高、低匹配對(duì)G115/T92異種鋼接頭組織與力學(xué)性能的影響

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(1.神華國華(北京)電力研究院有限公司，電站高溫材料微創(chuàng)壽命評(píng)估中心，北京 100025；2.天津大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300072)

0 引 言

采用高參數(shù)大容量機(jī)組可提高發(fā)電效率、降低煤耗、控制CO2排放以減少環(huán)境污染，現(xiàn)已成為燃煤火電機(jī)組發(fā)展的主導(dǎo)方向。下階段我國將重點(diǎn)建設(shè)蒸汽溫度在630～650 ℃的機(jī)組[1]，在該蒸汽溫度范圍內(nèi)，可應(yīng)用于厚壁管道和聯(lián)箱的鐵素體耐熱鋼包括日本國立材料研究所的MARBN鋼[2]、鋼鐵研究總院的G115鋼[3]、日本新日鐵住金的SAVE12AD鋼[4]。

G115(08Cr9W3Co3VNbCuBN)鋼是由鋼鐵研究總院和寶鋼共同研發(fā)的具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的650 ℃新型馬氏體耐熱鋼，該鋼采用“選擇性強(qiáng)化”工藝，通過合理控制硼和氮的配比來有效控制M23C6型碳化物在服役過程中的長大速率，通過添加適量銅元素以進(jìn)一步增加析出強(qiáng)化效果，通過將鎢質(zhì)量分?jǐn)?shù)從3.0%調(diào)低至2.8%來提高沖擊韌性[3]。因此，G115鋼在溫度為630～650 ℃時(shí)具有良好的組織穩(wěn)定性能、優(yōu)異的高溫蠕變性能和較好的抗蒸汽氧化性能，主要用于制造在該溫度段服役的大口徑管、集箱等厚壁部件。

當(dāng)將G115鋼推廣用于制造630～650 ℃超超臨界機(jī)組鍋爐的關(guān)鍵部件時(shí)，不可避免地會(huì)與已投入使用的以T/P92鋼為代表的高強(qiáng)度鐵素體耐熱鋼進(jìn)行異種鋼焊接。焊接接頭是構(gòu)件失效破壞的薄弱區(qū)，而相比于同種鋼焊接，異種鋼焊接接頭的化學(xué)成分、組織、性能以及應(yīng)力分布等更不均勻[5],對(duì)機(jī)組使用壽命的不利影響更大。

異種鋼焊接時(shí)應(yīng)選擇合適的焊接材料，在DL/T 752-2010中規(guī)定，焊接材料宜采用低匹配原則，即對(duì)不同強(qiáng)度鋼材進(jìn)行異種鋼焊接時(shí)，焊接材料選適用于低強(qiáng)度側(cè)鋼材的。然而，學(xué)者們對(duì)此觀點(diǎn)不一。張建強(qiáng)等[6-8]研究發(fā)現(xiàn)，T91馬氏體耐熱鋼在和G102貝氏體耐熱鋼焊接時(shí)宜采用中匹配焊接材料，而在和12Cr1MoV珠光體耐熱鋼焊接時(shí)宜采用低匹配焊接材料。黃詠梅[9]研究發(fā)現(xiàn)，選用高匹配或低匹配焊接材料焊接T91鋼和12Cr1MoV鋼后，所得接頭的各項(xiàng)指標(biāo)均合格，但用高匹配焊接材料焊接后接頭的耐熱性能和耐腐蝕性能更好，且能有效防止異種鋼焊接冷裂紋的產(chǎn)生。目前，有關(guān)奧氏體鋼與T92鋼的焊接研究較多[10-15]，焊接材料多選用鎳基合金。在對(duì)G115鋼與T92鋼進(jìn)行異種鋼焊接時(shí)，焊接材料通?？蛇x用與G115鋼匹配的焊材(高匹配)和與T92鋼匹配的焊材(低匹配)。目前，與G115鋼匹配的焊材尚處于研發(fā)階段，實(shí)際使用效果亟待試驗(yàn)驗(yàn)證；且G115鋼是一種新型馬氏體耐熱鋼，焊接方面的研究較少。

在前期研究中，作者選用E90S-G焊絲和E9015-G焊條，利用焊絲鎢極氬弧焊和焊條電弧焊實(shí)現(xiàn)了G115鋼管和T92鋼管的焊接，經(jīng)(770±5)℃×60 min焊后熱處理，接頭的組織和力學(xué)性能良好[16]。在此基礎(chǔ)上，作者使用高、低匹配的焊絲和焊條對(duì)G115鋼管和T92鋼管進(jìn)行了異種鋼焊接，研究了高、低匹配對(duì)接頭顯微組織和力學(xué)性能的影響，為制訂合理的焊接工藝提供試驗(yàn)支持。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

母材為G115鋼管和T92鋼管，規(guī)格均為φ60 mm×10 mm，熱處理工藝分別為1 070 ℃×90 min正火+780 ℃×180 min回火、(1 040～1 080) ℃×32 min正火+(760～790)℃×60 min回火，晶粒度分別為5.0～6.0級(jí)和6.0～7.0級(jí)；兩種母材的顯微組織均為回火馬氏體，無δ-鐵素體和自由鐵素體，晶界及板條界分布有M23C6及MX型化合物。高、低匹配焊絲的規(guī)格均為φ2.4 mm，焊條的規(guī)格分別為φ2.5 mm和φ2.6 mm，由供應(yīng)商提供。母材與焊接材料的化學(xué)成分見表1，其中焊接材料的化學(xué)成分由供應(yīng)商提供，母材的化學(xué)成分采用SPECTRO MAXx型直讀光譜儀測(cè)得。兩種母材在室溫及650 ℃的力學(xué)性能見表2。

表1 母材和焊接材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of base metals and welding materials (mass) %

表2 兩種母材的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of two base metals

在G115鋼管和T92鋼管試樣上開V形坡口，坡口角度為70°，根部間隙3 mm，鈍邊1 mm，接頭形式見圖1。焊前打磨坡口面及其邊緣20 mm，確保不存在油污及氧化層。將鋼管斜45°對(duì)接后，使用WS-400型逆變式氬弧焊機(jī)進(jìn)行多層多道焊：打底層選用焊絲進(jìn)行手工鎢極氬弧焊，直流正接，電流85 A，電壓9～10 V，焊接速度46～53 mm·min-1，單面焊雙面成形；2～4層填充及蓋面選用焊條進(jìn)行手工電弧焊，直流反接，電流80 A，電壓22～26 V，焊接速度64～88 mm·min-1;焊前預(yù)熱溫度為200～250 ℃。焊接時(shí)應(yīng)控制較小的熱輸入以防止熱影響區(qū)過熱，層間溫度嚴(yán)格控制在200～250 ℃。為防止根部氧化，打底層和第2層焊接時(shí)，鋼管內(nèi)充氬氣保護(hù)，流量為10 L·min-1。焊接完成后，將接頭緩慢冷卻至約100 ℃保溫1 h后，以150 ℃·h-1的升溫速率加熱到(770±5) ℃保溫1 h，再以150 ℃·h-1的降溫速率降至300 ℃，隨爐冷卻。

圖1 G115/T92異種鋼接頭坡口形式及熔敷順序示意Fig.1 Schematic of groove type and build up sequence of G115/T92 dissimilar steel joint

1.2 試驗(yàn)方法

對(duì)焊接接頭進(jìn)行外觀檢測(cè)及X射線無損檢測(cè)，對(duì)檢測(cè)合格的接頭進(jìn)行下述性能測(cè)試。以焊縫為中心線切割出含接頭各區(qū)域的金相試樣，經(jīng)研磨、拋光，用由5g FeCl3、15 mL HCl和80 mL H2O組成的溶液腐蝕后，在ZEISS AX10 Olympus型光學(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。采用島津HMV-G型顯微硬度計(jì)測(cè)顯微硬度，載荷4.9 N，保載時(shí)間15 s，在距焊縫內(nèi)表面1，3，6，8 mm處，以焊縫為中心沿兩側(cè)軸向每隔0.5 mm取點(diǎn)測(cè)試。

按照GB/T 228.1-2010和GB/T 4338-2006，使用UTM5105X型電子式拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫和高溫拉伸試驗(yàn)。室溫拉伸試樣的尺寸為φ5 mm×30 mm，拉伸速度為0.375 mm·min-1，使用引伸計(jì)測(cè)定應(yīng)變；高溫拉伸試樣的尺寸為φ5 mm×25 mm，拉伸速度為0.125 mm·min-1，使用光柵尺測(cè)定應(yīng)變，試驗(yàn)溫度為650 ℃。

按照GB/T 2650-2008和DL/T 868-2014，加工出尺寸為10 mm×7.5 mm×55 mm的沖擊試樣， V形缺口分別開于焊縫、G115鋼和T92鋼側(cè)熱影響區(qū)中，在JBS-300B型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，測(cè)5個(gè)試樣取平均值。使用ZEISS AVO-18型掃描電鏡(SEM)觀察沖擊斷口形貌，用附帶的X-Max型能譜儀(EDS)對(duì)熔合區(qū)進(jìn)行線掃描分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出：高匹配焊接接頭以熔合區(qū)為分界，兩側(cè)分別為焊縫和熱影響區(qū)；G115鋼和T92鋼側(cè)的熔合區(qū)寬度相當(dāng)，均約為50 μm，T92鋼側(cè)的熔合區(qū)界面相對(duì)較清晰；G115鋼和T92鋼側(cè)熱影響區(qū)的組織均為回火馬氏體，熱影響區(qū)近熔合區(qū)側(cè)為粗晶區(qū)，寬度均為200～300 μm，遠(yuǎn)離熔合區(qū)側(cè)為細(xì)晶區(qū)；焊縫為典型的鑄態(tài)組織，柱狀晶位向較為一致，這是因?yàn)樵诤附舆^程中焊縫散熱較慢，晶粒沿溫度梯度方向發(fā)生了擇優(yōu)生長。

在焊接過程中，緊鄰熔合線的熱影響區(qū)經(jīng)歷了極高的峰值溫度(1 100～1 500 ℃[17])，組織完全奧氏體化，晶界及板條界的M23C6和MX等析出相固溶于奧氏體中，析出相對(duì)晶界的釘扎作用削弱，因此奧氏體晶粒長大；在焊后冷卻過程中，熱影響區(qū)發(fā)生過冷奧氏體的馬氏體轉(zhuǎn)變，在原奧氏體晶內(nèi)形成具有一定位向關(guān)系的、較粗大的板條狀馬氏體。由于導(dǎo)熱系數(shù)大、冷卻速率快，G115鋼和T92鋼側(cè)熱影響區(qū)粗晶區(qū)的范圍均很小。而在距熔合區(qū)距離較遠(yuǎn)的熱影響區(qū)中，由于峰值溫度較低(Ac3～1 100 ℃[17])而不足以使奧氏體晶粒長大以及析出相充分溶解，且其焊后冷卻速率又較大而易于發(fā)生過冷奧氏體的重結(jié)晶，因此形成了細(xì)晶區(qū)。據(jù)統(tǒng)計(jì)，G115鋼側(cè)熱影響區(qū)中細(xì)晶區(qū)的晶粒度為7.0～8.0級(jí)，T92鋼側(cè)的為9.0級(jí)。此外，在近細(xì)晶區(qū)側(cè)的峰值溫度在Ac1～Ac3之間，該處僅發(fā)生部分奧氏體轉(zhuǎn)變，鐵素體和碳化物均未充分溶解，為不完全相變區(qū)。

圖2 G115/T92異種鋼接頭的顯微組織(高匹配)Fig.2 Microstructure of G115/T92 dissimilar steel joint (overmatching): (a) heat-affected zone at G115 steel side; (b) weld and (c) heat-affected zone at T92 steel side

由圖2(c)還可以看出，在T92鋼側(cè)熔合區(qū)附近存在多邊形δ-鐵素體。采集所有含δ-鐵素體的100倍視場(chǎng)照片，使用圖像分析軟件進(jìn)行定量分析，得到δ-鐵素體體積分?jǐn)?shù)最大為0.9%。

由圖3可以看出，低匹配焊接接頭焊縫、熱影響區(qū)的組織均為典型的回火馬氏體，在T92鋼側(cè)熔合區(qū)附近分布有多邊形的δ-鐵素體，體積分?jǐn)?shù)最大為0.1%，低于高匹配接頭中的。此外，高、低匹配接頭T92鋼側(cè)熔合區(qū)附近的δ-鐵素體的平均體積分?jǐn)?shù)均低于0.3%。胡小強(qiáng)等[18]研究發(fā)現(xiàn)：δ-鐵素體的生成機(jī)制與奧氏體化加熱溫度密切相關(guān)，在較低的加熱溫度下δ-鐵素體呈針狀，在較高的加熱溫度下呈多邊形；兩種形態(tài)的δ-鐵素體均會(huì)降低鋼的沖擊韌性，但當(dāng)其體積分?jǐn)?shù)小于0.3%時(shí)，對(duì)鋼強(qiáng)度的影響較小。

2.2 微區(qū)成分

由圖4(a)可以看出：在高匹配焊接接頭中，T92鋼側(cè)熔合區(qū)中的鉻元素含量與焊縫和熱影響區(qū)中的相當(dāng)，幾乎不存在濃度梯度；但鎢、鈷、鉬、銅等元素存在明顯的濃度梯度，沿焊縫至T92鋼熱影響區(qū)，熔合區(qū)中的鎢、銅含量略微降低，鈷含量明顯降低，鉬含量增加。對(duì)比圖4(a)和圖4(b)可以看出，低匹配焊接接頭中G115鋼側(cè)熔合區(qū)中的元素分布與高匹配焊接接頭中T92鋼側(cè)的相似，鉻元素幾乎不存在濃度梯度，鎢、鈷、鉬、銅等元素存在濃度梯度。在焊接過程中，在熔合區(qū)內(nèi)G115鋼和T92鋼母材熔化，焊接材料對(duì)熔融母材產(chǎn)生一定程度的元素稀釋作用。當(dāng)某一元素的含量與焊接材料中的相近時(shí)，稀釋效果很小，元素的濃度梯度也很小，如鉻元素；當(dāng)某一元素的含量與焊接材料中的相差較大時(shí)，則會(huì)在熔合區(qū)內(nèi)產(chǎn)生較大的濃度差。

圖3 G115/T92異種鋼接頭的顯微組織(低匹配)Fig.3 Microstructure of G115/T92 dissimilar steel joint (undermatching): (a) heat-affected zone at G115 steel side; (b) weld and (c) heat-affected zone at T92 steel side

圖4 G115/T92異種鋼接頭截面的EDS線掃描結(jié)果Fig.4 EDS linear scanning results on cross section of G115/T92 dissimilar steel joint: (a) overmatching and (b) undermatching

2.3 維氏硬度

由圖5可以看出，高、低匹配焊接接頭的顯微硬度均呈“W”形分布。其中：高匹配焊接接頭焊縫區(qū)的硬度波動(dòng)較大，變化范圍為206～285 HV，低匹配焊接接頭焊縫區(qū)的硬度波動(dòng)較小，變化范圍為217～248 HV；高、低匹配焊接接頭熱影響區(qū)的硬度均隨距焊縫距離的減小而增大，最高硬度均出現(xiàn)在緊鄰熔合線的粗晶區(qū)；高、低匹配焊接后，G115鋼母材的平均硬度分別為215，233 HV，比焊接前的分別降低了48，30 HV，而T92鋼母材的分別為198，207 HV，比焊接前的分別降低了37，28 HV，高匹配焊接后的降幅更大。焊接后母材硬度的下降是因?yàn)槭艿搅撕附訜嵫h(huán)作用以及焊后熱處理作用，相當(dāng)于進(jìn)行了二次回火處理。

由圖5還可以看出，高匹配焊接接頭中，G115鋼和T92鋼側(cè)的硬度最小值出現(xiàn)在距焊縫中心約11.0 mm處，該處緊鄰不完全相變區(qū)，焊接時(shí)的峰值溫度略低于Ac1點(diǎn)，發(fā)生了過度回火。有學(xué)者將該區(qū)域定義為亞臨界區(qū)[19]，該區(qū)域的馬氏體分解較充分，因此硬度較低。低匹配焊接接頭中，G115鋼和T92鋼側(cè)的硬度最小值出現(xiàn)在距焊縫中心10.5～11.5 mm處，該處屬于不完全相變區(qū)，由于奧氏體遠(yuǎn)未達(dá)到平衡，鐵素體和碳化物均未充分溶解，故該區(qū)域冷卻后的硬度較低。

圖5 G115/T92異種鋼接頭的截面硬度分布Fig.5 Hardness distribution on cross section of G115/T92 dissimilar steel joint: (a) overmatching and (b) undermatching

2.4 拉伸性能

由表3可以看出：高匹配焊接接頭的室溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均低于低匹配焊接接頭的，伸長率略高于低匹配焊接接頭的，650 ℃拉伸性能均低于低匹配焊接接頭的；高、低匹配焊接接頭的室溫拉伸斷裂位置均位于T92鋼母材中，650 ℃拉伸斷裂位置均位于T92鋼側(cè)的不完全相變區(qū)，說明G115鋼母材和焊縫的強(qiáng)度均較高，而T92鋼母材及熱影響區(qū)的較低。

表3 G115/T92異種鋼接頭的室溫及650 ℃拉伸性能Table 3 Tensile properties at room temperature and 650 ℃ of G115/T92 dissimilar steel joint

由T/CISA 003-2017和GB/T 5310-2017可知：G115鋼母材的抗拉強(qiáng)度應(yīng)不低于660 MPa，屈服強(qiáng)度不低于480 MPa，伸長率不低于20%；T92鋼母材的抗拉強(qiáng)度不低于620 MPa，屈服強(qiáng)度不低于440 MPa，伸長率不低于20%。結(jié)合表2分析可知：高匹配焊接接頭的室溫拉伸性能不僅低于兩種母材的，還低于標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)要求；低匹配焊接接頭的室溫拉伸性能低于兩種母材的，但其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均滿足標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)要求，只有伸長率低于標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)要求。

2.5 沖擊性能

由T/CISA 003-2017和GB/T 5310-2017可知，G115鋼母材的沖擊功不低于40 J，T92鋼母材的不低于40 J。由表4可以看出：高匹配焊接后，G115鋼側(cè)熱影響區(qū)和焊縫的沖擊功均小于低匹配焊接后的，T92鋼側(cè)熱影響的則大于低匹配焊接后的；無論采用高匹配還是低匹配焊接材料，焊接后T92鋼側(cè)熱影響區(qū)的沖擊韌性均最好，其次是G115鋼側(cè)熱影響區(qū)的，焊縫處的最差；除了高匹配焊接后接頭焊縫的沖擊功低于標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)要求外，其他條件下的沖擊功均滿足標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)要求。結(jié)合圖5(a)分析推測(cè)，高匹配下焊縫沖擊功的降低與其硬度分布的不均勻有關(guān)。

由圖6可以看出：在高、低匹配焊接接頭焊縫的沖擊斷口上，除了在起裂區(qū)和斷裂區(qū)出現(xiàn)韌窩外，在擴(kuò)展區(qū)內(nèi)均可觀察到一定面積的脆性區(qū)(白色虛框部分)；在高匹配條件下，沖擊斷口脆性區(qū)內(nèi)可以清晰地看到河流花樣、解理臺(tái)階和撕裂棱等準(zhǔn)解理形貌，斷裂機(jī)制為準(zhǔn)解理斷裂機(jī)制；在低匹配條件下，沖擊斷口上脆性區(qū)的面積相對(duì)較小，且脆性區(qū)的局部區(qū)域上仍存在數(shù)量較多的韌窩，尺寸大小不一，部分韌窩底部還分布有第二相粒子，斷裂機(jī)制為微孔聚集斷裂和準(zhǔn)解理斷裂的混合斷裂機(jī)制。韌窩在沖擊過程中可延緩裂紋的擴(kuò)展，這是導(dǎo)致低匹配接頭焊縫韌性較高的主要原因。

表4 G115/T92異種鋼接頭不同位置的沖擊功Table 4 Impact energy at different positions inG115/T92 dissimilar steel joint J

圖6 G115/T92異種鋼接頭焊縫的沖擊斷口SEM形貌Fig.6 SEM micrographs showing impact fracture of weld in G115/T92 dissimilar steel joint: (a) overmatching, macromorphology;(b) overmatching, micromorphology of brittle area; (c) undermatching, macromorphology and (d) undermatching, micromorphologyof brittle area

3 結(jié) 論

(1) 分別采用高、低匹配焊接材料對(duì)G115鋼和T92鋼進(jìn)行異種鋼焊接，所得接頭的焊縫、熱影響區(qū)組織均為典型的回火馬氏體，在T92鋼側(cè)熔合區(qū)附近均分布有多邊形的δ-鐵素體，高、低匹配下δ-鐵素體體積分?jǐn)?shù)最大值分別約為0.9%，0.1%，平均體積分?jǐn)?shù)均低于0.3%；高匹配接頭T92鋼側(cè)、低匹配接頭G115鋼側(cè)熔合區(qū)中的鎢、鈷、鉬、銅元素存在濃度梯度，沿G115鋼至T92鋼的方向，熔合區(qū)中的鎢、銅含量略微降低，鈷含量明顯降低，鉬含量增加。

(2) 高、低匹配焊接接頭的截面顯微硬度均呈“W”形分布，熱影響區(qū)的硬度均在緊鄰熔合線的粗晶區(qū)達(dá)到最大，在不完全相變區(qū)達(dá)到最??；高匹配焊接后焊縫的硬度波動(dòng)較大，低匹配焊接后的硬度分布較為均勻；焊接后母材的硬度與焊接前的相比均有不同程度的降低，高匹配焊接后的降幅較大。

(3) 高匹配焊接接頭的室溫和650 ℃抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均低于低匹配焊接接頭的，兩種接頭的室溫拉伸斷裂位置均位于T92鋼母材中，650 ℃拉伸斷裂位置均位于T92鋼側(cè)的不完全相變區(qū)中；高匹配焊接接頭的G115鋼側(cè)熱影響區(qū)和焊縫的沖擊功低于低匹配焊接接頭的，T92鋼側(cè)熱影響區(qū)的則高于低匹配焊接接頭的，兩種接頭焊縫處的沖擊韌性均最差；在高匹配條件下焊縫的沖擊斷裂機(jī)制為準(zhǔn)解理斷裂機(jī)制，在低匹配條件下的為微孔聚集斷裂和準(zhǔn)解理斷裂的混合斷裂機(jī)制。