圖1　奧-貝球鐵組織(×1 000)

圖3　抗拉強度與T_m、t_8/5、t_m的關系

2.1　拉伸強度的結果分析

　　經加工后模擬試樣分別進行拉伸試驗，并將結果的平均值分別與T_m、t_m、t_8/5關系示于圖3中?？梢钥吹剑弘ST_m的增加，均溫區(qū)的斷裂強度在570 MPa～200 MPa逐漸下降，而且遠低于母材ADI的σ_b，且只有在T_m=850℃中有少量的塑變后斷裂；當T_m=1 050℃，隨t_m增加，斷裂強度在280 MPa～160 MPa內緩降，且均為無塑變斷裂；當改變t_8/5，均溫區(qū)的抗拉強度在200 MPa～620 MPa變化，且在t_8/5接近40 s時，σ_b達到*值，而后隨t_8/5的延長，強度趨于平穩(wěn)并稍有下降，并在t_8/5≥20 s時，有塑變出現(xiàn)。

2.2　拉伸斷口分析
　　圖4顯示了T_m、t_m、t_8/5變化條件下，典型斷口形貌。在T_m高時(圖4a)，斷口具有明顯的準解理斷裂特征，在解理面上有非常細的平行河流，斷口高低不平，這是很多裂紋同時張開，然后被這些裂紋分開的基體組織發(fā)生撕裂，并使裂紋連接起來，因此形成斷口高低不平。這個特征說明馬氏體的尺寸有很大變化，針狀馬氏體相對于奧氏體的取向有多種，它受到其他組織因素如奧氏體孿晶、殘余奧氏體、未分解的碳化物及自回火形成碳化物等因素的影響。而當T_m降低時(圖4c)，斷口呈現(xiàn)準解理和塑性斷口的混合斷口特征，這說明基體組織是混合性的。在T_m=1 050℃，增加t_m(圖4d)斷口的脆性斷裂特征更為明顯，馬氏體基體組織量增多和片狀馬氏體尺寸增大。當增加t_8/5(圖4e)時，在斷口處有細小塑坑，斷口色澤較暗，裂紋擴展路徑不明顯，但仍具有準解理斷裂特征。當t_8/5達到200 s(圖4f)，斷口表現(xiàn)為具有一定塑性和層狀撕裂花樣，層片狀撕裂明顯，這是按珠光體類型組織層片結構表現(xiàn)為鐵素體與滲碳體分開的情況。
2.3　結果的討論
　　從以上斷裂強度和斷口形貌隨T_m、t_m、t_8/5變化情況可以看到，斷口組織特征反映了均溫區(qū)的力學性能。當奧-貝組織加熱到1 050℃，基體組織將發(fā)生奧氏體化，且隨著t_m的增加，奧氏體晶粒結構將進一步粗化，石墨球表面碳會脫溶而進入奧氏體中，高溫奧氏體中碳濃度增加，而且這種趨勢隨t_m的增長而惡化^［2］。在后續(xù)的冷卻中，如t_8/5較短時，富碳的奧氏體將轉變?yōu)楦咛计瑺铖R氏體，且由于碳濃度增加，點陣畸變更加嚴重，基體組織內在外力作用下發(fā)生斷裂可能性增加，所以抗拉強度低，斷口為明顯的脆斷特征。而當t_8/5延長，高溫奧氏體組織“經由”珠光體類型組織轉變溫度區(qū)間，會有珠光體類型組織出現(xiàn)，所以強度增加，并在t_8/5=40 s達到*。而當進一步變緩時，會有鐵素體類型組織出現(xiàn)，力學性能稍降，而且由于珠光體層片結構“粗化”，斷裂會出現(xiàn)在鐵素體與滲碳體間。而當奧-貝組織T_m降低時，奧氏體晶粒粗化及石墨球表面碳的脫溶不明顯，后續(xù)生成的片狀馬氏體尺寸減小，點陣畸變程度有所緩和。在更低的T_m條件下，基體組織沒有完全奧氏體化，所以抗拉強度有所增加。但由于母材、焊縫基體為奧-貝組織^［1］，而奧氏體區(qū)模擬均溫區(qū)沒有奧-貝組織出現(xiàn)，所以抗拉強度仍低于母材和焊縫，尚不能實現(xiàn)接頭的等匹配。

圖4　斷口形貌(×500)
(a) T_m=1 050℃,t_m=7 s,t_8/5=7 s　　(b) T_m=950℃,t_m=7 s,t_8/5=7 s
(c) T_m=850℃,t_m=7 s,t_8/5=7 s　　(d) T_m=1 050℃,t_m=30 s,t_8/5=7 s
(e) T_m=1 050℃,t_m=7 s,t_8/5=40 s　　(f) T_m=1 050℃,t_m=7 s,t_8/5=200 s

　　在快速加熱150℃/s，改變T_m(850℃～1 050℃)、t_m(3 s～30 s)和t_8/5(9 s～200 s)條件下，對焊接熱模擬試件均溫區(qū)斷裂強度和斷口進行分析表明：
　　(1) 隨T_m增加，強度σ_b下降，斷口由準解理斷裂形貌過渡到脆斷形貌。在t_m增加時，(T_m=1 050℃)強度σ_b緩降，斷口脆斷逐漸明顯。而當t_8/5增加，強度σ_b增加，在t_8/5=40 s達到*值，斷口處有塑孔出現(xiàn)；當進一步增加t_8/5,強度σ_b略有下降，斷口表現(xiàn)為珠光體組織中鐵素體與滲碳體分開的特征。
　　(2) 奧氏體區(qū)是ADI焊接接頭力學性能最薄弱的區(qū)域，采用熱模擬改變T_m、t_m、t_8/5，尚不能明顯改善接頭強度以達到接頭的等匹配。

收稿日期： 1997-04-02
* *教委博士點基金資助項目
王春生　吉林工業(yè)*焊接教研室　在職博士生　工程師， 130025　長春市
龔　慧　吉林工業(yè)*焊接教研室　工程師
徐德生　吉林工業(yè)*焊接教研室　講師
周振豐　吉林工業(yè)*焊接教研室　教授

參考文獻

　　1　Zhou Zhenfeng, et al. Development of new electrode for arc welding of austempered ductile iron. Chinese Journal of Metal Science and Technology, 1992, 6(8): 417～421
　　2　王春生 等. 奧-貝球鐵模擬焊接高溫停留時間對熱影響區(qū)組織與性能的影響. 農業(yè)機械學報, 1996, 27(4): 122～125
　　3　Dorazil E. High strength austempered ductile cast iron. Publishing House of the Czechoslovak Academy of Science, 1991. 70～82
　　4　Lee S C, et al. The effects of heat treatment and alloying element on fracture toughness of baintic dutile cast iron. AFS Transaction, 1988. 317～324

ANALYSIS OF MECHANICAL PROPERTIES AND FRACTURE MORPHOLOGY
ON HAZ OF AUSTEMPERED DUCTILE IRON WELDING

Wang Chunsheng　Gong Hui　Xu Desheng　Zhou Zhenfeng
(Jilin University of Technology)

Abstract

　　Using the Gleeble-1500 welding thermal simulation test machine, the effect of peak temperature (T_m), holding time (t_m) at T_m and cooling time (t_8/5) from 800℃ to 500℃ on mechanical properties and fracture morphology of HAZ of austempered ductile iron welding has been studied and some experimental results have been obtained. With raising T_m, fracture strength (σ_b) decreases and fracture morphology develops from quasicleavage to cleavage fracture. With increasing t_m, σ_b decreases and cleavage fracture displays clearly. With further increasing t_8/5, σ_b is greatest in t_8/5=40 s and then σ_b decreases slightly, fracture characteristic is that ferrite and cementite in pearlite are split. Meanwhile, the results prove that mechanical properties of austenite zone of HAZ is weakest in joint of ADI welding.
　　Key words　Ductile iron, Welding, HAZ, Fracture morphology, Mechanical properties