預(yù)置鎳基合金片對異種鋼UNGW接頭組織及性能的影響

鄭韶先，徐龍強(qiáng)，趙錫龍，史偉

(1.蘭州交通大學(xué)，蘭州 730070；2.蘭州蘭石檢測技術(shù)有限公司，蘭州 730314)

0 前言

異種鋼接頭已被廣泛應(yīng)用于電站鍋爐、石油化工等行業(yè)的高溫高壓及腐蝕環(huán)境中[1-6]。然而，異種鋼接頭鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于5%～6%的不均勻混合區(qū)內(nèi)易形成馬氏體，可明顯降低接頭的塑韌性。同時，異種鋼接頭在高溫環(huán)境下長時間服役，會發(fā)生碳的擴(kuò)散遷移[7-11]，而馬氏體層能加速碳的擴(kuò)散，致使脫碳層處因晶粒粗化而軟化，因而在脫碳層處易發(fā)生蠕變斷裂[12-13]。

通常在高溫下服役的異種鋼接頭，大都采用鎳基合金作為填充金屬。這是由于鎳基合金可以顯著提高不均勻混合區(qū)鎳的分布梯度，不僅能有效減小馬氏體層的厚度，而且還能降低異種界面兩側(cè)由于線膨脹系數(shù)差異較大所形成的熱應(yīng)力。然而選擇填充鎳基合金，一方面會因鎳基合金焊材消耗量大，使得焊接成本大大提高；另一方面，焊接熔池內(nèi)的熔融鎳基合金是以奧氏體為先析出相凝固，若熔合比控制不當(dāng)則極易導(dǎo)致焊縫區(qū)開裂。

為了提高15CrMo鋼熔合線附近焊縫區(qū)的鎳含量，并防止整個熔池以奧氏體為先析出相發(fā)生凝固，文中在15CrMo鋼一側(cè)嘗試采用預(yù)置鎳基合金片的方法進(jìn)行了15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼的超窄間隙焊接(Ultra-narrow gap welding，UNGW)，利用脈沖電弧將超窄間隙兩側(cè)壁及鎳基合金片快速熔化并凝固，填充金屬則選用鎳含量較低的奧氏體不銹鋼焊絲ER347L。通過對焊態(tài)下和熱時效處理后的異種鋼UNGW接頭微觀組織及硬度分布的分析，明確了預(yù)置鎳基合金片對異種鋼UNGW焊縫成形、微觀組織及高溫下碳擴(kuò)散的影響。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)先采用DN-5微型電阻焊機(jī)將不同厚度的鎳基合金片點(diǎn)焊至15CrMo鋼表面，焊點(diǎn)間距約為10 mm，從而可有效防止UNGW時鎳基合金片熔化端頭因受熱不均而產(chǎn)生翹曲，以致鎳基合金片與間隙側(cè)壁之間形成較大間隙而發(fā)生電弧攀升，電阻點(diǎn)焊鎳基合金片工藝及參數(shù)見表1。而后采用細(xì)顆粒焊劑約束的脈沖電弧[14]進(jìn)行15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼的UNGW，預(yù)置有Ni基合金片的I形坡口示意圖如圖1所示。

試驗(yàn)所用的工件為120 mm×20 mm×20 mm的15CrMo和120 mm×20 mm×15 mm的1Cr18Ni9Ti，墊板為260 mm×20 mm×4 mm的1Cr18Ni9Ti。鎳基合金片材質(zhì)為Inconel 625，尺寸為120 mm×15 mm，焊絲為φ1.6 mm的ER347L，鎳基合金片及焊絲的化學(xué)成分見表2。

表1 電阻點(diǎn)焊鎳基合金片工藝及參數(shù)

圖1 預(yù)置Ni基合金片的I形坡口示意圖

表2 鎳基合金片及焊絲的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

試驗(yàn)所用焊劑為SJ 601，顆粒度為380～830 μm。點(diǎn)焊鎳基合金片后的焊件及超窄間隙焊接后的焊件外觀形貌如圖2所示，其中UNGW工藝參數(shù)見表3。

熱時效處理采用SG-QF 1200箱式氣氛爐，顯微組織及EDS測試分別采用HAL 100型光學(xué)顯微鏡和SSX-550掃描電鏡。硬度測試采用FM-700型顯微硬度計(jì)，加載載荷為0.98 N。15CrMo母材用腐蝕液為4%硝酸酒精，不銹鋼母材及焊縫區(qū)組織采用10% CrO3水溶液電解腐蝕，電解電流和電解時間分別為5 A和120 s。

圖2 焊件外觀形貌

表3 UNGW工藝參數(shù)

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 異種鋼UNGW接頭橫截面形貌

預(yù)置不同厚度的鎳基合金片所對應(yīng)的15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼UNGW接頭橫截面形貌如圖3所示，可以看出圖3a的左側(cè)側(cè)壁熔高h(yuǎn)1與右側(cè)側(cè)壁熔高h(yuǎn)2基本相等，而圖3b、圖3c及圖3d的相差較大，并且在圖3c及圖3d的焊縫中心區(qū)域均形成了凝固裂紋。導(dǎo)致圖3b、圖3c及圖3d所示異種鋼UNGW焊縫左右兩側(cè)側(cè)壁熔高相差較大的原因，一方面在于焊接時存在不同程度的磁偏吹，以致電弧偏向15CrMo鋼一側(cè)加熱；另一方面在于鎳基合金片抑制了電弧對15CrMo鋼側(cè)壁的加熱作用，致使圖3c和圖3d在焊接時即使電弧偏向15CrMo鋼一側(cè)加熱，也仍然在15CrMo鋼一側(cè)形成了明顯的熔合不良缺陷?？紤]到UNGW焊后清渣時，一般都會將焊道表面下方一定厚度的焊縫區(qū)金屬打磨掉，以形成略微下凹的焊道表面，從而有利于下一道焊縫焊接時電弧能有效加熱超窄間隙側(cè)壁。顯然，圖3a的焊縫區(qū)金屬的打磨厚度較小，故焊縫成形相對較好；而圖3b、圖3c及圖3d的焊縫區(qū)金屬的打磨厚度較大，故焊縫成形相對較差。

圖3 15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼UNGW接頭橫截面形貌(h1為左側(cè)側(cè)壁熔高；h2為右側(cè)側(cè)壁熔高)

2.2 異種鋼UNGW接頭微觀組織分析

UNGW的焊接熱輸入很小，約為1.2 kJ/mm，因此異種鋼UNGW接頭兩側(cè)的HAZ及焊縫區(qū)冷卻速度都很快，以致15CrMo的HAZ過熱區(qū)內(nèi)形成了馬氏體和貝氏體組織，如圖4a、圖5a、圖6a、圖7a所示。1Cr18Ni9Ti的HAZ過熱區(qū)組織則由奧氏體和少量蠕蟲狀鐵素體組成，如圖4c、圖5c、圖6c、圖7c所示。另外，圖4和圖5的焊縫區(qū)組織為以FA模式凝固的細(xì)小奧氏體等軸晶及晶內(nèi)少量枝晶狀鐵素體組成。同時在圖5a所示的15CrMo熔合邊界個別位置處有以A模式凝固的奧氏體胞狀晶形成。圖6b和圖7b的焊縫中心區(qū)域組織為以A模式凝固的粗大奧氏體柱狀枝晶。圖6中靠近兩側(cè)熔合邊界的焊縫區(qū)組織呈細(xì)小的等軸晶，等軸晶的基體為奧氏體，在等軸晶奧氏體上分布著枝晶狀鐵素體，顯然該等軸晶也是以FA模式凝固的。在圖6a所示的15CrMo熔合邊界大部分位置處都有以A模式凝固的胞狀晶奧氏體形成。圖7中靠近兩側(cè)熔合邊界的焊縫區(qū)組織均為以A模式凝固的細(xì)小胞狀晶奧氏體。

圖4 預(yù)置0.3 mm鎳基合金片的異種鋼接頭微觀組織

圖5 預(yù)置0.6 mm鎳基合金片的異種鋼接頭微觀組織

圖6 預(yù)置0.9 mm鎳基合金片的異種鋼接頭微觀組織

圖7 預(yù)置1.2 mm鎳基合金片的異種鋼接頭微觀組織

在預(yù)置0.9 mm鎳基合金片的焊縫區(qū)內(nèi)部，選擇不同形態(tài)的微觀組織進(jìn)行了EDS分析，SEM圖片如圖8所示，EDS分析結(jié)果見表4?？梢钥闯?，圖8a的柱狀枝晶奧氏體的平均鎳含量最高，圖8c的等軸晶奧氏體的平均鎳含量最低，而圖8b的胞狀晶奧氏體的平均鎳含量則介于前兩者之間，并且三者的平均鎳含量均高于ER347L焊絲和1Cr18Ni9Ti母材，顯然上述3種微觀組織比ER347L焊絲和1Cr18Ni9Ti母材多出的鎳只能是來源于熔化的鎳基合金片。這表明由于焊接熱輸入很小，熔化的鎳基合金片不能充分的與熔池金屬均勻混合，以致在焊縫中心區(qū)域出現(xiàn)了明顯的鎳偏聚，降低了焊縫中心區(qū)域的成分過冷度，使得焊縫中心區(qū)域由預(yù)置鎳基合金片較薄時的等軸晶轉(zhuǎn)變?yōu)榱祟A(yù)置鎳基合金片較厚時的柱狀枝晶或胞狀晶[15]。 此外，文中還對15CrMo熔合線附近的焊縫區(qū)進(jìn)行了EDS分析，SEM圖片如圖9所示，EDS分析結(jié)果見表5。可以看出熔合線附近焊縫區(qū)的鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)比填充金屬(ER347L)的提高了約2%，結(jié)果表明在15CrMo側(cè)預(yù)置鎳基合金片，可明顯提高熔合線附近焊縫區(qū)的鎳含量。

圖8 焊縫區(qū)不同凝固組織的SEM圖片(預(yù)置0.9 mm鎳基合金片)

表4 焊縫區(qū)不同凝固組織的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖9 15CrMo側(cè)熔合線的SEM圖片

表5 15CrMo側(cè)熔合附近的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖10為預(yù)置鎳基合金片厚度分別為0.9 mm和1.2 mm時在焊縫中心區(qū)域出現(xiàn)的凝固裂紋，可以看出凝固裂紋均形成于以A模式凝固的粗大奧氏體柱狀枝晶交匯處。這是由于在焊縫中心區(qū)域出現(xiàn)了明顯的鎳偏聚，以致形成了以A模式凝固的粗大柱狀枝晶，而A凝固模式的析出相為全奧氏體組織，對S，P等雜質(zhì)元素具有較低的溶解度，導(dǎo)致柱狀枝晶交匯處聚集了較多的溶質(zhì)與雜質(zhì)而形成了多種低熔點(diǎn)共晶，并在凝固過程中轉(zhuǎn)變成液態(tài)薄膜，加之粗大且方向性強(qiáng)的奧氏體柱狀枝晶晶界有利于液態(tài)薄膜的浸潤和擴(kuò)展，很容易轉(zhuǎn)變成大面積的液態(tài)薄膜，以致凝固收縮時晶界液膜被拉開而擴(kuò)展成裂紋。

圖10 焊縫中心的凝固裂紋

2.3 高溫下異種鋼UNGW接頭15CrMo熔合線附近的碳擴(kuò)散區(qū)形貌

對預(yù)置不同厚度鎳基合金片和未預(yù)置鎳基合金片的15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼UNGW接頭進(jìn)行熱時效處理，熱時效溫度和時間分別為650 ℃和120 h，熱時效后的15CrMo熔合線附近的碳擴(kuò)散區(qū)形貌如圖11所示?？梢钥闯?，圖11所示各接頭的15CrMo熔合線附近均形成了一定寬度的碳擴(kuò)散區(qū)，其中未預(yù)置鎳基合金片的異種鋼接頭碳擴(kuò)散區(qū)寬度是預(yù)置鎳基合金片的近兩倍，并且預(yù)置0.3 mm，0.6 mm，0.9 mm和1.2 mm鎳基合金片的異種鋼接頭碳擴(kuò)散區(qū)寬度基本相同。這表明預(yù)置鎳基合金片明顯比未預(yù)置鎳基合金片的接頭具有更好的抑制碳擴(kuò)散的效果，因?yàn)楦邷叵碌奶荚涌偸怯苫疃认禂?shù)高的區(qū)域向活度系數(shù)低的區(qū)域擴(kuò)散，而提高焊縫區(qū)鎳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)將有利于增大15CrMo熔合線附近焊縫區(qū)碳的活度系數(shù)。然而預(yù)置的鎳基合金片厚度在0.3～1.2 mm范圍內(nèi)變化時，15CrMo熔合線附近的碳擴(kuò)散區(qū)寬度并未出現(xiàn)明顯變化，這是因?yàn)楫?dāng)鎳基合金片的厚度在0.3～1.2 mm范圍內(nèi)變化時，如表5所示15CrMo熔合線附近焊縫區(qū)的平均鎳質(zhì)量分?jǐn)?shù)相差很小，使得碳原子的活度系數(shù)相差也很小，因而所表現(xiàn)出的對碳擴(kuò)散的抑制效果也不明顯。

圖11 經(jīng)650 ℃×120 h熱時效后的15CrMo熔合線附近的碳擴(kuò)散區(qū)形貌

2.4 異種鋼UNGW接頭顯微硬度分布

圖12和圖13為預(yù)置鎳基合金片的異種鋼UNGW接頭15CrMo側(cè)熔合線附近區(qū)域的顯微硬度分布。由于焊態(tài)下15CrMo的HAZ過熱區(qū)內(nèi)形成了馬氏體組織，并且在熔合邊界附近的不均勻混合區(qū)內(nèi)存在馬氏體層，以致這兩個區(qū)域的顯微硬度明顯比母材的高，如圖12所示。經(jīng)熱時效處理后，由于高溫下發(fā)生了碳原子的擴(kuò)散遷移，在熔合邊界附近的焊縫區(qū)內(nèi)形成了增碳層，其內(nèi)部有大量的碳化鉻析出，以致增碳層的硬度明顯比母材的高；同時在熔合線附近的HAZ內(nèi)形成了脫碳層，由于該區(qū)域碳含量較低且晶粒出現(xiàn)了一定的粗化，使得脫碳層的硬度明顯比母材的低，如圖13所示。

圖12 未熱時效處理接頭硬度分布

圖13 650 ℃×120 h熱時效處理接頭硬度分布

3 結(jié)論

(1)預(yù)置鎳基合金片厚度小于0.6 mm時，15CrMo/ 1Cr18Ni9Ti異種鋼UNGW接頭熔合線附近焊縫區(qū)部分區(qū)域以A模式凝固并形成胞狀晶奧氏體，而焊縫的其它區(qū)域則仍以FA模式凝固，凝固組織為細(xì)小的等軸晶奧氏體及晶內(nèi)少量枝晶狀鐵素體，并且焊縫中心無凝固裂紋形成。

(2)預(yù)置0.9～1.2 mm厚的鎳基合金片時，因鎳基合金片熔化后一部分會在焊縫中心區(qū)域形成明顯的鎳偏聚，以致該區(qū)域以A模式凝固，同時降低了焊縫中心區(qū)域的成分過冷度，使得焊縫中心區(qū)域形成了粗大的柱狀枝晶奧氏體，而在粗大的柱狀枝晶交匯處會聚集較多的溶質(zhì)與雜質(zhì)，從而形成了凝固裂紋。

(3)在15CrMo側(cè)預(yù)置厚度為0.6～0.9 mm的鎳基合金片可使熔合線附近焊縫區(qū)的Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)比填充金屬(ER347L)的提高約2%，明顯比未預(yù)置鎳基合金片的接頭具有更好的抑制碳擴(kuò)散的效果，但當(dāng)鎳基合金片厚度在0.3～1.2 mm范圍內(nèi)變化時接頭抑制碳擴(kuò)散的效果并無明顯變化。

(4)顯微硬度測試表明焊態(tài)的異種鋼接頭不均勻混合區(qū)內(nèi)仍存在馬氏體層，而熱時效后在熔合線附近會形成一定寬度的富碳硬化區(qū)及貧碳軟化區(qū)。