【正文】 氏體一側(cè)或焊縫熔合區(qū)形成高硬度的黑色增碳層。在高溫下長時間的加熱，增碳層基體由于碳原子的減少，珠光體組織變成鐵素體組織并軟化，增碳層中的碳除了溶入基體外，剩余的碳元素則以Cr的碳化物形態(tài)析出，從而使組織硬化[14]。 熱處理后的金相組織分析 Q235與201奧氏體不銹鋼焊接接頭經(jīng)過850℃退火處理，圖10是Q235與201奧氏體不銹鋼焊接接頭的金相組織。 (a) 熱處理后Q235母材的金相組織 (b) 熱處理后201母材的金相組織 (c) 焊縫未腐蝕時的金相組織 (d) 靠近奧氏體的焊縫金相組織 (e) 靠近Q235的焊縫金相組織圖10 Q235與201奧氏體不銹鋼異種鋼焊接接頭熱處理后的顯微組織 熱處理后的焊縫組織，與熱處理之前的組織相差不大。由于熱處理溫度為850℃，冷卻方式為隨爐冷，所以不產(chǎn)生馬氏體組織。（d）中在熱處理前后組織變化不大，基本一樣。（e）中熱處理前為粗大馬氏體組織，硬度高，應(yīng)力集中，熱處理后變成細鐵素體和珠光體組織，力學(xué)性能有所改善。異種焊接時，在焊接高溫作用下，母材熔化，再焊接熱源離開后快速冷卻，先焊部分先冷卻，先冷卻部分將會阻礙后冷卻部分，而產(chǎn)生拉應(yīng)力；同時由于不同材料的線膨脹系數(shù)不同，將造成不均勻冷卻，最終造成熱應(yīng)力和結(jié)構(gòu)應(yīng)力，當(dāng)最終冷卻后變成殘余應(yīng)力。熱處理時隨爐冷目的就是使內(nèi)部原子重新排列，達到均勻分布，最終消除焊接殘余應(yīng)力。 硬度測試分別對熱處理前、后的Q235與201奧氏體不銹鋼焊接接頭各區(qū)域取點進行硬度測試。1～15表示：從左側(cè)母材Q235開始依此打點，其中1～5處于Q235母材區(qū)，6～10處于焊縫區(qū)，11～15處于201奧氏體不銹鋼區(qū)。表5 未熱處理的異種焊焊接接頭各區(qū)域的硬度值（HV）點12345678硬度點9101112131415硬度373 表6 熱處理的異種焊焊接接頭各區(qū)域的硬度值（HV）點12345678硬度點9101112131415硬度212圖11 未熱處理與熱處理的異種焊焊接接頭各區(qū)域的硬度值的對比折線表 圖11中未熱處理線表示焊接接頭從Q235母材到焊縫再到201不銹鋼母材的顯微硬度變化趨勢圖。由圖知道，焊縫區(qū)的硬度普遍比母材高。當(dāng)焊接時在焊接熱源的作用下，熔化的母材和填充材料相互混合的程度，在熔化池內(nèi)和邊緣是不相同的。在邊緣液態(tài)金屬溫度較低，流動性能較差。由于碳鋼與奧氏體鋼填充材料的成分相差懸殊．就使碳鋼這邊的焊縫金屬會形成和焊縫金屬內(nèi)部成分不同的過渡層。這里含鉻，鎳量相對較少，主要是由馬氏體區(qū)組成。當(dāng)馬氏體區(qū)較寬時，會使焊縫接頭的韌性降低，因而出現(xiàn)馬氏體硬化層導(dǎo)致硬度上升，如點7所示。在點8處出現(xiàn)了較低的硬度，說明可能存在著脫碳層[13] ，也可能是碳原子在擴散時，來不及擴散到更遠的地方，而是硬度相對較低。圖11中熱處理線表示焊接接頭從Q235母材到焊縫再到201不銹鋼母材的顯微硬度變化趨勢圖。由圖知道，焊縫區(qū)的硬度普遍比母材高。由于熱處理作用，使得整個區(qū)域的原子繼續(xù)擴散，擴散到更遠的靠近奧氏體鋼的焊縫，表現(xiàn)出靠近Q235的焊縫硬度有所降低，靠近201的焊縫硬度有所提高。比較圖11中各部分的硬度以及變化趨勢：熱處理后，母材部分的硬度都有所降低；焊縫區(qū)靠近Q235母材的焊縫組織由熱處理前的馬氏體組織變成熱處理后的細鐵素體和珠光體組織，而使硬度降低；靠近奧氏體鋼的焊縫由于含碳量增加，所以硬度有所增高。4 結(jié)論本文采用手工電弧焊焊接Q235與201奧氏體不銹鋼，對焊接接頭進行金相觀察和硬度測試，分析其組織和性能，并研究在850℃退火處理后，再次對焊接接頭進行金相觀察和硬度測試，并分析熱護理對組織和性能的影響： （1） 采用手工電電弧焊能夠?qū)崿F(xiàn)Q235與201奧氏體不銹鋼的焊接。（2） 未熱處理的可能存在增碳和脫碳的區(qū)域，并且焊縫的顯微硬度較高, 但焊縫中央有一硬度較低的區(qū)域。（3） 熱處理采用消除應(yīng)力處理，母材組織變化不大，硬度有所降低；焊縫碳原子擴散更加充分，使得增碳層和脫碳層不復(fù)存在；靠近Q235鋼的焊縫由于組織的轉(zhuǎn)變而使硬度降低，靠近奧氏體鋼的焊縫由于含碳量增加，而使硬度變大。參考文獻[1]11] T. Ogawa, T. Koseki, Welding Journal (1989) 181s
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