A508-3 Cl.2 鍛件配套氬弧焊焊絲研制

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(1.哈爾濱焊接研究院有限公司，黑龍江 哈爾濱 150028； 2.哈爾濱威爾焊接有限責任公司，黑龍江 哈爾濱 150028)

0 前言

隨著中國核設備制造技術的發(fā)展，壓水堆核電站單機組的容量已達到百萬級千瓦。上世紀80 年代初，由當時的核工業(yè)部第一研究設計院、機電部第二重型機器廠、哈爾濱焊接研究所(現(xiàn)為哈爾濱焊接研究院有限公司)、冶金部北京鋼鐵研究總院組成了“六十萬千瓦壓水堆核電站反應堆壓力容器用A508-3鋼及其配套焊接材料與工藝研制”協(xié)作組，開始了中國反應堆壓力容器用A508-3鋼鍛件，焊接材料及制造工藝的研究，但至今焊接材料仍然主要依靠進口。目前大多數(shù)工業(yè)發(fā)達國家，反應堆壓力容器仍在使用A533B(板材)和A508-3鋼(鍛件)，這是當今世界壓水堆壓力容器用鋼的典型代表材料[1]。

國內核電用 508-3 鋼焊接材料市場基本被以日本神鋼、德國蒂森公司為代表的進口焊材占領著，尤其是核級設備，國產(chǎn)焊接材料一直被拒絕于門外。進口焊材不僅價格昂貴，而且供貨期較長，對國內還存在著諸多技術壁壘，給廣大用戶帶來許多困擾。期盼著核一級設備中使用高質量的國產(chǎn)核電焊接材料，由此將解決長期困擾企業(yè)的難題， 并為企業(yè)帶來效益和效率，為國家節(jié)省資源。文中對A508-3 Cl.2 鋼主焊縫高純氬弧焊焊接材料進行深入研究， 實現(xiàn)核電用A508-3 Cl.2 鋼主焊縫焊接材料的國產(chǎn)化，替代進口焊材，解決國內制造企業(yè)的燃眉之急。

1 試驗要求與方法

1.1 技術要求

A508-3 Cl.2 鋼的焊接材料技術要求對焊絲及熔敷金屬的 S，P，Cu，Co 等合金元素含量進行了嚴格控制，見表1。對熔敷金屬熱處理態(tài)(608 ℃×24 h)力學性能，特別是室溫和 350 ℃抗拉強度也進行了嚴格要求，見表 2 。落錘試驗試驗溫度TNDT≤-10 ℃不斷裂合格見表3；彎曲試驗，面彎、背彎各取 1 個或取 2 個側彎試樣，彎曲直徑：D=4T，彎曲角度：180°，彎曲后拉伸面上不允許出現(xiàn)任何明顯的開裂，單個裂紋、表面氣孔和夾渣的長度均不應大于 3 mm[2]熔敷金屬沖擊性能試驗結果見表3。同時要求研制的氬弧焊絲手工TIG焊接工藝性良好。

表1 焊絲及無稀釋熔敷金屬化學成分要求(質量分數(shù)，%)

表2 熔敷金屬拉伸性能試驗(608 ℃×24 h 熱處理)

表3 熔敷金屬沖擊性能試驗(608 ℃×24 h 熱處理)

1.2 試驗方法

母材為Q345(16Mn)鋼，對接試板用HS09MnNiMoHR焊絲焊3層過渡層，試板厚度為20 mm，焊接方式為手工 TIG 焊接。對接坡口形式如圖1所示，焊接工藝參數(shù)見表4。

表4 焊接工藝參數(shù)

圖1 對接坡口形式

按照ASTM A751-2014《鋼產(chǎn)品化學分析的試驗方法、規(guī)程和術語》進行化學分析，按照GB/T 25774.1—2010《焊接材料的檢驗 第1部分：鋼、鎳及鎳合金熔敷金屬力學性能試樣的制備及檢驗》進行拉伸、沖擊、彎曲試樣制備。焊縫金屬力學性能分別按照 GB/T 2652—2008《焊縫及熔敷金屬拉伸試驗方法》、GB/T 4338—2006《金屬材料高溫拉伸試驗方法》、GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗方法》、GB/T 2653—2008《焊接接頭彎曲試驗方法》要求進行拉伸、沖擊以及彎曲試驗。落錘試驗按照GB/T 6803—2008《鐵素體鋼的無塑性轉變溫度落錘試驗方法》試樣采用 P-3型進行試驗[3]。

2 焊接材料的研制

2.1 焊絲成分設計

A508-3 Cl.2鋼焊接材料熔敷金屬力學性能指標室溫拉伸、350 ℃高溫拉伸、沖擊吸收能量、落錘、彎曲，根據(jù)項目考核指標，焊絲的化學成分、熔敷金屬的力學性能及焊接工藝參數(shù)等相關條件下各數(shù)據(jù)的關系，此外還要考慮核一級設備受中子輻照后，焊縫產(chǎn)生輻照脆化，韌性降低，因此需嚴格控制焊縫金屬中 S，P，Cu，Co 等元素有害元素含量，向焊絲中添加 Ni 等合金元素以提高低溫沖擊韌性。結合公司多年的低合金鋼焊接材料研究成果的積累，已有的研究數(shù)據(jù)和產(chǎn)品經(jīng)驗，設計研究焊絲的化學成分。

為了改善和提高焊絲沖擊韌性在冶煉過程中加入部分合金元素。

2.1.1鎳(Ni)

鎳在焊縫中強化鐵素體并細化珠光體， 總的效果是提高強度，對塑性的影響不顯著。含鎳鋼的碳含量可以適當降低，因而能使鋼的韌性和塑性有所提高。

2.1.2鉬(Mo)

鉬在焊縫中能提高淬透性和熱強性。鉬對鐵素體有固溶強化作用，同時也提高碳化物的穩(wěn)定性，從而提高鋼的強度。

2.1.3鈦(Ti)

鈦和氮、氧、碳都有極強的親合力， 與硫的親合力比鐵強。因此，它是一種良好的脫氧去氣劑和固定氮和碳的有效元素。

鈦對鋼的韌性，特別是低溫沖擊韌性少有改善作用。鈦能改善碳素鋼和合金鋼的熱強性，提高它們的持久強度和蠕變抗力。

2.1.4鋁(Al)

鋁主要用來脫氧和細化晶粒。某些鋼脫氧時，如果鋁用量過多，則會使鋼產(chǎn)生反常組織和有促進鋼的石墨化傾向。在鐵素體及珠光體鋼中，鋁含量較高時會降低其高溫強度和韌性。鋁強烈促進碳的石墨化，加入Cr，Ti，V，Nb 等強碳化物形成元素可抑制Al的石墨化作用[4]。

2.2 焊絲冶煉

該項目共冶煉了6批次焊絲，其中第1次冶煉的焊絲性能不合格，其余5批次焊絲性能均滿足要求。編號為 1號的焊絲沖擊韌性低，低溫沖擊不滿足采購技術要求。通過添加適量的Ni，Ti，Al等微量元素，其中2號、3號、4號、5號、6號的焊絲抗拉強度和沖擊韌性均有明顯提高。

將典型1號、2號焊絲進行成分及熔敷金屬性能比較，研制焊絲化學成分及熔敷金屬性能見表5、表6。

表5 焊絲化學成分(質量分數(shù)，%)

表6 熔敷金屬力學性能試驗(608 ℃×24 h熱處理)

通過資料查詢及試驗分析，找出Al,Ti,Ni 等微量元素對材料性能的影響。通過調整合金元素比例及加入一定比例的微量元素后抗拉強度和沖擊韌性均有明顯提高，通過1號、2號試樣焊縫金相組織進行對比分析也有一致的規(guī)律。

如圖2所示，1號、2號試樣焊縫金相組織因受焊接重熱作用，焊縫金相組織因受焊接重熱作用，原始柱狀晶特征已消失，1號試樣重熱不完全正火組織形貌如圖2a所示，為鐵素體+貝氏體+馬氏體。2號試樣重熱不完全正火組織形貌如圖2b所示，為鐵素體+聚集態(tài)珠光體(或貝氏體)。

圖2 焊縫重熱不完全正火區(qū)域的微觀組織形貌

3 試驗結果與分析

3.1 焊絲的工藝性能

通過調整焊絲的化學成分，在滿足力學性能指標的前提下，使熔池具有合適的黏度和表面張力，增加熔池的流動性，改善焊絲的焊接過程中電弧的穩(wěn)定性，提高焊絲的可焊性。

研制的焊絲HS09MnNiMoHR，2號焊絲適合大電流焊接。焊接工藝性能優(yōu)良，電弧穩(wěn)定，飛濺較小，無焊渣，焊縫成形較好，圖3為氬弧焊焊道形貌。

圖3 氬弧焊焊道形貌

3.2 熔敷金屬化學成分及力學性能

研制的HS09MnNiMoHR 焊絲及熔敷金屬化學成分分析結果見表7所示，滿足表1的要求。熔敷金屬力學性能試驗結果見表8、表9，力學性能能夠滿足表2的要求， 落錘試驗溫度TNDT≤-10 ℃不斷裂合格，結果如圖4所示。側彎試樣完好無裂紋，結果如圖5所示。

圖4 落錘試樣

圖5 側彎試樣

表7 焊絲及無稀釋熔敷金屬化學成分(質量分數(shù)，%)

表8 熔敷拉伸性能試驗(608 ℃×24 h熱處理)

表9 熔敷金屬沖擊性能試驗(608 ℃×24 h熱處理)

3.3 金相組織

2號試樣宏觀樣粗晶形貌如圖6所示， 未見裂紋、夾渣、氣孔、未焊透、未熔合等缺陷。

圖6 宏觀組織形貌

2號試樣焊縫金相組織因受焊接重熱作用，焊縫金相組織因受焊接重熱作用，原始柱狀晶特征已消失，以重熱正火和重熱不完全正火2種狀態(tài)交叉存在。重熱正火組織形貌如圖7所示，為等軸鐵素體；未見微觀裂紋、氣孔、夾渣等微觀缺陷。

圖7 2號試樣焊縫重熱正火組織微觀形貌

4 結論

(1)研制的焊接材料 HS09MnNiMoHR 低合金鋼氬弧焊絲，其焊絲及熔敷金屬化學成分和各項性能均滿足項目要求。

(2)研制的焊接材料HS09MnNiMoHR 低合金鋼氬弧焊絲具有良好的焊接工藝性能。對焊絲中S，P，Co等有害元素進行有效控制， -10 ℃低溫沖擊吸收能量平均值達到160 J以上。

(3)焊縫金相組織未見硬脆相，柱狀晶消失轉化為等軸晶，組織細化單位面積晶界比例明顯上升，使得位錯擴展受到阻礙， 宏觀表現(xiàn)韌性提高。