15CrMo钢焊接试样制备及金相、硬度分析

1、3试样制备及金相、硬度分析3.1金相试样制备切割试样为防止因切割试样使热影响区组织和硬度发生变化，不能准确反映原始数据， 切割采用机械切割。粗磨为了便于精磨，首先将机械切割下的试样用砂轮机在观察一面进行找平。为 了保证在粗磨、精磨和抛光中不损坏砂纸和绒布，将试样各个角都磨出1.5 X 1.5 的倒角，并在试样四个角处磨出圆弧。细磨将粗磨后的面放在砂纸上进行单相磨制，待试样表面划痕方向一致后转换打 磨方向，磨制中，受力和磨制速度要均匀，一定要使试样观察面保持与砂纸面平 行，力量不能过大也不能过小。力量过大容易使砂纸过早破损，过小则磨制时间 增加。砂纸型号从1001200 目,由粗到细进行磨光，一

2、直到试样表面用肉眼观 察不到磨制的痕迹为止。抛光抛光布应选择表面有绒、平整，并具有一定紧实程度的呢子布。如果选用绒 层过厚表面又软的幕布，就会将试样抛圆。抛光前首先将绒布用剪子剪成大于抛 光盘40mm左右的圆形样，并用清水洗净和湿透绒布，放置在抛光盘上用紧固圈 将绒布固定。打开抛光机，将混制好的Al2O3抛光溶液倒入圆盘中间，将试样观 察面轻轻放在绒布上，从圆盘周边开始，慢慢向中间推进，反复多次，直到表面 无划痕，光亮如镜。浸蚀将抛光后的试样用药棉在清水中冲洗干净，然后滴数滴硝酸酒精再磨好的一 面上，静置片刻，再用药棉在水中擦洗，然后滴数滴酒精，最后用吹风机吹干磨 面。3.2 金相组织观察将浸

3、蚀好的试样放在金相显微镜下，先用低倍镜找到要观察的区域，再换用 高倍镜观察。若组织不清晰或存在划痕，则要重新抛光磨制，然后浸蚀、观察。三个试验主要金相图片列如下:图3.1试验一室温组织（母材）图3.2试验一 90A电流图3.3试验二110A电流图3.4试验二50C预热图3.5试验二150C预热图3.6试验三250C预热图3.7试验三单层焊母材图3.8试验三 单层焊熔合线3.3显微硬度测试3.3.1显微硬度测试步骤打开电源开关，指示灯及光源灯亮。转动物镜、压头转换手柄，使40 x物镜处于主体前方位置。将标准试块或试样安放在试台上，转动旋轮使试台上升。眼睛接近测微 目镜观察。当试样或试块离物镜下端

4、23mm时，在目镜的视场中心出现明亮光 斑，说明聚焦面即将来到，此时应缓慢微量上升，直至在目镜中观察到试块或试 样表面的清晰成像。这时聚焦过程完成。如果在目镜中观察到的成像成模糊状或一半清晰一半模糊，则说明光源 中心偏离系统光路中心，需调节灯泡的中心位置。如果视场太暗或太亮可通过操 作面板上的软键调节光源强弱。如果想观察试块或试样上的较大视场范围，可将物镜压头转换手柄逆时 针转至主体前方，此时，光学系统总放大倍率为100 x，处于观察状态。将转换手柄逆时针转动使压头主轴处于主体前方，此时压头顶尖与聚焦 好的平面之间间隙约为0.40.5mm。当测量不规则的试样时，要小心，防止压 头碰及试样，损坏

5、压头。转动实验力变换手轮，使实验力符合选择要求。旋转实验力变换手轮时， 应小心缓慢地进行，防止过快产生冲击。根据实验要求在操作面板上键入实验力延时保荷时间，（每键入一次为 五秒，“ + ”为加，“一”为减。）按下操作面板上的“启动”键，此时加实验力，LED指示灯亮。实验力施加完毕，延时LED亮，数码管显示逆计数时间到，实验力开 始卸除，卸实验力LED亮。在LED未灭前不准转动物镜压头转换手柄，否则会 造成仪器损坏。当卸荷实验力指示灯LED灭，显示屏出现设定的时间时方可将转换手柄顺 时针转动，使40 x物镜处于主体前方。这时就可在测微目镜中测量对角线长度， 根据测量长度查表得到显微维氏或努氏硬度

6、值9。3.3.2测试数据按照上述方法，有关试验一的试样硬度测试后结果可列表如下：表3.1试验一焊接试样硬度表焊缝热影响区细晶区球化区基体试验90A274247255218158试验 110A258242278268206表3.2试验二、三焊接试样硬度表母材热影响区焊缝试验二50C预热228320321试验二150 C预热195264230试验二250C预热182248211试验三单层焊204268251试验三多层焊215292285按照所测的硬度值可画出对应的焊接接头硬度曲线，如下:图3.10不同电流焊接显微硬度曲线图图3.11不同预热温度显微硬度曲线图0焊缝热影响区母材503o o o O0

7、 5 0 53 2 2 10050单层焊三层煌图3.12单层焊、多层焊显微硬度曲线图3.4金相、硬度分析（1）不同焊接电流对HAZ组织和性能的影响分析在实际生产中，w 1.2%的过共析钢在铸造、热（c）（C）轧、锻造后的空冷，焊缝或热影响区空冷，或者当加热温度过高并以较快速度冷 却时，先共析铁素体或先共析渗碳体从奥氏体境界沿奥氏体一定晶面往晶内生 长，呈针片状析出。在金相显微镜下可以观察到从奥氏体晶界生长出来的近于平 行的或其他规则排列的针状铁素体或渗碳体以及期间存在的珠光体组织，这种组 织称为魏氏组织。前者称为铁素体魏氏组织，后者称为渗碳体魏氏组织。魏氏组织中铁素体是按切变机制形成的，与贝氏

8、体中铁素体形成机制相似， 在试样表面上也会出现浮凸现象。由于铁素体是在较快冷却速度下形成的，因此 铁素体只能演奥氏体某一特定晶面（惯习面111 Y析出，并与母相奥氏体存在 晶体学位相关系。这种针状铁素体可以从奥氏体中直接析出，也可以沿奥氏体晶 界首先析出网状铁素体，然后再从网状铁素体平行地想晶内生长。当魏氏组织中 的铁素体形成时，铁素体中的碳扩散到两侧母相奥氏体中，从而使铁素体针之间 的奥氏体碳含量不断增加，最终转变为珠光体。按贝氏体转变机制形成的魏氏组 织，其铁素体实际上就是无碳贝氏体。魏氏组织的形成与钢中含碳量、奥氏体晶粒大小及冷却速度（转变温度）有 关。奥氏体晶粒越细小，越容易形成网状铁

9、素体，而不容易形成魏氏组织。奥氏 体晶粒越粗大，越容易形成魏氏组织，形成魏氏组织的含碳量的范围变宽。魏氏组织是钢的一种过热缺陷组织。它使钢的力学性能，特别是冲击韧度和 塑性有显著降低，并提高钢的脆性转折温度，因而使钢容易发生脆性断裂。图3.2中奥氏体晶粒周围存在针状铁素体，结合图3.11硬度曲线，可判断 试样中粗晶区存在魏氏组织，而当电流增大时，如图3.3所示，魏氏组织减少、 消失，造成这种现象的原因是试板导热性好，电流较小时，焊缝冷却速度很快， 在不平衡结晶状态下，铁素体未来得及及时扩散，冷却后呈针状铁素体便残留下 来，形成了魏氏组织。但当电流增大时，焊接接头冷却速度降低，这样便直接降 低了

10、魏氏组织的形成倾向。电流须有一个上限，否则，热影响区将出现晶粒长 大粗化，使接头硬度、强度降低。在其他条件（焊接速度、预热温度等）不变 的情况下，经多组电流焊接试验比较后，可发现，电流在110120A左右，焊 接接头热影响区既无明显魏氏组织，又不会引起晶粒长大，在强度和硬度上，性 能最佳 1415。（2）不同预热温度对HAZ组织和性能的影响分析液态金属在冷却结晶的过程中，存在各种相变，其实质是原子的扩散、转移 以及晶格的转变。C原子在钢中为间隙性原子，容易扩散和转移，形成不同碳化 物或不同晶格。钢的淬透性是指奥氏体化后的钢获得马氏体的能力，它反映钢的 过冷奥氏体稳定性，即与钢的临界冷却速度有关

11、。过冷奥氏体越稳定，临界冷却 速度越小，钢的淬透性越好。钢从奥氏体状态快速冷却，抑制其扩散性分解，在 较低温度下（低于Ms点）发生的无扩散型相变叫做马氏体转变。马氏体转变具 有无扩散性、切变共格性，并且具有特定的惯习面和位相关系。钢中马氏体有两 种基本形态：一种是板条马氏体，另一种是片状马氏体。马氏体转变是强化金属 的重要手段之一。15CrMo钢试板中C含量为0.14%，含量较低，但能提高强度；含有的合金 元素Cr、Mo，能阻碍相变时碳化物的形核长大，从而有效推迟珠光体转变，增 加奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性mg。预热可直接影响到焊接试验后焊缝的冷却速度，从而直接影响到钢的淬透 性。预热温度

12、越高，焊缝金属冷却速度越低，越达不到形成奥氏体的临界冷却速 度，最终形成的脆硬组织马氏体含量越低。比较试验二不同的预热温度的金相照 片如图3.4、3.5和图3.6,可以发现随着预热温度的提高，马氏体含量越来越低， 直至消失。但预热温度不宜过高。预热温度的确定主要是依据钢的合金成分、接 头的拘束度和焊缝金属的氢含量。从硬度曲线上看，如图3.11，预热温度越高， 接头热影响区硬度越低，这正是因为马氏体含量降低所致。（3）不同焊接层数对HAZ组织和性能的影响分析单层焊时，焊缝冷却速度较大，金属在不平衡状态下结晶，C原子扩散不充 分，容易造成晶格畸变。多层焊接时，后一道焊缝对前一道有退火作用，可降低

13、前道焊缝的冷却速度，使液态金属在趋于平衡状态下冷却，发生畸变的晶格随着 C及碳化物的充分扩散而得到纠正。同时，“退火”还可以细化晶粒，均匀组织， 降低硬度，提高钢的韧性。图3.8和图3.9相比，后者在三层焊接时晶粒更细，组织更均匀，这既是多 层焊的退火作用所致。在硬度曲线上，如图3.12，多层焊退火使硬度降低14H15 3.5小结比较后可以得出以下结论：焊接电流在110120A左右时，接头组织既无魏氏组织，又不会出现 晶粒长大。较小的15CrMo钢板材的预热温度宜控制在150250C左右，既能减 少马氏体组织的产生，又能避免热影响区晶粒粗化。电流在110120A、预热温度控制在150250 C左右时，多层焊时要 比单层焊组织、性