊裂能力,可保证焊缝的质量和安全性。1.4.2国内低合金高强度耐磨钢的发展及和国外的差距[11]76 我国在高强度耐磨钢的开发方面起步较晚，最近数十年的研究发展取得较大突破进展，在经济性和高性能性有所突破。我国生产低合金高强度耐磨钢的厂家主要有舞钢、武钢、宝钢、南钢等，但国产产品性能稳定性和整体品质与外国产品相比还存在一定差距。中国舞阳钢厂生产的WNM360～500系列耐磨钢是国内耐磨钢的代表，具有500万t钢、360万t宽厚板的生产能力。国外生产的耐磨钢，布氏硬度覆盖200～600HB，厚度规格覆盖6～120mm；而舞钢生产的耐磨钢的厚度规格只有8～80mm，鞍钢生产的耐磨钢的厚度规格目前只有20～60mm，与国外先进水平存在较大差距。国内目前生产的多是单一组织的低合金耐磨钢，组织几乎都为回火马氏体，而国外生产的是部分贝氏体和马氏体复合组织的耐磨钢，复合组织结合了两者的优势，国外低合金耐磨钢优于国内的重要原因也就在于此。另一方面我国耐磨钢的纯净度、生产工艺稳定性也与国外存在一定差距，使得钢材组织和成分的均匀性较差[12]，这是耐磨钢性能低于国外的另一主要原因。因此在合金钢的冶炼过程中寻求合适的化学成分、优化组织、提高设计生产工艺，获得均匀稳定的贝氏体和马氏体复合组织是低合金高强度耐磨钢发展的一个努力方向。1.5小结本章提出课题研究的内容、目的和意义，介绍了低合金耐磨钢的研制、组织成分及化学元素成分，并说明了组织成分和化学元素成分对耐磨性能的作用和影响，介绍了在低合金耐磨钢研究方面有代表意义的研究结果，总结了国内外低合金高强度耐磨钢发展状况及国内低合金高强度耐磨钢与国外先进钢种的差别。76 第2章耐磨钢NM360A实验操作过程2.1耐磨钢NM360A焊接性分析及焊接工艺确定2.1.1耐磨钢NM360基本性能GB/T24186——2009《工程机械用高强度耐磨钢板》中NM360合金要求(质量分数，%)：C≤0.25，Si≤0.7，Mn≤1.6，P≤0.025，S≤0.015，Cr≤0.80，Ni≤0.50，Mo≤0.50，Ti≤0.050，B=0.0005～0.0006，Al≥0.010。中国舞阳钢厂生产的WNM360～500系列耐磨钢是国内耐磨钢的代表。下表2.1表示舞钢WNM360系列成分：表2.1NM360化学成分，钢板厚度≤50mm(质量分数，不大于%)CSiMnPS0.200.601.600.0250.015续表2.1NiCrMoB0.81.000.50.004交货状态为淬火+回火，它应用在：推土机、自卸车、挖掘机、破碎机、给料机、装载机、筛分机、装载机、传送设备、溜槽(刮扳机)、刀刃和破断刃具等等。WNM360力学性能列于下表2.2表2.2力学性能能：牌号硬度HBW拉伸性能Rp0.2(MPa)Rm(MPa)A50%WNM360320～400≥800≥1000≥10上表中“Rp0.2”表示钢板屈服强度；“Rm”表示钢板抗拉强度；“A50”表示钢板延伸率。钢板实物性能屈服强度约在1000MPa，抗拉强度约在1100MPa。在钢中加入Si、Mn增加了钢的强度及耐磨性，C与Mn相配合(Mn/C=8～11)，使钢具有加工硬化能力，提高抗磨性。Cr、Mo等合金元素可以降低临界冷却速度，促使钢生成马氏体组织，改善钢的焊接性能[13]。WNM36076 耐磨钢系列是平均布氏硬度360HBW，其机械性能是通过热处理获得。钢板具备良好的抗裂性能，应用于既要求抗磨损又必须有良好的韧性的工况。2.1.2焊接性分析根据国际焊接学会(IIW)推荐的碳当量计算公式CE=C+1/6Mn+1/5(Cr+Mo+V)+1/15(Ni+Cu)(%)计算碳当量。(1)当CE<0.40%时钢材的淬硬倾向不显著，焊接时不必预热，直接施焊也可以得到优良焊缝；(2)当CE=0.40～0.60%时属于有淬硬倾向的钢，其中CE不超过0.5%时，可焊性尚可，但随板厚增加往往需要采取一定的预热措施，当CE大于0.5%时，它的冷裂敏感性较大，需采取焊前适当预热，焊后缓冷等工艺措施，控制其焊接线能量；(3)当CE>0.60%时钢材的硬倾向较强，可焊性较差，属于较难焊接的钢种，这时必须采取较高的预热温度和严格的工艺措施，选取合适的焊接材料。按照元素含量最大值计算得出，NM360钢材的碳当量值CE=0.82%。由此可见，这种材料的焊接性不良，焊接时其硬倾向较大，热影响区热裂和冷裂倾向都会较大，尤其在调质状态下焊接，热影响区的冷裂倾向将会表现得很突出，所以应在选取合适焊接材料的基础上，采取恰当的焊前预热温度、严格工艺措施和控制适当的层间温度的条件下，才能达到实现产品焊接的目的。为粗略确定预热温度，采用下列三个公式计算得到：Pcm=C+1/30Si+1/20Mn+1/20Cu+1/60Ni+1/20Cr+1/15Mo+1/10V+5BPc=Pcm+1/60[H]+1/600δT0=1440Pc-392其中[H]为熔敷金属扩散氢量，在本焊接实验中此项影响不大可以忽略，T0即为计算得到的预热温度。按照较大的成分含量得到预热温度约193℃，考虑到焊接时冷却速度不大，拘束度不大等因素，在施焊操作中，预热温度选取113℃。强度级别较低的低合金高强钢，由于钢中合金元素含量较少，其焊接性良好，接近与低碳钢，随着钢中合金元素的增加，强度级别的提高，钢的焊接性也逐渐76 变差。WNM360屈服强度在1000MPa以上，焊接性有所恶化，有以下表现：(1)热影响区性能变化：在母材的热影响区容易出现以下问题：①由于焊接冷却速度快，焊后不进行热处理时，在过热区内易出现脆性组织从而诱发冷裂纹；②调质状态下的钢材，只要加热温度超过它的回火温度，性能就会发生变化。③粗晶区脆化：热影响区中被加热至1100℃以上的粗晶区，当焊接线能量过大时，粗晶区的晶粒将迅速长大或出现魏氏组织而使韧性下降，出现脆化段。因此基本上所有的低合金高强钢都会出现韧性下降的现象，并且材料随着强度级别的提高韧性下降的越明显。(2)热影响区淬硬倾向增加：随着低合金高强钢强度级别的增加，焊接时会导致在热影响区出现马氏体组织，因而热影响区的淬硬倾向增加。(3)冷裂纹：产生冷裂纹的三个主要因素是：焊缝金属内残留的扩散氢，热影响区或焊缝金属的淬硬组织，焊接残余应力。焊接低合金高强钢时，氢的主要来源是焊条药皮中的水分和坡口表面的水分油污杂质等。这些物质在电弧高温作用下分解出氢，溶解在熔池金属内，熔池冷却凝固时氢来不及逸出，残留在焊缝内。在焊接过程中不可避免的是焊接热循环热量不均衡。脆硬组织出现概率随高强钢淬硬性增加而增加，当焊后冷却速度较快时出现晶格缺陷的几率增加，这些因素都会极大的增加冷裂纹的产生。焊接时由于不均匀的加热和冷却以及构件本身的拘束作用，在焊缝内会产生很大的残余应力所以，低合金高强钢焊接时有较大的冷裂倾向。需要指出的是，WNM360中C、S的含量较低，形成低熔点共晶的几率减少，含Mn量较大，有利于和S反应生成高熔点硫化锰。而且，杂质含量控制严格，因此热裂纹倾向较小。由上分析，NM360的焊接应该注意以下要点：(1)NM360淬硬倾向较大，因此应该采用较慢的冷却速度，这就要求使用低的焊接速度，需要焊前预热。(2)NM360冷裂倾向较大，应限定焊接线能量的最低值，此外保持焊接材料的干燥，减少氢的来源，采用适当方法减小产生焊接应力。(3)有粗晶区脆化可能性，这要求限制过高的线能量防止过热。76 (4)为消除残余应力，改善组织，可进行焊后热处理，同时也有让焊缝脱氢，预防延迟裂纹的目的。2.1.3焊接工艺参数选择[14～16](1)电源种类与极性钨极氩弧焊采用的电源种类与极性与被焊金属的材料有关，各种金属钨极氩弧焊时电源种类和极性选择见下表2.3表2.3各种金属钨极氩弧焊时的电源种类和极性选择电源种类与极性被焊金属材料直流正极性低合金高强钢，不锈钢，耐热钢，钢，钛及合金直流反极性各金属的熔化极氩弧焊交流电源铝，镁及合金NM360属于低合金高强钢，采用直流正极性。直流正极性焊接时，工件接正极，温度较高，适用于焊接厚工件及散热快的金属。(2)焊丝及直径d通常钨极氩弧焊要求焊丝化学成分应与母材化学成分相匹配，即等强匹配原则，同时严格控制其化学成分的纯度和质量。在焊接时，由于存在化学成分的损失，在焊接时焊丝的主要合金成分要高于母材。根据等强匹配原则，钨极氩弧焊焊丝选用GHS-70高强度焊丝。在中国船舶重工集团第七二五研究所的冯兆龙，薛旭斌发表在《金属制品》期刊的名为GHS70级气体保护焊丝用盘条研制及焊接性能研究的文章中，他们对根据成分设计要求研制出的焊丝进行熔敷金属化学成分分析，结果见下表2.4表2.4GHS70焊丝熔敷金属化学成分w/%CSiMnSPNi0.0850.61.60.00560.00781.45续表2.4CrMoAlNHO0.420.350.0150.0020.00010.003焊丝直径与焊件厚度，接头间隙有关，当焊件厚度接头间隙大时，焊丝直径可选大些。选择不当可造成焊缝成形不好，余高过大或过小或未焊透。在本实验76 中选用GHS-70高强度焊丝的直径规格为Φ1.2mm。焊件厚度10mm，坡口形状如下图2.1。图2.1钢板坡口示意图(3)焊接电流与钨极直径：焊接电流通常由工件厚度，材质以及焊接接头的空间位置来选择，焊接电流较小钨极直径较大时，电流密度较低，钨极端部温度不够，会产生电弧漂移，破坏电弧稳定性，破坏保护区，熔池被氧化。反之当焊接电流较大钨极直径较小时，电流密度太大，钨极端部温度升高过高，可能产生钨极端部被熔化，破坏保护区使熔池氧化，同时还可能使熔池形成夹钨缺陷。因此电流和钨极直径有着很密切的关系。同时，钨极直径直接决定焊枪尺寸和冷却形式。选择合适的焊接电流和钨极直径才能保证电弧的稳定性。下表2.5列出钨极直径和直流正接的焊接电流的适用范围表2.5推荐的焊接电流值钨极直径(mm)0.51.01.62.5电流(A)5～2015～1870～150150～250续表2.5钨极直径(mm)3.04.05.0电流(A)250～400400～500500～800选择钨极直径1.6mm，可选电流范围70～150A。(4)电弧电压Uh与电弧长度Lh：电弧长度与电弧电压成正比例关系，电弧电压随电弧长度的增加而增加，电弧长度增加时，电弧的热量也增大。但是当电弧过长时，随着弧长增加，电弧截面积也增加，热输入效率下降，这时氩气保护效果变差。76 焊接电流和焊丝直径也影响着电弧长度，焊丝直径较大、焊接电流增加时弧长可适当增加，焊缝夹钨、接头未焊透、气体保护效果差等问题都有可能与电弧长度的选择不当有关。大多情况下钨极氩弧焊弧长Lh为1～3mm。采用短弧焊，即喷嘴到焊件的距离较短时，短小的电弧使热量集中且气体保护效果较好，短电弧对熔池的压力较大，这时有利于做到单面焊双面成形。对于某些焊接材料焊透性较差或者是在使用填充焊丝或者其他填充、物时可适当增大电弧长度，以便更好的操作施焊，选用电弧长度Lh=5mm。(5)喷嘴直径D与氩气流量Q：喷嘴直径越大，保护区范围越大，保护气的流量也越大，可按下式选择喷嘴的内径：D=(2.5～3.5)dw其中D——喷嘴的直径或内径，mm；dw——钨极的直径，mm。由于钨极直径dw=1.6mm，所以D=(4～5.6)mm通常焊枪决定后，喷嘴直径很少能改变，因此当喷嘴直径确定后，决定保护效果的是氩气流量。氩气流量，喷嘴直径对保护效果影响(保护区直径)的关系如下图2.2所示图2.2氩气流量，喷嘴直径对保护效果影响由上图可知，氩气流量很小时保护效果不好，当增大流量时，保护效果变好，但流量太大时候，容易产生紊流，保护效果随之下降。此外，氩气流量与焊接电流也有一定关系，如图2.3所示：76 图2.3氩气流量与焊接电流关系通常氩气流量可按下式计算得到：Q=(0.8～1.2)D式中Q——氩气流量，L/minD——喷嘴的直径，mm。由D=(4～5.6)mm，所以氩气流量Q=(3.2～6.7)L/min。在实际工作中，通常由操作人员通过试焊来确定气体流量，流量合适时，熔池平稳，表面明亮没有渣，焊缝外形美观，表面没有氧化痕迹。此外还要考虑外界气流，焊接速度和焊接接头形式等因素的影响。(6)焊接速度Vh：在焊接电流等参数不变的情况下，焊接速度越小，焊接的材料厚度越大；若焊速超出合适的范围，就会产生未焊透、凹陷、烧穿等缺陷。在钨极氩弧焊中采用较低的焊接速度更有利于保证焊接质量，但过低的焊接速度会增大焊件变形，且降低生产效率。此外焊接速度大小的确定还要考虑到保护气体的保护效果。氩气流量与焊接速度的关系如图2.4所示。图2.4氩气流量与焊接速度的关系当焊接速度达到120cm/min后，为了保证保护效果，氩气流量的增量明显加大，因此，钨极氩弧焊的焊接速度一般控制在120cm/min内为宜。76 取焊接速度大约Vh=25cm/min。(7)焊丝的送丝速度Vs：送丝速度的选择应该充分考虑焊丝的直径、焊接速度、焊接电流、接头间隙等数值。在焊接时，当焊丝直径大，应该选择较小的送丝速度；当焊接电流、焊接速度、接头间隙数值较大大时，应选择较大的送丝速度；送丝速度过大或者过小，会发生焊缝未焊透、融透、余高过大等缺陷。选择送丝速度常常满足下式：Vs=(1.0～1.5)Vh式中Vs——送丝速度，cm/min；Vh——焊接速度，cm/min。由于Vh=25cm/min，Vs=(25～37.5)cm/min(8)电流衰减时间tsh在焊接结束时，当电流值仍然很高时焊缝尾部常会有弧坑形成，这就需要在焊接收尾时使电流逐步减小。电机设备上的电流衰减装置可以满足对特定电流减小速率的要求，这就延长了气体对熔池的保护效果，这能有效的使熔融金属及时填充弧坑缩孔，因而对避免弧坑缺陷有较好作用。目前对电流衰减装置的要求是它的电流值能够衰减到5A以下，对于厚度较小的材料则要求其电流值能衰减到更小。为防止电流衰减速率过大电流衰减时间应大于3s。此外，焊接时还应该根据实际的工艺要求和电流大小选择恰当的电流衰减时间参数。(9)喷嘴与焊件间距离和钨极伸出长度：喷嘴到焊件的距离代表着氩气到焊件的距离，数值越大保护效果越差；距离越近保护效果越好，但是距离过短会影响操作实验，一般情况下喷嘴到焊件的距离采用2～12mm。通常钨极端部应突出喷嘴以外以防钨极电弧烧坏喷嘴，钨极端头到喷嘴端面的距离为钨极伸出长度。喷嘴与工件间距离越近即伸出长度越小保护效果好，但距离过近会妨碍操作者观察。在对接焊缝焊接时，钨极伸出长度通常3～4mm较好。因为焊接还需要填充焊丝,取喷嘴到焊件的距离约为8mm,钨极伸出长度约3mm.施焊时采用OTC焊机如下图2.5。76 图2.5OTC焊机根据以上讨论主要焊接参数如下表2.6表2.6主要焊接参数焊接电流(A)钨极直径(mm)电弧长度(mm)焊接速度(cm/min)氩气流量(L/min)120～1301.65.0253.2～6.7续表2.6喷嘴直径(mm)喷嘴到工件距离(mm)钨极伸出长度(mm)送丝速度(cm/min)电压（V）4～5.68325～37.515±12.2观察试样不同部位金相组织（1）试样准备将按照2.1节确定的焊接工艺得到的焊接材料切割为合适大小的试样快，为防止切割时产生大量的热量而影响焊接材料的晶粒组织，同时为了兼顾得到的试样具有规则的外形便于下一步的打磨抛光，切割步骤采用线切割，利用线切割脉冲放电产生的整齐外形和热影响范围极小的特点切割制备试样。试样应包含母材基体、焊接热影响区、熔合区及焊缝等需要观察的区域，对焊接接头试样来说，应沿着焊缝横向切割，是切割面较好的展现出基体、焊接热影响区、熔合区及焊缝等。本课题试样如下图2.6。76 图2.6线切割后试样（2）试样打磨抛光观察试样显微组织前首先要对观察面打磨抛光，确保观察面为一个平面，不能有显眼的划痕坑洞。首先用较大颗粒砂纸打磨，使用180#砂纸将表面油污凹痕坑洞磨除，打磨时朝一个方向滑动，等到表面污渍和凹痕都被去除，并且有金属光亮的表面能显示出朝一个方向的划痕时，换一个与此方向垂直的方向继续打磨，直到这个方向的划痕被垂直方向打磨出的划痕全部覆盖，并且新划痕均一的按照新的方向排布，这时候换用320#砂纸继续重复以上操作。当这两个大颗粒砂纸完成后，检查表面为一个平面，且没有污渍锈迹和较深的凹坑，显现出较为光亮的色泽，划痕均一整齐，然后换用金相砂纸。金相砂纸打磨的目的是去掉大颗粒砂纸打磨出现的划痕，并使待观察面出现较为光亮的镜面效果。使用400#金相砂纸沿着与现有划痕垂直的方向打磨，打磨用力均匀，使用较大施加力会造成砂纸表面砂粒脱落进而在大的施加力的作用下划伤表面，并对后续打磨造成困难。与上述一样，朝一个方向打磨，当新划痕全部覆盖原划痕后，垂直调换方向继续打磨。当每号砂纸打磨两个方向后更换砂纸，依次使用500#、600#之至800#金相砂纸。应注意到的是，当使用800#砂纸前，应细心清理砂纸以及试样表面，保证表面不能夹带沙粒，即使小颗粒也可能对表面造成很深的划痕，在用800#砂纸打磨中也应该边打磨边清理表面沙粒杂质。800#砂纸打磨后试样表面如下图2.7.76 图2.7800#砂纸打磨后试样表面当试样表面没有较大划痕且表面呈现光滑的镜面效果时，使用抛光机对试样表面进行抛光。试验中使用PG-1型金相试样抛光机并添加氧化铝粉抛光溶液对试样进行抛光，以去除掉试样表面800#砂纸产生的细微划痕，之后使用MP-2B型磨抛机并添加清水再次对试样表面抛磨。需要注意的是，①在磨抛过程中，施加力大小应适当略轻，因为较大的用力会造成抛光布和抛光粉对试样表面的损伤，最明显的就是试样表面出现麻坑，影响光学显微镜下的观察视野；②抛磨时间应当适中，过长的抛磨时间同样会对试样表面造成伤害，可能会在表面产生黑色的类似氧化物的物质。试验用下图2.8、图2.9抛光机.图2.9MP-2B型磨抛机图2.8PG-1型金相试样抛光机（3）试样腐蚀纯金属及单相合金的腐蚀是一个化学溶解的过程。由于晶界上原子排列不规则，具有较高自由能，所以晶界易受腐蚀而呈凹沟，使组织显示出来，在显微镜76 下可以看到被腐蚀过的呈黑边的晶粒外貌。晶体中晶粒的位向是不同的，腐蚀较严重时不同位相的晶面溶解程度不同，腐蚀后的各晶粒表面呈现不同的平面，由不同平面的晶粒表面反射进入物镜的光线不同，就可以看到明暗程度不同的晶粒。两相合金的腐蚀不同于单相。两个组成相往往具有不同的电极电位，在腐蚀液中会形成极多局部微小的原电池模型。其中充当电池的阳极的一相会在放电中逐步溶解进腐蚀液，因而显微镜下表面变暗，充当阴极的一相表面维持不变，因而显微镜下成亮面。所以可以通过观察显微金相确定两相合金组织组成。多相合金的腐蚀和两相合金腐蚀原理相类似。在金属腐蚀时，选择合适的腐蚀剂是很重要的，合适的腐蚀剂和合适的腐蚀时间是得到明显的显微组织的前提。试样材料属于为低合金钢高强钢，使用腐蚀液：硝酸4mL，乙醇100mL。实验时间：3s～5s。腐蚀前用乙醇清洗干净表面，腐蚀后应尽量立即进行组织观察，因为过长时间的放置会导致试样表面的锈蚀，使组织不易观察。（4）试样观察使用光学显微镜观察试样表面的组织形态，组织分布及不同位置晶粒大小。根据腐蚀后的试样表面晶内结构与晶界不同面或试样不同组成相被腐蚀后不同面的特点，当在垂直光线照射下，反射进入物镜的光线会有不同，依次来看到明暗不同的晶粒。观察时使用下图2.10所示光学显微镜。分别从10×、20×、50×倍数大小的物镜观察不同位置，这时光路中总体放大倍数为100倍、200倍、500倍。首先将视野对准母材，使用10×大小物镜，调整粗准焦螺旋和细准焦螺旋得到清晰明亮的视野，再在水平面上前后左右寻找组织特征明显、污点划痕最少的区域，找到清晰组织照片后标记保存。接着依次换用20×、50×大小物镜在视野内寻找合适区域，拍照并标记保存下来。然后更换观察部位，分别将视野对准焊接热影响区和母材交界处、热影响区、热影响区和焊缝交界处、焊缝区，依次找到合适区域，拍照并记录保存。拍照时应该在用同一倍数物镜观察的同一部位处找到多张合适要求的照片，以供后续分析选择。76 图2.10光学显微镜2.3测量试样不同部位硬度2.3.1维氏硬度测量概述（1）硬度测量原理[17]硬度用来表示材料软硬程度。被测材料的微观结构如晶粒状态、分子构成、原子键及院子结合力结合力以及宏观的力学性能如弹性模量和强度极限对硬度值的大小有着很重要的关联,此外，不同的计量方法和计量时不同的外部条件也对硬度值得大小有关。在实际测量中，经常使用的测量硬度值大小的的方法是布氏硬度试验法、洛氏硬度试验法和维氏硬度试验法。其中的维氏硬度可以按照试验力的大小，分为维氏硬度试验、小负荷维氏硬度试验、显微维氏硬度试验。显微维氏硬度是维氏硬度的一种，显微维氏试验时施加的试验力最小。维氏硬度的测量原理是将金刚石压头以合适的施加力压入试样表面，压头形状为相对夹角136°的正四棱锥体，在一定的保压时间后，去除施加力，因为压头的特殊形状，压痕的平面形状为带有对角线的矩形，通过测量并计算矩形两对角线平均长度，对照显微维氏硬度表得到显微维氏硬度。维氏硬度的测量示意图见下图2.1176 图2.11测量维氏硬度的示意图将维氏硬度值HV定义为施加力除以压痕表面积。按下式计算：HV=2Fsin136°2d2=1.8544Fd2式中HV——维氏硬度值；F——施加力,kgf；d——压痕两对角线d1和d2的算术平均值,mm。当试验力的单位用牛顿（N）表示时HV=0.102×2Fsin136°2d2=0.1891Fd2（2）维氏硬度测量的优点在维氏硬度试验中，维氏硬度计的压头为相对夹角136°的正四棱锥体金刚石，这就使在解压后得到的压痕形状总为带对角线的矩形，基本上不存在压痕变形，这样一来，不管施加的试验力大小值如何，它对对测得的硬度值没有影响。此外，能得到较为清晰的压痕，这就保证了压痕对角线的测量精度，从而保证了不是硬度值的测量精度。维氏硬度试验压痕对角线长度大于压痕深度，在测量压痕对角线时误差因素较少，这又保证了维氏硬度值更稳定、更精确。（3）实验条件[GB/T4340.1-1999标准]1）试样表面要求光滑、整洁，试验面粗糙度须保证能够清晰精确的观测压痕对角线。Ra一般应小于0.2µm，显微维氏硬度试样应达到0.1µm。2）试验一般应该在10～35℃温度范围内进行。3）显微维氏硬度试验的试验力范围在0.09807N≤F<1.961N之间。4）显微维氏硬度试验施加试验力时间为2～10s，压头下降速度0.2mm/s。76 显微维氏硬度试验试验力保持时间为10～15s。5）对钢材来说，两相邻压痕中心间的距离和任一压痕中心至试样边缘的距离至少分别为压痕对角线长度的3倍和2.5倍。2.3.2使用显微维氏硬度试验测量试样硬度（1）实验材料使用上一环节观测金相组织的试样。保证实验前试样表面光滑，干净，保证粗糙度Ra小于0.1µm。如果表面氧化生锈，使用800号金相砂纸打磨表层杂质锈迹等。（2）实验设备使用HX-1000TM型显微维氏硬度计,如下图2.12。图2.12HX-1000TM型显微维氏硬度计仪器能调节加载试验力的大小，压头下降速度，试验力的保持时间等，它拥有不同放大倍数的物镜，用以观察不同加载力产生的压痕。（3）实验过程1）实验前清洁试样表面，设置硬度计加载的试验力F：0.9807N（100gf），试验力保持时间10s。2）将试样放置在载物台，调整试样在视野中央，调整物镜和试样的合适距离，按下start按键打点，朝一个方向远离中心打点取样，旋转螺旋手柄，依照手柄刻度在焊缝和基体每隔0.25mm取一次样点，热影响区每隔0.15mm取一次76 样点。3）等到压头保压结束物镜旋转至视野中的压痕附近时，略微调整物镜与压痕距离至能看清压痕对角线，调整目镜内平行刻线间距离，使之正好位于一条对角线的两端，读取目镜内刻线距离读数和调整刻线的旋转手柄外圈读数得到对角线长度。4）按照上述步骤得到另一条对角线长度数值，求得两个长度数值的平均数，在对应加载试验力的显微维氏硬度对照表中查到平均长度值对应的维氏硬度值，将此值作为该样点的维氏硬度值。5）按上边步骤依次得到20个样点，编号记录。6）整理得到的数据，绘制得到试样不同区域的硬度值曲线。7）分析各区域硬度值差别的原因，结合组织结构观察结果分析结构与硬度值的关系。2.4小结本章主要介绍本课题所做的实验流程，包括得到焊接接头、观察金相组织、测量各个部位硬度值，与此同时分别介绍了焊接工艺的确定和焊接参数选择、常见金相组织及金相组织的制备、硬度测量的原理及测量过程等。76 第3章实验分析3.1金相组织观察结果及分析3.1.1基体显微组织及分析按照2.2节制备并观察焊接接头不同部位金相组织的要求，得到200倍和500倍基体显微金相组织如下图3.1。（a）（b）图3.1基体显微组织（a）200×（b）500×耐磨钢的热处理最终目的是要得到高强度高耐磨性的马氏体组织，故要选择的热处理工艺为淬火＋低温回火，采用低温回火(低温回火温度150～250℃，实验证明250℃回火温度对得到理想组织最佳[18])，回火组织主要为回火马氏体。和淬火马氏体相比，回火马氏体既保持了钢的高硬度、高强度和良好的耐磨性，又适当提高了韧性。200℃回火后，马氏体板条束变短，随着回火温度的升高，马氏体逐渐分解，板条结构不再明显，晶界变得模糊，相邻马氏体板条合并的现象明显，强度冲击和硬度呈逐渐降低趋势[19]，当形成奥氏体晶粒极为细小时候,钢淬火并低温回火可能得到隐晶马氏体和均匀细小的粒状碳化物组织，具有很高的硬度和耐磨性[20]。由图3.1观察可知基体区域组织为回火板条马氏体，也可能含有隐晶马氏体组织,在马氏体组织上分布着碳化物颗粒等，可能在个别区域分布零星的黑色针状贝氏体和粒状贝氏体组织。回火马氏体在具有相对较高的硬度、强度的同时，又适当拥有一定的韧性，76 因此回火马氏体具有较高的耐磨性能。马氏体组织上分布的碳化物等相在物料磨损时作为硬质相颗粒可以显著增强基体的耐磨性能。下贝氏体中铁素体针细小而均匀分布，位错密度很高，而且韧性也很好，具有较好的综合性能，这也增加了基体的韧性，对材料的耐磨性有较大贡献。渗碳体具有较高硬度，但是它的塑性很差，伸长率接近于零，它对耐磨性能的贡献不明显。3.1.2热影响区显微组织及分析在热影响区显微组织照片如下图3.2所示。图3.2热影响区显微组织低碳钢低合金钢焊接接头热影响区包括过热区（粗晶区）、完全相变区（相变重结晶区、正火区、细晶区）、不完全相变区（不完全重结晶区）、回火区。热影响区组织不同区域不同显微组织参见上图3.2。分析可知图中热影响区的过热区组织应该为粗大的马氏体晶粒和铁素体组织；完全相变区应该为细小的马氏体组织，并分布少量的先共析铁素体；不完全相变区组织包括铁素体-马氏体组织以及粒状贝氏体（在铁素体基体上分布有粒状或块状的高碳马氏体与残余奥氏体的混合物），回火区组织较为均一并和母材差别不大。NM360属于低合金钢，但它具有较大的淬硬倾向，故焊后将得到淬硬组织（马氏体），在过热区，由于晶粒严重长大，故得到粗大的马氏体晶粒，而在相当于正火区的相变重结晶区则得到细小的马氏体组织，不完全重结晶区在热循环中的加热温度范围是AC1～AC3，快速加热条件下，铁素体很少溶入奥氏体，而珠光体、贝氏体等转变为奥氏体，在随后的快冷中，奥氏体转变为马氏体，原铁76 素体保持不变，并有不同程度的长大，最终形成铁素体-马氏体组织，当冷速较小时，还可能形成贝氏体。马氏体使这个区域硬度很高，但塑性韧性较差，在整个焊接接头部位，粗晶马氏体和细晶组织的存在会使热影响区具有非常高硬度，但热影响区显微组织差别较大，它们的性能也有所差异，这就使得热影响区的力学性能总体较差，因此热影响区是焊接接头的最脆弱的部位。3.1.3焊缝区显微组织及分析在焊缝区得到200倍和500倍显微组织照片如下图3.3所示。（a）（b）图3.3焊缝显微组织（a）200×（b）500×由图3.3可看出焊缝区域大部分分布着块状晶粒，其中白色为先共析铁素体，中间夹杂少量黑色颗粒珠光体组织。焊缝金属是由占大部分的是焊丝熔敷金属和少部分的母材熔敷金属组成，因为选用的GHS70焊丝金属强度略低于母材，淬硬性低于母材，因此焊缝金属淬硬性较小，得到焊缝组织为铁素体和珠光体而不是马氏体淬硬组织。铁素体有较好的塑性，组织中一定量的铁素体分布会使组织拥有一定的韧性，但整体看来说，焊缝区的硬度应该不会很高。3.1.4不同区域交界处显微组织在基体和热影响区交界得到200倍和500倍显微组织照片如下图3.4。76 （a）（b）图3.4基体和热影响区交界（a）200×（b）500×在热影响区与焊缝交界处分别得到100倍、200倍和500倍显微组织照片如下图3.5所示。（a）（b）（c）图3.5热影响区与焊缝交界处显微组织（a）100×（b）200×（c）500×76 3.2硬度试验结果及分析按照2.3节测量得到的焊接接头不同部位的维氏硬度值，试样点从焊缝中心到母材依次选取20个，数值依次列于下表3.1。表3.1接头不同部位硬度值（HV0.1）213217213228215221230227215225270315317267250230264280282278因为接头试样对称，因此由以上数据可得到整个接头试样硬度值分布，其硬度值分布如下图3.6.图3.6试样硬度的分布由以上图可以直观的看到在整个焊缝部位的硬度值的分布，整体曲线大致呈现“马鞍状”，硬度值大小分布：热影响区＞母材＞焊缝区。结合上节3.1对显微组织的观察不难发现硬度值分布的内在原因。在焊缝区，铁素体和珠光体的组织使材料具有一定的韧性，但它们的硬度值不高，这就使得宏观上焊缝不具备很高的硬度；在热影响区，受热循环的影响，母材不同部位发生不同程度的加热再冷却过程，这就会使组织产生多种类型的相变以及使晶粒发生不同程度的长大，母材淬硬倾向较大，在热循环中受热冷却即会产生马氏体脆硬组织，大量的马氏体组织使该区域硬度值上升较大，但组织的不均匀，特别是过热区粗大的晶粒会使该区域综合力学性能表现较差；母材是由均一回火马氏体构成，淬火马氏体经历低温回火可形成回火马氏体，回火马氏体在硬度方面有所降低，但获得一定韧76 性，同时具有较好的耐磨性能，在马氏体基体上分布着渗碳体和贝氏体，回火马氏体，耐磨性能等综合性能也会较高。经过调质处理的高强钢和具有沉淀强化和弥散强化的合金，经焊接之后在HAZ会产生不同程度的软化或失强，即产生热影响区的软化区。HAZ的软化程度与母材焊前热处理状体有关，实际上，最终热处理状态是回火的母材，回火温度越低（即强化程度越大），则焊后的软化程度越严重。一般来讲，软化或失强最大的部位是在峰值温度为AC1附近。大量实验证明，HAZ中软化最明显的区域大都是在AC1～AC3之间，这与此温度内不完全淬火的过程有较大关系。因为处于不完全淬火区的奥氏体远远没有达到平衡，铁素体和碳化物也没有充分溶解，所以冷却后造成了这个部位的强度和硬度均比较低，焊前母材强度越大，焊后软化的程度也将会越大。3.3小结本章介绍课题所进行实验的结果和相应的分析，包含试样在不同部位的显微组织照片、组织结构分析、维氏硬度分布以及组织硬度的分析。76 第四章总结（1）NM360的基体组织成分为回火马氏体组织，有些还会有渗碳体及碳化物分布在马氏体组织上，个别区域分布零星的黑色针状贝氏体和粒状贝氏体组织。（2）耐磨钢的组织中起着重要作用的是马氏体组织，它是耐磨性能的主要来源。回火马氏体本身具有高硬度、高韧性及高耐磨性特点，与其它碳化物、贝氏体相配合更增加材料的耐磨性能。（3）焊接时材料有一定的淬硬倾向，热影响区容易形成马氏体淬硬组织，受焊接热循环影响，在热影响区的不同区域将生成不同的组织。热影响区的过热区组织应该为粗大的马氏体晶粒和铁素体组织；完全相变区应该为细小的马氏体组织，并分布少量的先共析铁素体；不完全相变区组织包括铁素体-马氏体组织以及粒状贝氏体。（4）焊接时焊丝强度略低于母材，焊缝淬硬性较低，焊缝组织为先共析铁素体和珠光体，具有一定的韧性。（5）硬度方面：硬度分布呈典型的“马鞍状”，硬度值大小：热影响区＞母材＞焊缝。在AC1附近有软化区产生，特别在不完全重结晶区（AC1～AC3）表现明显，宏观上表现为在热影响区和母材交界处附近出现硬度的明显降低。76 参考文献[1]刘军刚,袁林,王玮等.耐磨钢生产研究现状与分析[J].山东冶金.2011.[2]张玉斌、秦洁.高强度耐磨钢板的生产现状及发展[J].世界钢铁,2009(6).[3]中国机械工程学会焊接学会,焊接手册焊接方法及焊接设备[M].机械工业出版社,2002:132～133.[4]钟骏杰,朱汉华,肖常模等.耐磨钢NM360的耐磨性能试验研究[J].武汉理工大学学报,2006,30(3):395～397.[5]ZHONGJunjie,ZHUHanhua,XIAOChangmo,etal.ExperimentalResearchontheAnti-wearPropertiesoftheSteelNM360[J].JournalofWuhanUniversityofTechnology.2006,30(3):395-397.[6]YANGFubao,BAIBinzhe,LIUDongyu,etal.MICROSTRUCTUREANDPROPERTIESOFACARBIDE-FREEBAINITE/MARTENSITEULTRA-HIGHSTRENGTHSTEEL[J].ACTAMETALLURGICASINICA.2004,40(3):296-300.[7]曹艺，王昭东，姜在伟等.高强韧性低合金耐磨钢的开发与研究[J].轧钢,2011,28(6):3～7.[8]李猛运、孟清义、杨广远等.NM360高强耐磨钢板焊接工艺探讨[J].工程机械,2012,6:29～30.[9]杨永建、张绪平、祁晓乾等.Q345钢的MAG焊接接头组织及力学性能分析[J]焊接技术,2011,40(12):6～8.[10]罗丽军.国外高强度耐磨钢生产概述[J].宽厚板,2008,14(3):46～48.[11]李文斌,费静,曹忠孝等.我国低合金高强度耐磨钢的生产现状及发展方向[J].机械工程材料.2012,36(2):6～10.[12]ChenCY,YenHW,KaoFH,etal.PrecipitationHardeningofHigh-strengthLow-alloySteelsbyNanometer-sizedCarbides[J].MaterialsScienceandEngineering,2009,A499(1-2):162～166.[13]秦恒宝,王超.耐磨钢NM360焊接工艺介绍[J].煤炭技术,2006,25(6):26～27.[14]邱言龙,聂正斌,雷振国.焊工实用技术手册[M].中国电力出版社,2008:240～260.76 [15]方文鹏,杜晓伟,陈勇.钨极氩弧焊工艺参数的选择和焊缝缺陷的预防.[J]电焊机,2006,36(6):13～16[16]徐闯,浅谈电气焊中的手工钨极氩弧焊[J].中国石油和化工标准与质量,2008,6:234.[17]张伟、高晓蓉.金属维氏硬度试验方法探讨[J].机械传动,31(5):107～109.[18]刘荣,孙玉福,沙成斌等.热处理工艺对低合金耐磨钢组织和性能的影响[J].热加工工艺.2006,33(14):53～55.[19]司鹏程,赖瑞福.下贝氏体马氏体耐磨钢的研制[J].金属热处理,1994,19(8):11～13.[20]崔中圻.金属学与热处理[M].机械工业出版社,2010:249～252.76 附录Ⅰ中文翻译对高强耐磨钢NM360的模拟焊接热影响区的组织和冲击韧性的研究摘要：因为高的碳当量，被广泛应用在挖掘机械领域的高强耐磨钢NM360在制造过程中经常表现出焊接裂纹。在焊接接头中焊接热影响区（HAZ）是最脆弱的部分。在焊接生产中，大多数问题存在于热影响区，比如淬硬，冷裂，局部脆化和再热裂纹都和热影响区结构转变和产生有关。现阶段，在不同冷却速度下的NM360的热影响区的冲击韧性已经通过物理模拟方法得到研究，根据连续冷却转变曲线（CCT），冲击韧性的演变机制已被得到研究。NM360的热影响区的微观结构，硬度，淬透性，产生冷裂纹的可能性也可以通过CCT图预测。这个研究可以对NM360的可焊性和焊接热影响区性能的探究提供数据并奠定实验基础。关键字：冲击韧性，物理模拟，CCT，耐磨钢引言高强耐磨钢NM360的冶金机制是增加碳和其他合金元素的组成，已经被广泛的应用在挖掘机械领域。其综合性能包括耐磨性，可焊性，塑性通过轧制后调质过程的沉淀和相转变得到提高[1]。在焊接生产中，大多数问题存在于热影响区，比如淬硬，冷裂，局部脆化和再热裂纹都和热影响区结构转变和产生有关。在实验中去测量热影响区的相转变是一个困难的工作，因为焊接接头中的相转变是非常快的，温度非常高转变时间很短。物理模拟是一种解决这问题的有效方法，根据热循环曲线，它可以放大热影响区的任意位置或者其他地方，然后可以观察到微观结构而且性能也可以被方便的检测。采用最新的实验，可以代替以前经常用到的大量重复试验。因此，可以节省大量的人力物质资源。它提供了一个简单的方案去解决不能够被直观研究的复杂问题。材料和试验方法实验材料是高强耐磨钢NM360。将合金元素Mn，Cr，Ni，Mo，B,Si，Al和Ti加入NM360来提高淬透性，调和马氏体的抗力并细化晶粒。它的化学组成76 成分和机械性能分别显示在表1和表2中，在表2中可以看到NM360的硬度和强度非常高，但它的冲击韧性并不好。NM360已经通过轧制后的热精炼过程（950℃的淬火和500℃的回火）被处理，它的微观结构是带有马氏体特征的回火索氏体。NM360钢的微观结构显示在图1。表1NM360钢的化学成分(wt.%)CSiMnPSCuAl0.1390.341.30.0260.00780.0390.031CrNiMoTiBN0.510.260.250.0180.00160.0035表2NM360钢的机械性能σbMPaσsMpaδ5%HBAKVJ(室温)≥1200≥10001036042图1高强耐磨钢NM360的微观结构在热模拟测试中，由Gleeble-1500D加热系统决定的试样尺寸是11mm×11mm×90mm。为了使编程曲线和实际热循环曲线重合，温度跨度在t8/5变化。样品的装配图显示在图2[2].76 A:夹块和夹头的接触表面B：夹块和样品的热点接触表面图2样品的装配图用于这个模拟实验主要参数显示在表3表3用于这个模拟实验主要参数峰值温度1320℃在峰值温度tm的停留时间0.5s加热速度WH通过加热时间tH表现冷却速度Wc通过冷却时间t8/5表现用于热仿真参数说明:（1）峰值温度Tp鉴于实际因素，Tp选择为1320℃。热影响区粗晶粒的形成温度从1200℃到1400℃变化。对低碳低合金钢熔合线温度将在1300-1350℃。Gleeble-1500D将有10-20℃超调。（2）加热速度WH加热速度WH不仅对相转变温度AC1和AC3有影响，对相转变产物和它的特性也有影响。测量瞬时加热速度WH将会产生很大错误。在多数情况下，用加热时间tH代替WH。鉴于CO2气体保护焊的能量和预热温度超过100℃，tH设置为76 从室温加热到1320℃的5秒钟。（3）峰值温度的停留时间tm峰值温度的停留时间tm对晶粒维度和奥氏体的稳定性有影响，鉴于实际焊接条件和热电偶的高温耐热性，tm在这个实验中选择为0.5秒。（4）冷去速度WC对于通常的低合金高强钢，热影响区的微观结构取决于540℃的冷却速度或者是冷却时间t8/5（从800℃到500℃的冷却时间）。因为800-500℃奥氏体的最不稳定阶段，t8/5最终决定热影响区的相转变产物，但是去测量每一个瞬时温度是困难的，所以常常用t8/5来代替冷却速度WC。t8/5是热影响区微观结构和性能的最重要影响因素。通常可以通过理论计算和实验得到。涉及到以下因素，t8/5被确定为5s、10s、15s、20s、25s、30s、40s、50s、60s：中间组织，铁素体珠光体出现的关键冷却时间；马氏体转变温度Ms和Mf；CO2气体保护焊的t8/5的最大变化范围；NM360，15MnCrNiMo,15MnMoVNRe,14MnMoNbB,14MnMoVN,BHW-35和HQ系列硬化调和钢的模拟热影响区连续冷却转变曲线（SH-CCT）。基于以上参数，用Quiksim软件输入模拟焊接热循环的程序。W-3R/W-25Re热电偶被焊接在试样的均匀温度区，试样安装在Gleeble-1500D的测试槽。热循环的模拟数据，膨胀时间膨胀温度可以在Quiksim软件中获得。3.结果和分析3.1冷却时间对冲击韧性的影响根据热模拟GB2650-89，冲击试样被制作成带夏比v型缺口的尺寸为10mm×10mm×55mm的形状。冲击测试在25℃下JB-300夏比冲击测试机上进行。结果在表4中显示，AKV相关曲线在图3中显示。76 表4t8/5和AKV数据序列测得t8/5实际t8/5AKVD0155.078D021010.978D031514.864D042019.776D052524.6134D063030.6139D074040.4135D085050.768D096059.948图3NM360热影响区粗晶粒区冲击韧性在图3中可以看到当t8/5在0s到20s变化时AKV很低且变化很小，这是因为所有的合金结构是易脆的马氏体，这可以从图4（a）中看到。当t8/5在20s到40s76 变化时AKV达到最大值。这由于马氏体和贝氏体复合结构的出现，结构示图在图4（b）和图4（c）中。当t8/5是30s时AKV达到最大值139J。研究[3-5]表明低贝氏体马氏体复合结构和无碳贝氏体马氏体复合结构不仅提高钢的韧性还提高钢的强度。当贝氏体和马氏体的组成达到一定比例，钢就会具有高强度和高韧性的特点。当t8/5超过40s，由于粗晶区的大量马氏体AKV增加很快，这可以从图4（d）中看到。但是所有试样的AKV都比基本金属的（42J）高很多。图4热影响区粗晶粒区金相照片3.2热影响区的冲击断口在扫描电镜S-570分析下的热影响区的冲击断口显示在图5中。可以从图5（a）和图5（b）看到当t8/5小于20s时脊状撕裂和河流状花样存在于所有的裂纹中。原因是试样的冷却速度很低因此发生马氏体转变。众所周知，马氏体具有低韧性高硬度的特点所以发生准解理断裂。当t8/5从20s到40s变化时。图5（c）（d）表明断裂时纤维断裂。这是因为贝氏体转变的产生以及马氏体贝氏体复合76 结构可以提高钢的冲击韧性。在图5（e）（f）中可以看到随着t8/5它再次发生脆性破坏。图5热影响区不同冷却速度冲击韧性的标准电子图像4讨论SH-CCT表格被广泛的用在焊接中并反映出过热区焊接工艺和结构转变过程的关系。在给定钢的焊接条件（I，E，t8/5）下通过SH-CCT图就可以预见结构和相转变的过程。同时，在SH-CCT76 图中也可以选择与组织性能有关的冷却曲线来获得最佳的焊接参数[6]。从图3和图6可以看到对于NM360的焊接来说t8/5在20s到30s变化是合适的。在这个速度下冷却的热影响区粗晶区的结构是由一系列低碳马氏体和少量贝氏体（2-45%）组成的。因为高的冲击韧性（76J-139J）和接近于基体金属（380HV）的硬度（HV387-HV360），不论在结构和综合性能上热影响区粗晶区都有优秀的变现。同时，许多调查表明在低冷却速度下高强，低碳，低合金以及硬化调和钢的焊接的热影响区将会变得非常脆弱，因为低冷却速度下上贝氏体，马氏体和贝氏体的结构。所以这是一个重要的方法通过改善高热输入来避免热影响区的破坏。相似的，冷裂纹可以通过预热来避免。但是要指出的是预热可能产生低的冷却速度从而导致结构脆性强度减小，和坏的韧性。通过低的热输入和适当的预热温度以及调整热影响区t8/5在Tb和Tm之间可以获得好的韧性和抵抗冷裂纹的能力。通过合理的焊接参数和高的冷却速度，没有焊后热处理热影响区也能获得优越的机械性能。图6NM360钢的模拟热影响区连续冷却转变曲线（SH-CCT）76 5结论（1）对NM360钢，随着冷却速度的增加热影响区粗晶区的冲击韧性将会先增加后减小。最好的冲击韧性在t8/5从25s到40s变化时取到，对应的AKV在134J和139J之间。（2）随着冷却速度的增加，冲击断裂的变化如下：解理断裂→凹坑断裂→解理断裂。这和热影响区粗晶粒区冲击韧性的变化是一致的。（3）NM360的热影响区粗晶粒区结构和冲击韧性的变化以及通过焊接工艺可以对焊接工艺参数的选择提供一个重要的基础依据并预测焊接接头性能。76 参考文献[1]ZHONGJunjie,ZHUHanhua,XIAOChangmo,etal.ExperimentalResearchontheAnti-wearPropertiesoftheSteelNM360[J].JournalofWuhanUniversityofTechnology.2006,30(3):395-397.[2]NIUJitai.PHYSICALSIMULATIONINMATERIALSANDHOT-WORKING[M].Beijing:NationalDefenceIndustrialPress,1999.[3]YANGFubao,BAIBinzhe,LIUDongyu,etal.MICROSTRUCTUREANDPROPERTIESOFACARBIDE-FREEBAINITE/MARTENSITEULTRA-HIGHSTRENGTHSTEEL[J].ACTAMETALLURGICASINICA.2004,40(3):296-300.[4]Tomitay.Effectofmartensitemorphologyonmechanicalpropertiesoflowalloysteelshavingmixedstructureofmartensiteandlowerbainite[J].MaterialSciTechnology.1991,7(4):299-306.[5]Youngch,Bgadeshiahkdh.Strengthofmixturesofbainiteandmartensite[J].MaterialSciTechnology.1994,10(3):209-214.[6]LiDeyuanZZSD.RevisionofaCCTDiagramoftheSimulatedADIWeldMetalandItsApplicationinActualWelding[J].J.Mater.Sci.Technol.1998(14):147-150.[7]YinshikeWG.InflunceofWeldThermalCycleonMicrostructuresof10Ni5CrMoVSteel[J].TransactionsoftheChinaWeldingInstitution.1996,17(1):25-30.76 附录Ⅱ英文原文StudyonMicrostructureandImpactDuctilityofSimulatedWeldHAZofHigh-StrengthWear-ResistantSteelNM360Abstract:High-strengthwear-resistantsteelNM360whichiswidelyusedinthefieldofexcavatingmachineryalwaystendstoweldingcrackduringthemanufacturingprocessduetothehighcarbonequivalent.Theheataffectedzone(HAZ)istheweakestpartinaweldingjoint.Inweldingmanufacture,mostoftheproblemsexistinHAZsuchashardenquenching,coldcrack,localbrittlenessaswellasreheatcrackareallrelatedtothestructuretransformationanditsproductsinHAZmaterial.Inthepresentwork,theimpactductilityofNM360’sHAZunderdifferentcoolingratehasbeenstudiedbyusingphysicalsimulationmethod.AndtheimpactductilityevolutionmechanismhasbeeninvestigatedaccordingtothesimulatedHAZcontinuouscoolingtransformation（CCT）diagram.Themicrostructure,hardness,tendencyofhardenability,thepossibilityofgeneratingcoldcrackofNM360"sHAZalsocanbepredictedbytheCCT.ThisworkcanprovidethedataandlaysexperimentalfoundationtotheresearchofweldabilityandtheHAZperformanceforsteelNM360.Keywords：impactductility;physicalsimulation;CCT;wear-resistantsteelIntroductionHigh-strengthwear-resistantsteelNM360,whosemetallurgymechanismistoincreasethecontentofcarbonandtheotheralloyingelements,hasbeenwidelyusedinthefieldofexcavatingmachinery.Thecombinationpropertyincludingthewearresistance,weldabilityandmouldabilityisimprovedbytheprecipitationandphasetransitionduringthethermalrefiningafterrolling[1].Inweldingmanufacture,mostoftheproblemsexistinheataffectedzone(HAZ)suchashardenquenching,coldcrack,localbrittlenessaswellasreheatcrackareallrelatedtothestructuretransformation76 anditsproductsinHAZmaterial.It’sadifficultworktomeasuretheHAZphasetransitioninexperimentbecausethephasetransitioninweldingjointisveryfast,aswellasthetemperatureishighandthetransitiontimeisshort.Physicalsimulationisaneffectivewaytosolvethiskindofproblem.ItcanamplifyanypositioninHAZorsomeotherplaceaccordingtothethermalcyclingcurve.Thenthemicrostructurecanbeobservedandthepropertycanbetestedconveniently.Byusingtheleastexperiment,plentyofrepetitiveexperimentswhichusuallyusedbeforecanbereplaced.Thus,agreatquantityofmanpowerandmaterialresourcescanbesaved.Itprovidesasimplesolutiontothecomplexproblemwhichcannotbeinvestigateddirectly[2].MaterialsandExperimentalMethodTheexperimentalmaterialishigh-strengthwear-resistantsteelNM360.Toimprovethehardenability,temperresistanceofmartensiteandrefinedgrain,alloyingelementsMn,Cr,Ni,Mo,B,Si,AlandTihavebeenaddedintoNM360.ItschemicalcompositionsandmechanicalpropertiesareshownrespectivelyinTable1andTable2.ItcanbeseenfromTable2thatthehardnessandstrengthofNM360steelisexcellent,however,itsductilitypropertyisnotverygood.NM360steelhasbeenprocessedbythermalrefiningprocess(950℃quenchingand500℃tempering)afterrollinganditsmicrostructureistemperedsorbitewithmartensitecharacteristics.MicrostructureofNM360steelisshowninFig.1.Table1ChemicalcompositionsofNM360steel(wt.%)CSiMnPSCuAl0.1390.341.30.0260.00780.0390.031CrNiMoTiBN0.510.260.250.0180.00160.0035Table2MechanicalpropertiesofNM360steel76 σbMPaσsMpaδ5%HBAKVJ(Roomtemperature)≥1200≥10001036042Fig.1Microstructureofhigh-strengthwear-resistantsteelNM360Inthermalsimulationtest,thespecimensizewhichisdecidedbytheheatingsystemofGleeble-1500Dis11mm×11mm×90mm.Inordertomakethecoincidencebetweentheprogrammingcurveandtheactualthermalcyclingcurve,thespanbetweengripsvarieswitht8/5.TheassemblydiagramoftestsampleisshowninFig.2[2].76 A:ContactSurfacebetweenFixtureBlockandColletB:ContactSurfaceofElectricandHeatbetweenFixtureBlockandSpecimenFig.2AssemblydiagramoftestsampleMainparametersusedinthissimulationexperimentisshowninTable3.Table3ParametersusedinthermalsimulationPeaktemperatureTp1320℃Residencetimeduringpeaktemperaturetm0.5sHeatingrateWHExpressedbyheatingtimetHCoolingrateWcExpressedbycoolingtimet8/5Instructionforparametersusedinthermalsimulation:PeaktemperatureTpInconsiderationofthefollowingfactors,Tpwasselectedfor1320℃.①TemperaturefortheformationofcoarsegrainzoneinHAZrangefrom1200℃to1400℃.②Temperatureofweldbondwillbe1300~1350℃forlowcarbonsteelandlowalloysteel.③Gleeble-1500Dwillmake10~20℃overshoot.HeatingrateWHHeatingrateWHhasanimpactonnotonlythephasetransitiontemperatureofAC1andAC3butalsothephasetransitionproductanditsfeature.MeasuringtransientheatingrateWHwillyieldgreaterrors.Inmostcases,heatingtimetHwasusedtoinsteadofWH.InviewofCO2gasshieldedweldingenergyandpreheatingtemperaturemorethan100℃,tHwassetwith5secondsforheatingto1320℃fromroomtemperature.76 (3)ResidencetimeduringpeaktemperaturetmResidencetimeduringpeaktemperaturetmhaveaninfluenceoncrystallitedimensionandstabilityofaustenite.Inviewofactualweldingconditionandhightemperatureenduranceofthermocouple,tmwasselectedfor0.5secondinthisexperiment.(4)CoolingrateWcForcommonlow-alloyandhighstrengthsteel,microstructureinoverheatedzonedependoncoolingvelocityat540℃orcoolingtimet8/5(coolingtimefrom800℃to500℃).Because800℃~500℃isthemostunstabilityperiodforaustenite,t8/5willfinallydecidethephasetransitionproductsinHAZ.Butitisdifficulttomeasureeverytransienttemperature,socoolingtimet8/5wasusedtoinsteadofcoolingrateWc.t8/5isthemostimportantfactorforHAZ’smicrostructureandproperty.Usuallyitcanbeobtainedbytheoreticalcomputationandexperience.t8/5isdeterminedas5s、10s、15s、20s、25s、30s、40s、50s、60sbyreferringtothefollowingfactors:①criticalcoolingtimeforappearanceofintermediatestructure,ferriteandpearlite;②martensitetransformationtemperatureMsandMf③maximumrangeoft8/5inCO2gasshieldedwelding;④SimulatedHAZcontinuouscoolingtransformation(SH-CCT)diagramofNM360,15MnCrNiMo,15MnMoVNRe,14MnMoNbB,14MnMoVN,BHW-35andHQserieshardenedandtemperedsteel.TheQuiksimsoftwarehasbeenselectedtoinputtheprogramofsimulatedweldthermalcyclebasedonaboveparameters.W-3R/W-25RethermocouplewasweldedontheuniformtemperaturezoneoftestspecimenandthetestspecimenwasinstalledinthetestgrooveofGleeble-1500D.Simulateddataofthermalcycle,expansion-timeandexpansiontemperaturecanbeobtainedbytheQuiksim.ResultsandAnalysisEffectofcoolingtimeonimpactductilityImpactspecimensweremadeintodimentionof10mm×10mm×55mmwithcharpy-VnotchaccordingtoGB2650-89afterthermalsimulation.Impacttestswereproceeded76 onJB-300charpyimpactmachinetesterat25℃.TheresultsareshowninTable4andtherelevantcurveofAkvisshowninFig.3.Table4Dataoft8/5andAkvNumberDefaultt8/5Actualt8/5AKVD0155.078D021010.978D031514.864D042019.776D052524.6134D063030.6139D074040.4135D085050.768D096059.948Fig.3Impactductilityofcoarse-grainzoneinHAZforNM360ItcanbeseenfromFig.3thatAkvisloweranditchangesverylittlewhent8/5rangedfrom0sto20s.ThisisbecauseallofthemetallurgicalstructureisbrittlemartensitewhichcanbeseenfromFig.4(a).Akvreachthemaximumwhent8/5rangedfrom20s76 to40s.Thereasonforthatistheappearanceofmartensite/bainiteduplexstructurewhichareshowninFig.4(b)andFig.4(c).Whent8/5is30s,Akvachieveitsmaximum139J.Researches[3-5]indicatethatlowerbainite/martensiteduplexstructureaswellasnon-carbidebainite/martensiteduplexstructurecanimprovenotonlythesteel’sductilitybutalsostrength.Whenthecontentofbainiteandmartensitereachesacertainproportion,steelwillbecharacteredwithhighstrengthandductility.Whent8/5exceeds40s,Akvdecreaseobviouslyduetotheplentyofbainiteincoarse-grainzone,whichcanbeseenfromFig.4(d).ButalloftheAkvofthespecimensaremuchhigherthanthebasemetal’s(42J).Fig.4Metallographofcoarse-grainzoneinHAZImpactfractureinHAZImpactfractureofHAZshowninFig.5areanalysedonthescanningelectronmicroscopeS-570.ItcanbeseenfromFig.5(a)andFig.5(b)thattearingridgesandriverpatternsexistedinallthefractureswhent8/5islessthan20s.Thereasonisthatthecoolingratesofspecimensarelowandthusthemartensitetransformationoccurred.Asisknowntoall,martensiteischaracterizedwithlowerductilityandhighhardness,sothequasi-cleavagefracturesoccurred.Whent8/5rangefrom20sto40s,Fig.5(c)andFig.5(d)indicatethatthefracturesareductilefractures.Thisisbecauseoftheoccurrenceofbainitetransformationandtheduplexstructureof76 martensite/bainitecanimprovesteel’simpactductility.AsshowninFig.5(e)andFig.5(f),withtheincreaseoft8/5,itturnsintobrittlefractureagain.Fig.5SEMpictureofimpactfractureunderdifferentcoolingrateinHAZDisscussionSH-CCTdiagramhasbeenwidelyusedinweldingwhichreflecttherelationshipbetweenweldingprocedureandprocessofstructuretransformationinoverheatedzone.TheprocessofphasetransformationandstructurecanbeforecastedbySH-CCTwithgivingweldingcondition(i.e.t8/5)forsteel.Inthemeantime,coolingcurverelatedtostructureandperformancecanbechoosedfromSH-CCTforthesake76 ofachievingtheoptimalweldingparameters[6].ItcanbeseenfromFig.3andFig.6thatitisappropriatefort8/5rangedfrom20sto30sforNM360’swelding.StructureinHAZcorase-grainzonearecomposedofagreatquantityoflowcarbonmartensiteandalittlebainite(2~45%)underthiscoolingrate.Aswithhighimpactductility(76J~139J)andhardness(HV387~HV360)whichisclosetothehardnessofbasemetal(380HV),coarse-grainzoneinHAZhasaexcellentperformancebothinstructureandcombinationproperty.Inthemeanwhile,manyotherinvestigations[7]indicatethatHAZwillbecomeverybrittleintheweldofhighstrength,lowcarbon,lowalloy,andhardenedandtemperedsteelunderlowcoolingrate.Becausethereisstructureofupperbainite,martensiteandbainiteunderlowcoolingrate.SoitisasignificantwaytoavoiddamagetoHAZbyrefiningthehighheatinput.Similarly,coldcrackcanbeavoidedbypreheating.Butnotethatpreheatingmayleadtolowercoolingratewhichmayresultinstructurebrittleness,strengthdecreaseandbadtoughness.Excellenttoughnessandcoldcrackresistantabilitycanbeobtainedbylowerheat-inputandappropriatepreheatingtemperatureandrefiningthet8/5ofHAZamongt’bandt’m.Withthereasonableweldingparametersandhighcoolingrate,excellentmechanicalpropertyofHAZcanbeachievedwithoutpostweldheattreatment.76 Fig.6SimulatedHAZcontinuouscoolingtransformationdiagram(SH-CCT)ofNM360steelConclusion(1)ForNM360steel,impactductilityofcoarse-grainzoneinHAZwillincreaseatfirstandthendecreasewiththeincreasingofcoolingrate.Thebestimpactductilitycanbeachievedwhent8/5variesfrom25sto40sandthecorrespondingAkvrangesfrom134Jto139J.(2)Withtheincreasingofcoolingrate,theevolutionofimpactfractureisasfollows:quasi-cleavagefracture→dimplefarcture→quasi-cleavagefracture.Thatiscoincidentwiththeevolutionofimpactductilityofcoarse-grainzoneinHAZ.(3)TheevolutionofstructureandimpactductilityinHAZcoarse-grainzoneofNM360canprovideanimportantbasistotheselectionofweldingtechnologicalparametersandforecastingthejoint’sperformanceviaweldingprocedure.76 References:[1]ZHONGJunjie,ZHUHanhua,XIAOChangmo,etal.ExperimentalResearchontheAnti-wearPropertiesoftheSteelNM360[J].JournalofWuhanUniversityofTechnology.2006,30(3):395-397.[2]NIUJitai.PHYSICALSIMULATIONINMATERIALSANDHOT-WORKING[M].Beijing:NationalDefenceIndustrialPress,1999.[3]YANGFubao,BAIBinzhe,LIUDongyu,etal.MICROSTRUCTUREANDPROPERTIESOFACARBIDE-FREEBAINITE/MARTENSITEULTRA-HIGHSTRENGTHSTEEL[J].ACTAMETALLURGICASINICA.2004,40(3):296-300.[4]Tomitay.Effectofmartensitemorphologyonmechanicalpropertiesoflowalloysteelshavingmixedstructureofmartensiteandlowerbainite[J].MaterialSciTechnology.1991,7(4):299-306.[5]Youngch,Bgadeshiahkdh.Strengthofmixturesofbainiteandmartensite[J].MaterialSciTechnology.1994,10(3):209-214.[6]LiDeyuanZZSD.RevisionofaCCTDiagramoftheSimulatedADIWeldMetalandItsApplicationinActualWelding[J].J.Mater.Sci.Technol.1998(14):147-150.[7]YinshikeWG.InflunceofWeldThermalCycleonMicrostructuresof10Ni5CrMoVSteel[J].TransactionsoftheChinaWeldingInstitution.1996,17(1):25-30.76 附录Ⅲ任务书华北水利水电学院毕业论文任务书论文题目：耐磨钢NM360A钨极氩弧焊接头组织结构性能分析专业：材料成型及控制工程班级：2009064班姓名：刘洋指导教师：李刚设计期限：2013年02月25日开始2013年05月31日结束机械学院2013年02月25日76 一、课题的来源、研究的目的和意义在国外的结构件使用中低合金高强度钢(以下简称高强钢)已经得到了广泛应用，不仅能够取得良好的结构使用性能，还获得了良好的经济效益。而在国内，目前对于此类高强度钢材的研究尚处于起步阶段，主要是由于受到这种高强度钢焊接难度大、易出现焊接缺陷、工艺复杂等因素的限制。文中作为试验研究的NM360A耐磨钢是一种近期开发的新钢种，是在Q345钢的基础上通过加入一些合金元素进而调整不同合金元素的成分含量和比例而成。低合金高强钢通过改变钢中的碳和合金元素含量，实现固溶强化和相变强化处理，从而提高钢的强度，或者同时依靠晶粒超细化，提高强度和韧性。低合金高强钢性能的发展趋势是：钢的强度将进一步提高，钢的韧脆转变温度将大幅度降低，钢的焊接性将显著改善。由于对其焊接性能和参数还缺少参考数据，因此我们在在高强钢的焊接方面进行大量的试验和应用，从焊材的选择、焊前预热、焊后处理、工艺参数等方面出发进行工艺研究，使得结构件的焊接性能和可靠性得到更大的提升具有重要意义。分析研究焊接性的目的，在于查明一定的金属材料在指定的焊接工艺条件下可能产生的问题及其原因，以确定焊接工艺的合理性或金属材质的改进方向（本文主要是以确定合理焊接工艺为目的）。因此必须对整个焊接过程中的材料成分、组织和性能变化规律和各种焊接缺陷的形成本质及其影响因素加以研究。焊接性是指同质金属或异质金属在制造工艺条件下，能够焊成具体的接头，并满足预期使用要求的能力。这是一种综合性能。换言之，金属焊接性可理解为金属材料对焊接加工的适应性，主要指在一定的焊接工艺条件下，一定的金属材料获得优质焊接接头的难易程度。总的来说，焊接性主要包括两方面内容：其一是接合性能，即一定的金属材料在规定的焊接工艺条件下对形成焊接缺陷的敏感性；其二是使用性能，就是一定的金属材料在规定的焊接工艺条件下所形成的焊接接头适应使用要求的程度。本课题所研究的钢种属于低合金高强度用钢中优质耐磨钢，目前在国内起步较晚，应用较少，研究其钨极氩弧焊的焊接方法具有创新性。对焊接工艺进行综合评价，使得焊接工艺能满足使用环境条件的要求，为保证焊接接头的安全使用性能具有重要意义。研究焊接组织产生的缺陷及其产生的机理，确定焊接接头的76 薄弱环节，对焊接工艺进行评价和改进具有重要的科学价值和经济价值。二、研究的主要内容1、耐磨钢NM360A的热处理工艺分析研究；2、耐磨钢NM360A的焊接性分析；3、选择或制定焊接性试验方法；4、冷裂纹的敏感性计算；5、制定焊接工艺施焊方案；6、测试焊接接头不同方位的硬度分布规律；7、焊接接头不同部位的组织分布规律；三、主要研究方法1、耐磨钢NM36OA的组织和性能分析；2、用碳当量法、焊接裂纹敏感指数法间接分析焊接接头的冷裂倾向；3、利用连续冷却组织转变曲线法对焊接性分析；4、焊接接头不同方位的硬度测试结果及分析；5、焊接接头的金相组织分析。四、设计成果及要求1、开题报告一份（3000字以上）；2、外文翻译一篇（3000字以上，要求翻译内容与设计课题有关）；3、毕业设计论文一份（要求中、英文摘要，且中文摘要400字左右；正文10000字以上）；4、其它要求严格依据：⑴华北水利水电学院本科生毕业设计（论文）规范（试行）；⑵华北水利水电学院本科生毕业设计（论文）实施细则。五、毕业设计纪律要求1、严格遵守学院的作息时间，做好每日的卫生、考勤工作。2、毕业设计期间，学生原则上不得请假。若遇到面试或其他必须请假的事情，首先必须征得指导教师的同意，再到系里办理请假手续。学生毕业设计缺作1/3以上的，不得参与毕业答辩。3、鼓励相互探讨，但杜绝抄袭。76 4、阶段任务必须在指定的时间段完成，上交指导教师审阅76 附录Ⅳ开题报告指导教师：年月日华北水利水电学院本科生毕业设计(论文)开题报告学生姓名刘洋学号200906407专业材料成型及控制工程题目名称耐磨钢NM360A钨极氩弧焊接头组织结构性能分析课题来源教师自拟课题选题的目的和意义一.工业中磨损现状随着工业化大生产的推进和现代科技的发展，生产对机械设备的功能和性能要求也愈加苛刻，特别是在越来越高的速度和越来越严格的精度和强度要求下，零部件之间的磨损问题逐渐成为限制设备快速发展的一个障碍。目前在世界范围内，由于磨损造成的能源和材料的消耗以及磨损造成的设备寿命和生产效率的降低十分惊人的。资料显示，世界发达工业化国家约30%的能源是以不同形式消耗在磨损上的。在美国，每年由于摩擦磨损和腐蚀造成的损失约1000亿美元，占国民经济总收入的4%。国内每年消耗金属耐磨材料约达500万吨以上，各种破碎机衬板消耗近50万吨，轧辊消耗近60万，各种工程挖掘机、装载机、输送管道、破碎机锤头和鄂板等消耗超过50万吨，不完全统计，每年由于工件磨损而造成的经济损失约400亿元人民币[1]。因此，研究和发展耐磨材料，以减少金属磨损，对国民经济的发展有着重要的意义。[2]二.耐磨钢的研制目前，常用改善钢材合金材料的抗磨损性能途径有两种，一种是通过表面渗入微量元素强化或者表面热处理和表面涂层以提高材料的表面摩擦磨损性能，另一种方式是在合金钢中调整合金元素成分，加入适量的微量元素，如Ni，Mo，V，Co等元素。前种方式虽然对材料表层局部性能改善较大，工艺成熟，经济有效，但表层脆性高、微裂纹密集、内应力高、涂层结合强度低等缺陷不可克服，限制了这种工艺在一些场合的应用，后种方式可以从材料的本质上改善其机械强度和摩擦磨损性能。76 选题的目的和意义采用第二种方法，在Q345钢中通过调整合金元素而开发一种新钢种NM360，在应用中这种钢材表现出良好的抗冲击性，此外合金元素的调整使其抗粘着磨损性能抗冲蚀磨损性能都很高[3]。三.耐磨钢的应用高强度耐磨钢广泛应用于矿山机械、煤炭采运、工程机械及水泥设备等方面，可以满足大型工程机械在恶劣环境下工作需要高耐磨、长寿命、可简单冷成型的使用要求。例如，用于制造推土机、装载机的铲刀、铲斗、煤矿开采用电铲、自动装卸矿用车及刮板运输机槽底衬板等。此外，凡是机械中有相对运动的工件间均会产生各种类型的磨损，都会要求提高工件材料耐磨性或使用耐磨钢[2]。近年来，低合金耐磨钢在国内矿山机械、农业机械、港口机械等工程机械领域得到了广泛的应用，尤其以级别NM360、NM400耐磨钢的用量较大。在采煤、矿山、港口、车辆等机械的挖掘头、铲斗、履带和装载运输等部位，因为它们往往在工程机械中磨损量最大，因而耐磨钢NM360广泛地应用于此。本文涉及的NM360A对耐磨钢要求的质量等级A，对冲击韧性没有要求。四.钨极氩弧焊焊接法方法的优点在众多焊接方法中，钨极氩弧焊几乎可以用于所有金属和合金的焊接，而且它还有以下优点：(1)氩气具有极好的保护作用，能有效隔绝周围空气，它本身既不和金属发生化学反应，也不溶于金属，使得焊接过程中熔池的冶金反应简单易控制，为获得高质量焊缝提供良好的条件。(2)钨极电弧非常稳定，即使在很小的电流下也可以稳定燃烧，对电流要求不严格。(3)热源和填充焊丝可分别控制，因而容易调整热输入，可以进行全方位焊，可以很理想的实现单面焊双面成型(4)由于填充焊丝不通过电流，故不会产生飞溅，焊缝成形美观[4]。因此采用钨极氩弧焊焊接方法焊接NM360A，通过对接头组织结构及性能的分析来研究以NM360A为代表的低合金高强度耐磨钢在焊接接头中可能76 表现出来的性能，继而可了解耐磨钢焊接件在实际机械部件中的使用性能，这对实际应用很有意义。主要内容一.研究背景1.国内外耐磨钢发展状况[5～6]近几十年来，高强度耐磨钢的开发与应用发展很快。低合金高强度耐磨钢具有硬度高(强度不低于1000MPa，硬度不低于360HB)、焊接性能好等特点，具有良好的加工性能和耐磨性能，使用寿命是传统结构钢板的数倍。此外其生产工艺简单，一般采用轧后直接淬火加回火，或通过控轧、控冷工艺进行强化。高强度耐磨钢板适用于多种工况条件，日本、德国、瑞典等国的一些钢铁公司都生产高强度耐磨钢。我国在高强度耐磨钢的开发方面起步较晚，在近10年陆续引进工程机械制造技术后，才打破了传统16Mn钢的低级别状态，开始向经济型和高性能方向发展。目前国外生产此类耐磨钢板的著名厂家有瑞典奥克隆德、德国迪林根、德国蒂森克虏伯、日本的JFE等，其中瑞典奥克隆德生产的产品有HARDOX系列，硬度高达600HB；德国迪林根的产品有400V和500V牌号，德国蒂森克虏伯有XAR400、XAR450、XAR500等牌号，日本JFE生产的EH400和EH500等钢种都具有优良的耐磨性能。瑞典奥克隆德的HARDOX400、450钢是多用途耐磨钢板，具有高韧性良好的弯曲和焊接性能。HARDOX500是一种细晶粒无碳化物马氏体和贝氏体耐磨钢板，可用于对耐磨性能要求更高的领域。HARDOX550是一种平均硬度为550HB的耐磨钢板，其韧性与HARDOX500的相同，应用于高磨损场合，但硬度比后者提高了50HB，故而延长了耐磨寿命；HARDOX600是目前世界上最硬的耐磨钢板，硬度达到600HB。我国生产低合金高强度耐磨钢的厂家主要有舞钢、武钢、宝钢、南钢等，但国产产品性能稳定性和整体品质与外国产品相比还存在一定差距。国内目前生产的多是回火马氏体组织低合金耐磨钢，而国外生产的是部分贝氏体和马氏体复合组织的耐磨钢，这是其性能优于国内耐磨钢的重要原因。另外我国耐磨钢的纯净度、生产工艺稳定性也与国外存在一定差76 主要内容距，使得钢材组织和成分的均匀性较差，这是耐磨钢性能低于国外的另一主要原因。因此在合金钢的冶炼过程中通过寻求合适的化学成分及组织设计优化生产工艺获得均匀稳定的贝氏体和马氏体复合组织是低合金高强度耐磨钢发展的一个重要方向。值得一提的是由东北大学轧制技术及连轧自动化国家重点实验室和南京钢铁股份有限公司的曹艺，王昭东，姜在伟等人在耐磨钢研究方面的成果，他们采用Ti-Cr-B微合金化成分设计，并经过轧后淬火+回火工艺生产了NM360、NM400低合金耐磨钢，耐磨钢的特殊微观结构使钢板具有良好的耐磨性能、焊接性及低温冲击韧性。他们的实验结果以高强韧性低合金耐磨钢的开发与研究为题发表在轧钢期刊中。以下是他们得到的结果。(1)金相组织热处理后NM360、NM400光学显微金相组织如下图1(a)(b)(a)为NM360(b)为NM400图1NM360、NM400光学显微金相组织由图可知它们的基体组织均为板条马氏体的回火组织；NM360试样中渗碳体弥散分布在板条状基体组织上。(2)磨损性能将NM400、Q345和日本同级别J-400钢板在MLD-10型动载磨料磨损试验机上进行冲击磨料磨损实验。其实验结果如下：76 主要内容图2不同钢种的磨损面形貌a-Q345；b-J-40；c-NM400不同钢种的磨损面形貌如上图2所示，NM400的显微组织为高硬度马氏体，因此与其他结构相比磨损时磨料更不容易嵌入，具有较好的冲击韧性。不同钢种的磨损量随磨损时间变化曲线如下图3所示，相比之下NM400磨损量较小，具有更好的耐磨性。图3不同钢种的磨损量随磨损时间变化曲线1-Q345；2-J-40；3-NM400(3)焊接性能厚度32mm的NM400对接接头工艺为：80%Ar+20%CO2气体保护焊，X型坡口，Φ1.2mmBHG-3焊丝，电流270～300A，预热温度75℃，电压30～32V，焊速5.5mm/s观察焊缝及焊接热影响区微观组织。由焊缝金属及焊接热影响区过热区正火区及不完全相变区的微观组织分析可知，焊缝组织为针状铁素体；热影响区过热区组织为马氏体，晶粒较粗大；正火区组织以细小的马氏体为主，还有极少量先共析铁素体；不完全相变区组织为板条贝氏体+粒状贝氏体。焊接接头熔合情况良好，无气孔夹杂裂纹76 主要内容等宏观缺陷。由上可知，NM360、NM400的基体组织均为板条马氏体的回火组织；渗碳体弥散分布在耐磨钢的板条马氏体基体组织上，由此结构可知道耐磨钢具有较高耐磨性能的同时还具有较好的耐冲击韧性，这也在试验中得到证实。对混合气体保护焊的焊接接头组织性能分析可知接头状况良好，各项性能也可满足要求。2.对耐磨钢的焊接及接头性能的研究在期刊NM360高强耐磨钢板焊接工艺探讨中，李猛运、孟清义、杨广远等人对NM360焊接工艺进行一些研究，母材为NM360和ZG30SiMn的异种合金钢焊接，采用混合气体保护焊，为防止焊接裂缝，按照等强匹配原则使用GHS-70高强焊丝，预热点固，并整体预热120～150℃，焊接采取对称多层多道压焊，焊接电流240～260A，电压26～28V。他们使用的焊接应力与变形的控制的方法：(1)将焊接后的工件放置在木板上，达到缓冷的目的，以此防止焊缝冷裂纹的产生。(2)锤击焊后焊缝，消除扩散应力。(3)采用焊后热处理消除内应力，采取550℃整体高温回火进行焊后热处理。耐磨钢接头性能研究包括观察接头金相组织、接头硬度测试、接头耐磨性能测试、接头力学性能测试等等。在焊接技术期刊标题为Q345钢的MAG焊接接头组织及力学性能分析文章中，中国矿业大学的杨永建、张绪平等人采用MAG焊对Q345钢板焊接件的拉伸、冲击、弯曲等力学性能进行测试，并观察了焊缝区域显微组织。Q345属于低合金钢，其化学成分如下表1表1Q345化学成分(质量分数%)CMnPSSiV≤0.2≤1.7≤0.045≤0.045≤0.550.02～0.15NM360耐磨钢是通过在Q345钢中调整合金元素而开发得到。文中实验用材料为12mm的Q345对接钢板，45°V形坡口，1mm左右钝边，80%Ar+20%CO2气体保护焊焊接，Φ1.2mm的焊丝ER50-6，采用如下表2焊接工艺：76 主要内容表2焊接工艺参数焊接电流(A)电弧电压(V)气体流量(L/min)260～28026～2818～20使用OLYMPUS-BX51光学显微镜对Q345钢焊接接头组织进行观察。在CSS-44300型电子万能试验机上进行弯曲试验和单向拉伸试验。使用JBN-300型摆锤式冲击机进行室温冲击试验。实验结果如下：Q345钢试样MAG焊接接头焊缝中心区显微组织形貌如下图4:图4试样焊缝中心区组织由图可看出焊缝中心区域为块状晶粒，白色为先共析铁素体，中间夹杂少量黑色珠光体组织。下表为试样接头各项力学性能测得值：表3试样接头力学性能抗拉强度/MPa抗弯强度/MPa冲击吸收功/J(常温)37025758试样接头相对较高的力学性能和以下两个因素有关：(1)试样焊缝组织为细小的先共析铁素体与少量珠光体组织，并且它们的晶粒尺寸都比较小；(2)因为当裂纹穿过试样焊缝中细小的铁素体与珠光体组织时，组织可通过形变减弱裂纹前端的应力集中，裂纹的扩展呈波浪起伏状，形成撕裂韧窝状断口，因此它的冲击韧性比较高。总结以上可知Q345钢的MAG焊接接头中心组织为先共析铁素体和珠光体复合组织,它们的尺寸较小,因此具有较高的力学性能；组织可由变形削76 主要内容弱裂纹的扩展延伸，从而使组织拥有一定耐冲击韧性。二.对耐磨钢NM360的焊接分析：1、耐磨钢NM360基本性能GB/T24186——2009《工程机械用高强度耐磨钢板》中NM360合金要求(质量分数，%)：C≤0.25，Si≤0.7，Mn≤1.6，P≤0.025，S≤0.015，Cr≤0.80，Ni≤0.50，Mo≤0.50，Ti≤0.050，B=0.0005～0.0006，Al≥0.010。中国舞阳钢厂生产的WNM360～500系列耐磨钢是国内耐磨钢的代表。下表4表示舞钢WNM360系列成分：表4NM360化学成分，钢板厚度≤50mm(质量分数，不大于%)CSiMnPS0.200.601.600.0250.015续表4NiCrMoB0.81.000.50.004交货状态为淬火+回火，它应用在：推土机、自卸车、挖掘机、破碎机、给料机、装载机、筛分机、装载机、传送设备、溜槽(刮扳机)、刀刃和破断刃具等等。WNM360力学性能列于下表5表5力学性能能：牌号硬度HBW拉伸性能Rp0.2(MPa)Rm(MPa)A50%WNM360320～400≥800≥1000≥10上表中“Rp0.2”表示钢板屈服强度；“Rm”表示钢板抗拉强度；“A50”表示钢板延伸率。钢板实物性能屈服强度约在1000MPa，抗拉强度约在1100MPa。在钢中加入Si、Mn增加了钢的强度及耐磨性，C与Mn相配合(Mn/C=8～11)，使钢具有加工硬化能力，提高抗磨性。Cr、Mo等合金元素可以降低76 主要内容临界冷却速度，促使钢生成马氏体组织，改善钢的焊接性能[7]。WNM360耐磨钢系列是平均布氏硬度360HBW，其机械性能是通过热处理获得。钢板具备良好的抗裂性能，应用于既要求抗磨损又必须有良好的韧性的工况。根据等强匹配原则，钨极氩弧焊焊丝选用GHS-70高强度焊丝。2.焊接性分析强度级别较低的低合金高强钢，由于钢中合金元素含量较少，其焊接性良好，接近与低碳钢，随着钢中合金元素的增加，强度级别的提高，钢的焊接性也逐渐变差。WNM360屈服强度在1000MPa以上，焊接性有所恶化，有以下表现：(1)热影响区性能变化：在母材的热影响区容易出现以下问题：由于焊接冷却速度快，焊后一般又不进行热处理，在过热区内易出现诱发冷裂纹的脆性组织；调质状态下的钢材，只要加热温度超过它的回火温度，性能就会发生变化。粗晶区脆化：热影响区中被加热至1100℃以上的粗晶区，当焊接线能量过大时，粗晶区的晶粒将迅速长大或出现魏氏组织而使韧性下降，出现脆化段。因此韧性的下降几乎是不可避免的，而且随着材料强度级别的提高韧性下降越明显。(2)热影响区淬硬倾向增加：随着低合金高强钢强度级别的增加，焊接时的过快冷却速度会导致在热影响区出现马氏体组织，进而淬硬倾向增大。(3)冷裂纹：产生冷裂纹的三个主要因素是：焊缝金属内残留的扩散氢，热影响区或焊缝金属的淬硬组织，焊接残余应力。焊接低合金高强钢时，氢的主要来源是焊条药皮中的水分和坡口表面的水分油污杂质等。这些物质在电弧高温作用下分解出氢，溶解在熔池金属内，熔池冷却凝固时氢来不及逸出，残留在焊缝内。由于焊接热循环不稳定的原因，在高强钢淬透性提高的同时也加大了脆硬组织出现的几率，并且冷却速度过快又会较多地出现晶格缺陷，这都为冷裂纹的出现埋下了隐患。焊接时由于不均匀的加热和冷却以及构件本身的拘束作用，在焊缝内会产生很大的残余应力所以，低合金高强钢焊接时有较大的冷裂倾向。需要指出的是，WNM360中C、S的含量较低，形成低熔点共晶的几率减少，76 主要内容含Mn量较大，有利于和S反应生成高熔点硫化锰。而且，杂质含量控制严格，因此热裂纹倾向较小。根据国际焊接学会(IIW)推荐的碳当量计算公式CE=C+1/6Mn+1/5(Cr+Mo+V)+1/15(Ni+Cu)(%)计算碳当量。(1)当CE<0.40%时，钢材的硬倾向不明显，可焊性优良，焊接时不必进行预热，可直接施焊；(2)当CE=0.40～0.60%时，属于有淬硬倾向的钢，其中CE不超过0.5%时，可焊性尚可，但随板厚增加往往需要采取一定的预热措施，当CE大于0.5%时，它的冷裂敏感性较大，需采取焊前适当预热，焊后缓冷等工艺措施，控制其焊接线能量；(3)当CE>0.60%时，钢材的硬倾向较强，可焊性较差，属于较难焊接的钢种，这时必须采取较高的预热温度和严格的工艺措施，选取合适的焊接材料。按照元素含量最大值计算得出，NM360钢材的碳当量值CE=0.82%。由此可见，这种材料的焊接性不良，焊接时其硬倾向较大，热影响区热裂和冷裂倾向都会较大，尤其在调质状态下焊接，热影响区的冷裂倾向将会表现得很突出，所以应在选取合适焊接材料的基础上，采取恰当的焊前预热温度、严格工艺措施和控制适当的层间温度的条件下，才能达到实现产品焊接的目的。由上分析，NM360的焊接应该注意以下要点：(1)NM360淬硬倾向较大，因此应该采用较慢的冷却速度，这就要求使用低的焊接速度，需要焊前预热。(2)NM360冷裂倾向较大，应限定焊接线能量的最低值，此外保持焊接材料的干燥，减少氢的来源，采用适当方法减小产生焊接应力。(3)有粗晶区脆化可能性，这要求限制过高的线能量防止过热。(4)为消除残余应力，改善组织，可进行焊后热处理，同时也有让焊缝脱氢，预防延迟裂纹的目的。3.焊接工艺参数选择[8～10](1)电源种类与极性：钨极氩弧焊采用的电源种类与极性与被焊金属的材料有关，各种金属钨极氩弧焊时电源种类和极性选择见下表6表6各种金属钨极氩弧焊时的电源种类和极性选择76 主要内容电源种类与极性被焊金属材料直流正极性低合金高强钢，不锈钢，耐热钢，钢，钛及合金直流反极性各金属的熔化极氩弧焊交流电源铝，镁及合金NM360属于低合金高强钢，采用直流正极性。直流正极性焊接时，工件接正极，温度较高，适用于焊接厚工件及散热快的金属。(2)焊丝及直径d：通常钨极氩弧焊要求焊丝化学成分应与母材化学成分相匹配，即等强匹配原则，同时严格控制其化学成分的纯度和质量。在焊接时，由于存在化学成分的损失，在焊接时焊丝的主要合金成分要高于母材。焊丝直径与焊件厚度，接头间隙有关，当焊件厚度接头间隙大时，焊丝直径可选大些。选择不当可造成焊缝成形不好，余高过大或过小或未焊透。焊件厚度10mm，坡口形状如下图5图5钢板坡口示意图(3)焊接电流与钨极直径：焊接电流通常由工件厚度，材质以及焊接接头的空间位置来选择，焊接电流较小钨极直径较大时，电流密度较低，钨极端部温度不够，会产生电弧漂移，破坏电弧稳定性，破坏保护区，熔池被氧化。反之当焊接电流较大钨极直径较小时，电流密度太大，钨极端部温度升高过高，可能产生钨极端部被熔化，破坏保护区使熔池氧化，同时还可能使熔池形成夹钨缺陷。因此电流和钨极直径有着很密切的关系。同时，钨极直径直接决定焊枪尺寸和冷却形式。选择合适的焊接电流和钨极直径才能保证电弧的稳定性。下表7列出钨极直径和直流正接的焊接电流的适用范围表7推荐的焊接电流值76 主要内容钨极直径(mm)0.51.01.62.5电流(A)5～2015～1870～150150～250续表7钨极直径(mm)3.04.05.0电流(A)250～400400～500500～800(4)电弧电压Uh与电弧长度Lh：电弧电压与电弧长度是线性函数关系，当弧长增加时，电弧电压成正比增加，电弧的热量也愈大。但当电弧长度超过一定范围后，在弧长增加的同时，弧柱截面积也增大，热效率下降，且气体保护效果变差。弧长大小与焊接电流和焊丝直径也有关，一般使用大电流、大直径焊丝时弧长可适当增加，如果弧长选择不当，会造成碰钨、未焊透、气体保护效果不好等问题。一般钨极氩弧焊的Lh控制在1～3mm为宜。采用短弧焊有利于缩短喷嘴到焊件的距离，提高保护效果，且短弧焊使电弧热量集中，电弧对熔池的压力增大，使焊缝的反面容易成形，有利于做到单面焊双面成形。但对于焊接可达性差且需外加填料的零件时可适当增大电弧长度。(5)喷嘴直径D与氩气流量Q：喷嘴直径越大，保护区范围越大，保护气的流量也越大，可按下式选择喷嘴的内径：D=(2.5～3.5)dw其中D——喷嘴的直径或内径，mm；dw——钨极的直径，mm。通常焊枪决定后，喷嘴直径很少能改变，因此当喷嘴直径确定后，决定保护效果的是氩气流量。氩气流量，喷嘴直径对保护效果影响(保护区直径)的关系如下图6所示76 主要内容图6氩气流量，喷嘴直径对保护效果影响由上图可知，氩气流量很小时保护效果不好，当增大流量时，保护效果变好，但流量太大时候，容易产生紊流，保护效果随之下降。此外，氩气流量与焊接电流也有一定关系，如图7所示：图7氩气流量与焊接电流关系通常氩气流量可按下式计算得到：Q=(0.8～1.2)D式中Q——氩气流量，L/minD——喷嘴的直径，mm。在实际工作中，通常由操作人员通过试焊来确定气体流量，流量合适时，熔池平稳，表面明亮没有渣，焊缝外形美观，表面没有氧化痕迹。此外还要考虑外界气流，焊接速度和焊接接头形式等因素的影响。(6)焊接速度Vh：在焊接电流等参数不变的情况下，焊接速度越小，焊接的材料厚度越大；若焊速超出合适的范围，就会产生未焊透、凹陷、烧穿等缺陷。在钨极氩弧焊中采用较低的焊接速度更有利于保证焊接质量，但过低的焊接速度会增大焊件变形，且降低生产效率。此外焊接速度大小的确定还要考虑到保护气体的保护效果。氩气流量与焊接速度的关系如图8所示。76 主要内容图8氩气流量与焊接速度的关系当焊接速度达到120cm/min后，为了保证保护效果，氩气流量的增量明显加大，因此，钨极氩弧焊的焊接速度一般控制在120cm/min内为宜。(7)焊丝的送丝速度Vs：焊丝的送丝速度与焊丝的直径、焊接电流、焊接速度、接头间隙等因素有关。一般来说，焊丝直径大时，送丝速度应该慢一些；当焊接电流、焊接速度、接头间隙大时，送丝速度则应快些；送丝速度选择不当，会产生未焊透、烧穿、凹坑、焊缝余高过量等问题。一般送丝速度满足下式：Vs=(1.0～1.5)Vh式中Vs——送丝速度，cm/min；Vh——焊接速度，cm/min。(8)电流衰减时间tsh钨极氩弧焊焊缝收尾处常会产生弧坑，必须采用焊接电流衰减装置以消除弧坑缺陷。电流衰减装置可以使焊接电流按要求的速率下降，并延长气体对熔池的保护时间，降低熔池的结晶速度，改善熔融金属对弧坑缩孔的填补和熔池的结晶方向，从而有效地消除弧坑缺陷。目前对钨极氩弧焊设备要求其电流值应能衰减到5A以下，对于焊接薄件(厚度小于0.5mm的材料)的设备，则要求其电流值应能衰减到2A以下。其电流衰减时间应大于3s。此外，钨极氩弧焊还需根据工艺要求和电流大小选择合适的气体保护延时时间等参数。(9)喷嘴与焊件间距离和钨极伸出长度：喷嘴到焊件的距离越远保护效果越差；喷嘴到焊件距离越近保护效果越好，但影响操作者的视线，通常喷嘴到焊件的距离以2～12mm为宜。76 主要内容为了防止电弧烧坏喷嘴，钨极端部应突出喷嘴以外，钨极端头至喷嘴端面的距离为钨极伸出长度。伸出长度越小喷嘴与工件间距离越近保护效果好，但过近会妨碍观察熔池。通常在对接焊缝焊接时，钨极伸出长度3～4mm较好；在角焊缝时，钨极伸出长度为7～8mm较好。三、焊缝组织性能分析包括非破坏性检验和破坏性检验，非破坏性检验包括外观检查，硬度检验等。破坏性检验包括(1)机械性能试验(2)化学分析试验(3)金相检验等。课题主要从金相分析和硬度测试两方面对焊接接头进行分析1金相分析对接头试样打磨抛光，得到满足表面要求的试样，用合适的腐蚀剂腐蚀试样表面，采用显微镜观察试样显微组织，记下显微组织照片，分析不同部位的显微组织组成。2硬度测试采用显微维氏硬度硬度计测量试样表面硬度，得到试样硬度分布曲线，并分析硬度产生的原因。采取的主要技术路线或方法1、搜集文献：搜集与题目相关的文献，了解该课题在行业中的发展背景和研究方向。2、参观实习：参观学习相关设备，生产流程，了解操作过程。3、实验操作：准备实验材料和待测试样，制定合适焊接工艺，确定正确焊接参数，施焊，观察焊接接头形貌及金相组织，测试接头性能。4、分析综合：将试验结果与现有文献对比分析，得出结论完成毕业论文。时间安排第1-2周查阅、收集资料，文献检索，外文翻译。第3周试验方案的制定，撰写开题报告；第4-5周毕业实习，撰写实习报告第6-7周材料的采集及坡口的设计与加工。第8周试样的加工和切取第9-10周金相试样的制备及焊接接头力学性能的测试第11周金相组织照片的计算机采集76 第12-13周撰写毕业设计论文，准备答辩第14周毕业答辩指导教师意见签名：年月日备注参考资料[1]刘军刚,袁林,王玮等.耐磨钢生产研究现状与分析[J]山东冶金.2011.[2]张玉斌、秦洁.高强度耐磨钢板的生产现状及发展[J].世界钢铁,2009(6).[3]钟骏杰,朱汉华,肖常模等.耐磨钢NM360的耐磨性能试验研究钟骏杰[J]武汉理工大学学报,2006,30（3）,395～397.[4]中国机械工程学会焊接学会.焊接手册焊接方法及焊接设备[M].机械工业出版社,2002,132～133.[5]罗丽军.国外高强度耐磨钢生产概述[J].宽厚板,2008,14(3)；46～48.[6]李文斌,费静,曹忠孝等.我国低合金高强度耐磨钢的生产现状及发展方向[J].机械工程材料.2012,36（2）,6～10.[7]秦恒宝,王超.耐磨钢NM360焊接工艺介绍[J],煤炭技术,2006,25(6),26～27.[8]邱言龙,聂正斌,雷振国.焊工实用技术手册[M].中国电力出版社,2008,240～260.[9]方文鹏,杜晓伟,陈勇.钨极氩弧焊工艺参数的选择和焊缝缺陷的预防.[J]电焊机,2006,36(6)：13～16[10]徐闯,浅谈电气焊中的手工钨极氩弧焊[J].中国石油和化工标准与质量,2008,6,234.76