T91/15-15Ti異材焊接接頭微觀組織和力學(xué)性能研究

李峻宏，蘇喜平，馮 偉，任媛媛，杜愛兵

(中國原子能科學(xué)研究院 反應(yīng)堆工程技術(shù)研究部，北京 102413)

第4代核能系統(tǒng)具有固有安全性，是解決核能可持續(xù)發(fā)展問題的關(guān)鍵環(huán)節(jié)[1]。第4代核能系統(tǒng)國際論壇提出了6種堆型[2]，我國在鈉冷快堆、鉛冷快堆和ADS等領(lǐng)域開展了系列基礎(chǔ)和應(yīng)用研究工作[3-5]。材料是影響第4代核能發(fā)展的瓶頸問題[6]，中子輻照[7]、冷卻劑和裂變產(chǎn)物腐蝕[8]所引起的材料物理和力學(xué)性能退化是材料研究的關(guān)鍵基礎(chǔ)科學(xué)問題之一。在諸多核用候選結(jié)構(gòu)材料中，9-12%Cr鐵素體/馬氏體鋼具有高導(dǎo)熱率、低熱膨脹系數(shù)、優(yōu)異抗輻照性能以及與冷卻劑的良好兼容性[9-12]，是高燃耗鈉冷快堆首選外套管材料[13]，也是鉛鉍快堆和ADS包殼管首選材料[14]。奧氏體不銹鋼15-15Ti具有優(yōu)良的高溫力學(xué)性能，Ti的加入降低了材料輻照腫脹[15]，增加了高溫蠕變強(qiáng)度[16]，是鈉冷快堆包殼的首選材料和鉛鉍快堆包殼的候選材料。

包殼管和外套管是快堆組件結(jié)構(gòu)的重要組成部分，由于T91和15-15Ti兩種材料化學(xué)成分和物理性能存在較大差異，異材焊接接頭顯微組織呈獨(dú)特性，其力學(xué)性能研究和報(bào)道相對(duì)較少。本文從材料應(yīng)用出發(fā)，研究T91/15-15Ti異材焊接接頭微觀組織特征及力學(xué)性能變化規(guī)律，為T91和15-15Ti異材焊接參數(shù)選用和材料應(yīng)用提供實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)。

1 材料和實(shí)驗(yàn)方法

采用真空感應(yīng)冶煉T91和15-15Ti，其主要化學(xué)成分列于表1。厚度3.5 mm的T91板材經(jīng)1 050 ℃/15 min正火和760 ℃/1.5 h回火處理，厚度3.5 mm的15-15Ti板材經(jīng)1 100 ℃/30 min固溶處理。熱處理均采用空冷方式冷卻至室溫。板材表面精磨去除氧化皮，轎直后厚度拋光修磨至3.2 mm。

表1 焊接用板材主要化學(xué)成分Table 1 Main chemical composition of welding plate

采用鎢極氬弧焊對(duì)T91和15-15Ti試板進(jìn)行無坡口對(duì)接單道焊，焊接電流145～148 A，焊接電壓13～14 V，板焊接速度0.09 m/min。保護(hù)氣體為99.999%純氬，上部保護(hù)氣流速15 L/min，下部保護(hù)氣流速25 L/min。焊后熱處理工藝為760 ℃/1 h，隨爐冷卻至300 ℃后空冷。

根據(jù)GB/T 2651—2008加工焊接接頭室溫拉伸試樣，GB/T 228.2—2015加工焊接接頭高溫拉伸試樣。采用顯微硬度計(jì)分析焊接接頭硬度分布，加載力為1 kg，加載時(shí)間為15 s。焊接接頭經(jīng)機(jī)械磨制和拋光后，采用苦味酸水溶液化學(xué)蝕刻和顯示T91側(cè)金相組織，硝酸水溶液電解蝕刻15-15Ti側(cè)金相組織。采用金相(OM)、掃描電鏡(SEM)和能譜分析對(duì)焊接接頭典型區(qū)域開展分析。

2 結(jié)果分析與討論

2.1 焊接接頭組織分析

圖1為T91/15-15Ti異材焊接接頭T91側(cè)的焊接熱影響區(qū)組織全貌，圖2為T91側(cè)焊接熱影響區(qū)(焊態(tài))各區(qū)組織形貌OM像。根據(jù)圖2所示各區(qū)焊態(tài)組織特征，T91焊接熱影響區(qū)包含完全相變區(qū)、不完全相變區(qū)及母材。完全相變區(qū)由過熱區(qū)和細(xì)晶區(qū)組成，為全馬氏體板條組織。不完全相變區(qū)由馬氏體和回火馬氏體混合而成，是完全相變區(qū)的淬火馬氏體隨焊接溫度梯度變化而逐漸趨于母材的回火馬氏體組織。母材呈現(xiàn)含有碳化物的回火馬氏體組織。經(jīng)760 ℃焊后熱處理(PWHT)，發(fā)生高溫淬火的馬氏體析出碳化物，如圖3a～c所示，呈現(xiàn)回火馬氏體組織形貌。圖3d所示母材組織形貌與圖2d保持一致，這表明焊后熱處理對(duì)T91鋼母材組織影響不大，符合9-12%Cr耐熱鋼相變基本規(guī)律。

圖1 T91/15-15Ti異材焊接接頭 T91側(cè)焊接組織OM像Fig.1 OM microstructure of T91 in T91/15-15Ti dissimilar steels welded joint

a——過熱區(qū)；b——細(xì)晶區(qū)；c——不完全相變區(qū)；d——母材圖2 T91側(cè)焊接熱影響區(qū)(焊態(tài))組織形貌OM像Fig.2 OM microstructure of T91 joints in welded condition

a——過熱區(qū)；b——細(xì)晶區(qū)；c——不完全相變區(qū)；d——母材圖3 T91側(cè)焊接熱影響區(qū)(熱處理態(tài))組織形貌OM像Fig.3 OM microstructure of T91 joints in post-weld heat treatment (PWHT) condition

對(duì)焊后熱處理態(tài)T91/15-15Ti異材焊接接頭橫截面Fe、Ni、Cr元素進(jìn)行分析，含量分布如圖4所示。T91側(cè)分析接頭15-15Ti熔化量為23.9%，可看出，T91側(cè)熱影響區(qū)無明顯濃度梯度，在貼近熔合線的焊縫區(qū)域存在1 mm寬濃度梯度；對(duì)于15-15Ti側(cè)，熱影響區(qū)存在約0.5 mm寬濃度梯度，而貼近熔合線的焊縫區(qū)域則幾乎無濃度梯度。由于該接頭15-15Ti熔化量較小，因而組織較均勻，焊縫金屬成分無周期性波動(dòng)。

圖4 T91/15-15Ti異材焊接接頭(熱處理態(tài))橫截面Fe、Ni、Cr分布Fig.4 Fe, Ni and Cr distributions in T91/15-15Ti dissimilar steels welded joints after PWHT

2.2 焊接接頭硬度分布

焊態(tài)和焊后熱處理態(tài)的T91/15-15Ti異材焊接接頭硬度分布如圖5所示。從圖5a可看出，T91側(cè)熱影響區(qū)顯著高于母材，產(chǎn)生明顯的硬化現(xiàn)象。過熱區(qū)和細(xì)晶區(qū)組成的完全正火區(qū)硬度達(dá)到450HV1.0以上，尤以細(xì)晶區(qū)硬度最高，可達(dá)482HV1.0。焊縫金屬區(qū)硬度基本穩(wěn)定在400HV1.0，較完全正火區(qū)有所降低。在不完全相變區(qū)，顯微硬度呈梯度變化規(guī)律，這與該區(qū)域在焊接過程中的熱循環(huán)和溫度變化密切相關(guān)。通過圖1和圖5a對(duì)比分析可看出，T91側(cè)熱影響區(qū)寬度為5.5～6.0 mm。相對(duì)而言，15-15Ti側(cè)的硬度變化較小，波動(dòng)幅度約為20HV1.0，這與奧氏體鋼焊接過程中僅發(fā)生晶粒粗化而不發(fā)生馬氏體相變有關(guān)。伴隨著焊接溫度變化，近焊縫區(qū)發(fā)生奧氏體晶粒粗化，是該區(qū)域硬度下降的主要原因[17]。從圖5a可得出，15-15Ti側(cè)熱影響區(qū)寬度為3.5 mm，遠(yuǎn)小于T91所在的一側(cè)。

從圖5b可看出，PWHT降低了T91焊接熱影響區(qū)顯微硬度，對(duì)15-15Ti焊接熱影響區(qū)無影響。T91完全正火區(qū)和焊縫區(qū)硬度降至350HV1.0以下。這表明，PWHT改善了焊接接頭組織，使得焊后形成的馬氏體中過飽和的碳元素析出，沿馬氏體板條和晶界形成碳化物，進(jìn)而降低了顯微硬度，改善了焊接接頭區(qū)域硬度分布均勻性[18]。

圖5 T91/15-15Ti異材焊接接頭焊態(tài)(a)及熱處理態(tài)(b)硬度分布Fig.5 Microhardness of T91/15-15Ti dissimilar steels welded joints in welded (a) and PWHT (b) conditions

2.3 焊接接頭拉伸性能

焊態(tài)和焊后熱處理態(tài)的T91/15-15Ti異材焊接接頭在室溫、400、500、550和600 ℃下的拉伸性能如圖6所示。從圖6a可看出，焊態(tài)和PWHT態(tài)焊接接頭屈服強(qiáng)度隨拉伸溫度增加而減小。焊態(tài)接頭高溫抗拉強(qiáng)度在500 ℃出現(xiàn)極值，而PWHT態(tài)焊接接頭高溫抗拉強(qiáng)度隨溫度的增加而減小。從圖6b可看出，焊接接頭延伸率均在500 ℃出現(xiàn)極值，繼續(xù)提高拉伸溫度使拉伸塑性趨于降低。從圖6b也可看出，PWHT有助于改善異材焊接接頭的拉伸塑性。

圖6 異材焊接接頭強(qiáng)度和延伸率Fig.6 Strength and elongation of dissimilar steels welded joint

拉伸斷裂行為分析顯示，兩種狀態(tài)的異材焊接接頭在室溫、400、500和550 ℃拉伸后斷裂部位主要位于15-15Ti側(cè)的熱影響區(qū)或15-15Ti母材，這表明室溫～550 ℃范圍內(nèi)焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)為15-15Ti鋼。550 ℃斷裂隨機(jī)分布在15-15Ti和T91側(cè)，這表明550 ℃是T91與15-15Ti的等強(qiáng)溫度點(diǎn)。進(jìn)一步提高拉伸溫度至600 ℃，斷裂部位主要分布在T91側(cè)，表明此溫度下T91為薄弱環(huán)節(jié)。基于圖6拉伸數(shù)據(jù)和斷裂位置的分析可以判斷，T91在550 ℃以下溫度范圍內(nèi)具有較高的強(qiáng)度和塑性，適宜在550 ℃下使用；當(dāng)使用溫度高于550 ℃時(shí)，應(yīng)選用15-15Ti。第4代核電系統(tǒng)燃料組件溫度分布不均勻，從上述分析也可看出，服役溫度較高的包殼管材料應(yīng)采用與15-15Ti相近的奧氏體鋼進(jìn)行焊接，而服役溫度較低的外套管則可選用異材焊接。綜合應(yīng)用這兩類耐熱鋼在組織、硬度和拉伸性能方面的優(yōu)勢(shì)，可滿足堆芯燃料組件長(zhǎng)期服役的需求。

采用SEM分析了T91/15-15Ti焊接接頭拉伸斷口的形貌。室溫～500 ℃范圍內(nèi)斷裂發(fā)生在15-15Ti側(cè)，其良好的塑性保證了斷口呈現(xiàn)韌性斷裂特征。在550～600 ℃，斷裂發(fā)生在T91的不完全相變區(qū)，呈現(xiàn)混合斷裂形貌，以韌性斷裂為主，如圖7所示。

圖7 T91/15-15Ti異材焊接接頭 600 ℃拉伸斷口形貌Fig.7 SEM morphology of tensile fracture of T91/15-15Ti dissimilar steels welded joints tested at 600 ℃

3 結(jié)論

T91和15-15Ti屬于合金化程度較高的鋼種，其焊縫組織較復(fù)雜。通過金相顯微鏡、掃描電鏡及能譜儀等表征手段，分析了T91和15-15Ti焊接接頭的微觀組織，并對(duì)焊接接頭顯微硬度和拉伸性能進(jìn)行實(shí)驗(yàn)研究，得出如下結(jié)論。

1) 焊態(tài)的焊接接頭T91側(cè)由母材、熱影響區(qū)和焊縫金屬組成，其中熱影響區(qū)由過熱區(qū)、細(xì)晶區(qū)和不完全相變區(qū)組成。過熱區(qū)和細(xì)晶區(qū)由板條馬氏體構(gòu)成，屬于完全相變區(qū)。15-15Ti側(cè)由母材、熱影響區(qū)和焊縫金屬組成，母材和熱影響區(qū)均為等軸晶，熱影響區(qū)晶粒尺寸大于母材，是引起顯微硬度變化的主要因素。PWHT處理后，T91側(cè)形成回火馬氏體組織，而15-15Ti側(cè)組織未發(fā)生變化。

2) 焊態(tài)的焊接接頭T91側(cè)顯微硬度顯著增加，其中細(xì)晶區(qū)硬度達(dá)到482HV1.0，15-15Ti側(cè)室溫硬度變化較小，熱影響區(qū)硬度略低于母材。PWHT后，T91側(cè)熱影響區(qū)及焊縫硬度降至350HV1.0以下；15-15Ti側(cè)硬度未發(fā)生變化，與焊態(tài)保持在同一水平。

3) 拉伸性能測(cè)試顯示焊態(tài)和PWHT態(tài)焊接接頭拉伸強(qiáng)度變化相對(duì)較小，而PWHT有助于改善拉伸塑性。焊態(tài)時(shí)，室溫～500 ℃下的拉伸斷裂位于15-15Ti熱影響區(qū)或母材；550 ℃時(shí)，T91和15-15Ti強(qiáng)度相當(dāng)，斷裂位置在兩側(cè)隨機(jī)分布；600 ℃下的斷裂位置分布在T91側(cè)。PWHT后，室溫～550 ℃的拉伸斷裂位于15-15Ti側(cè)，600 ℃時(shí)斷裂于T91側(cè)的不完全相變區(qū)。

4) 通過對(duì)T91/15-15Ti異材焊接接頭微觀組織和顯微硬度、拉伸性能的實(shí)驗(yàn)研究，綜合兩類耐熱鋼在組織、硬度和拉伸性能方面的優(yōu)勢(shì)，在鈉冷或鉛鉍快堆工程應(yīng)用中，對(duì)于服役溫度較高的包殼管應(yīng)采用與15-15Ti相近的奧氏體鋼進(jìn)行焊接，而對(duì)于服役溫度較低的外套管，則可選用T91和15-15Ti進(jìn)行異材焊接，以滿足堆芯組件長(zhǎng)期服役的要求。