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    A508-3鋼回火焊道接頭組織和性能

    2022-01-07 00:58:06唐威
    焊接 2021年10期
    關(guān)鍵詞:晶區(qū)索氏體馬氏體

    唐威

    (山西機(jī)電職業(yè)技術(shù)學(xué)院,山西 長(zhǎng)治 046011)

    0 前言

    低合金高強(qiáng)鋼部件在焊接制造或修復(fù)后,通常需要進(jìn)行焊后熱處理來(lái)降低熱影響區(qū)硬度,減小焊后殘余應(yīng)力,從而保證焊接接頭具有更高的安全裕度。但對(duì)于在役的大型核電設(shè)備,采用焊后熱處理維修成本高,而且長(zhǎng)時(shí)的停機(jī)可能會(huì)為企業(yè)帶來(lái)更多的損失,對(duì)于某些在役部件,受結(jié)構(gòu)限制,焊后無(wú)法進(jìn)行焊后熱處理,這無(wú)疑為后期的安全使用帶來(lái)隱患。為解決此類問(wèn)題,近年來(lái)出現(xiàn)了能夠免除焊后熱處理的回火焊道焊接技術(shù),并在美國(guó)機(jī)械工程師協(xié)會(huì)(ASME)標(biāo)準(zhǔn)中進(jìn)行了詳細(xì)的規(guī)定。

    在ASME第IX中規(guī)定,回火焊道焊接技術(shù)是在特殊的位置熔覆焊道層,該焊道層能夠作用在前序焊道的焊縫金屬或焊接熱影響區(qū)上,起到改善相應(yīng)區(qū)域冶金性能的作用。該技術(shù)最初出現(xiàn)是為了通過(guò)后續(xù)焊道的焊接熱作用來(lái)替代傳統(tǒng)的焊后熱處理,具體的實(shí)施可以通過(guò)控制不同焊道層的焊接熱輸入來(lái)實(shí)現(xiàn),比如更換電流或者改變焊條直徑?;鼗鸷傅兰夹g(shù)的出現(xiàn)不僅免除了在役部件焊接修復(fù)的焊后熱處理,同時(shí)也縮短了停工時(shí)間,降低了維修成本。國(guó)內(nèi)在回火焊道技術(shù)方面研究較少,直到2012年國(guó)內(nèi)才開(kāi)始有相關(guān)報(bào)道,如張亦良等人[1]對(duì)回火焊道焊后的殘余應(yīng)力進(jìn)行了分析測(cè)試;劉京等人[2]采用激光焊的方法在P20鋼表面實(shí)施了雙層回火激光熔覆修復(fù)技術(shù);秦建[3]針對(duì)SA508-3鋼回火焊道焊接技術(shù)進(jìn)行了系統(tǒng)的研究,提出來(lái)回火模式和淬火模式兩種回火焊道實(shí)施條件;司佳鑫等人[4]對(duì)回火焊道的標(biāo)準(zhǔn)化研究提出了思考;劉鳴宇等人[5]成功在核電蒸汽發(fā)生器封口焊缺陷部位實(shí)施了回火焊道技術(shù)。但是目前國(guó)內(nèi)可查到的回火焊道技術(shù)均是基于同種材料連接的修復(fù)技術(shù),在異種材料連接的焊接修復(fù)方面還未見(jiàn)相關(guān)報(bào)道。

    眾所周知,核級(jí)部件在焊接制造中常涉及到異種金屬的連接問(wèn)題,因此文中以低合金高強(qiáng)鋼A508-3鋼為研究對(duì)象,以壓力容器焊接時(shí)常用的鎳基Ni690為焊接材料,在A508-3鋼表面實(shí)施了異種材料的回火焊道焊接技術(shù),并對(duì)焊后接頭的組織和力學(xué)性能進(jìn)行了分析測(cè)試,同時(shí)與傳統(tǒng)的焊接修復(fù)接頭進(jìn)行了對(duì)比,以期能夠?yàn)楹罄m(xù)回火焊道焊接技術(shù)在工程制造和修復(fù)領(lǐng)域推廣應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支撐。

    1 試驗(yàn)方法

    待焊材料和焊材分別取A508-3鍛件和φ4.0 mm Ni690,其化學(xué)成分見(jiàn)表1。A508-3母材為調(diào)質(zhì)態(tài),經(jīng)受900 ℃×6 h后水淬+680 ℃×4 h回火熱處理。焊接方法為焊條電弧焊,試驗(yàn)分別采用常規(guī)焊接工藝和回火焊道工藝在A508-3鋼表面堆焊6層焊道,為考察回火焊道焊接接頭的組織與性能,設(shè)置了常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理(590 ℃×2 h)的工藝方案。具體的焊道排布示意圖[6]如圖1所示,同層相鄰焊道的搭接量為50%。

    表1 試驗(yàn)用母材及焊材化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

    圖1 焊道排布示意圖

    不同焊道層的焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2,為了減少焊接熱影響區(qū)的冷裂紋敏感組織,試件均在焊前預(yù)熱至150 ℃。為了對(duì)比回火焊道技術(shù)的效果,除了常規(guī)焊接工藝外,對(duì)常規(guī)焊接工藝試件進(jìn)行焊后熱處理(590 ℃×2 h)以軟化焊接熱影響區(qū)并釋放應(yīng)力,而回火焊道試件則保持焊態(tài)。其中,回火焊道工藝前3層的焊接熱輸入分別為0.89 kJ/mm,1.03 kJ/mm,1.46 kJ/mm,對(duì)應(yīng)熱輸入比值為1∶1.17∶1.46,常規(guī)焊接工藝前3層的焊接熱輸入均為0.89 kJ/mm,對(duì)應(yīng)熱輸入比值為1∶1∶1。

    表2 試驗(yàn)用焊接工藝參數(shù)

    3種試件分別采用線切割的方法沿垂直于焊道方向制取橫截面尺寸約20 mm×15 mm的金相試樣,試樣應(yīng)涵蓋所有焊層及部分母材,經(jīng)研磨拋光和4%的硝酸酒精溶液侵蝕后,在金相顯微鏡下觀察焊接接頭的顯微組織,并使用顯微硬度計(jì)對(duì)各焊接接頭進(jìn)行顯微硬度測(cè)試HV0.2)。采用掃描電鏡觀察焊接接頭熔合區(qū)形貌,并用EDS能譜分析儀測(cè)量熔合區(qū)元素分布。

    2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

    2.1 金相組織分析

    截取的橫向試樣的宏觀形貌如圖2所示。A508-3鋼母材受焊接熱循環(huán)影響,緊鄰熔合線下側(cè)存在一個(gè)明顯的熱影響層,寬度大約1~2 mm,首層相鄰焊道熱影響區(qū)存在明顯的重疊情況。熔合線上側(cè)為6層Ni690焊條堆焊焊道,焊道寬度大約5~10 mm,堆焊層總厚度約12~14 mm不等。與常規(guī)焊接工藝相比,回火焊道工藝相鄰焊道的搭接量控制在大約50%。

    圖2 橫向試樣宏觀形貌

    橫向試樣的顯微組織如圖3~圖5所示。從圖中可以看出,A508-3鋼母材組織為初生回火馬氏體組織和貝氏體組織組成。經(jīng)歷焊接熱循環(huán)后熱影響區(qū)粗晶區(qū)和臨界粗晶區(qū)組織均為回火索氏體組織。常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理的臨界粗晶區(qū)和粗晶區(qū)組織為回火索氏體組織,但是晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大?;鼗鸷傅拦に嚨拇志^(qū)顯微組織為回火索氏體組織,臨界粗晶區(qū)為晶粒內(nèi)部的回火索氏體+晶界處晶粒細(xì)小的回火索氏體組織,但與焊后熱處理結(jié)果相比,由于前1層所經(jīng)受的焊后熱處理時(shí)間較短,晶粒無(wú)明顯長(zhǎng)大。

    圖3 常規(guī)焊接工藝試樣的顯微組織

    圖4 常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理(590 ℃×2 h)試樣的顯微組織

    由圖可知,Ni690堆焊層組織為奧氏體組織,在結(jié)合界面靠近熔合線的焊縫區(qū)域,存在一個(gè)明亮的過(guò)渡區(qū)域,過(guò)渡區(qū)寬度大約20~100 μm。結(jié)合文獻(xiàn)[6]可知,過(guò)渡區(qū)由馬氏體組織組成,這是由于母材和焊材化學(xué)成分差異造成的。

    2.2 顯微硬度結(jié)果與分析

    圖6為橫向試樣熔合線附近的顯微硬度測(cè)試結(jié)果示意圖(圖中橫向“0”點(diǎn)為熔合線位置)。從圖中可以看出,整體上熱影響區(qū)硬度最高,馬氏體條帶次之,焊縫區(qū)和母材區(qū)最低。與常規(guī)焊接工藝相比,熱處理后A508-3鋼焊接熱影響區(qū)硬度降幅較大,顯微硬度平均降幅達(dá)30 HV0.2,母材區(qū)硬度降幅次之,焊縫區(qū)和馬氏體條帶硬度降幅最小?;鼗鸷傅拦に囋嚇訜嵊绊憛^(qū)硬度降幅最大,顯微硬度平均降幅達(dá)40 HV0.2,焊縫區(qū)和馬氏體條帶硬度降幅次之,母材區(qū)硬度基本不變。這表明常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理和回火焊道工藝都可以降低焊接接頭各區(qū)域的硬化程度,由于粗晶區(qū)和臨界粗晶區(qū)受回火作用時(shí)間較長(zhǎng)的緣故,因此熱影響區(qū)硬度降幅最大。從一定程度上講,回火焊道工藝可以獲得媲美常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理的焊接接頭,而且回火焊道工藝接頭的硬度均勻性最優(yōu)。

    圖6 顯微硬度測(cè)試結(jié)果

    2.3 熔合區(qū)組織與成分分析

    熔合區(qū)的顯微組織如圖7所示。由圖可知,熔合線靠近焊縫一側(cè)區(qū)域?yàn)轳R氏體帶,馬氏體帶寬度從幾十微米至上百微米不等,其放大后的形貌如圖8所示。從形態(tài)上看,馬氏體呈柱狀晶形態(tài),從熔合線朝向熔池中心生長(zhǎng),直至進(jìn)入焊縫消失。這與焊縫的奧氏體晶粒生長(zhǎng)方向、晶粒形態(tài)相似,但是馬氏體帶硬度值卻明顯高于奧氏體焊縫。

    圖7 熔合區(qū)的顯微組織

    圖8 馬氏體帶的形貌

    實(shí)際上,馬氏體帶的硬度介于焊縫和粗晶區(qū)之間,這將起到力學(xué)性能橋接的作用。馬氏體帶在焊態(tài)時(shí)硬度最高(硬度值為207 HV0.2),熱處理后硬度略微下降(硬度值為204 HV0.2),但仍高于回火焊道工藝的馬氏體帶硬度值(硬度值為183 HV0.2)。與熔合區(qū)相鄰的母材一側(cè)區(qū)域?yàn)榇志^(qū),粗晶區(qū)硬度較高(硬度值為253 HV0.2),熱處理后粗晶區(qū)硬度值明顯下降(硬度值為208 HV0.2或216 HV0.2),而采用回火焊道工藝的試樣硬度(硬度值為220 HV0.2)趨于兩者之間,且降幅約為熱處理效果的73%~89%。馬氏體帶的組織和性能與其化學(xué)成分密切相關(guān)[7]。

    熔合區(qū)的元素分布圖如圖9所示。Cr,Ni元素自焊縫向母材一側(cè)擴(kuò)散導(dǎo)致熔合區(qū)含量迅速減少,降低了奧氏體穩(wěn)定性,當(dāng)熔池邊緣的冷卻速度達(dá)到馬氏體轉(zhuǎn)變的臨界速度時(shí),在熔合線處產(chǎn)生馬氏體,并向熔池生長(zhǎng)成為馬氏體帶。回火焊道時(shí)因后續(xù)焊道的焊接熱輸入增大,Cr,Ni元素向母材一側(cè)擴(kuò)散增多,隨著成分過(guò)渡區(qū)寬度增大,造成過(guò)渡區(qū)奧氏體穩(wěn)定性下降而轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體,因此馬氏體帶寬度明顯增大。然而,回火焊道接頭的馬氏體帶成分Cr,Ni元素含量仍高于常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理接頭和常規(guī)焊接工藝接頭,使其馬氏體轉(zhuǎn)變程度較低,從而降低馬氏體帶的硬度。

    圖9 熔合區(qū)的元素分布

    上述分析表明,常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理的接頭硬度雖然粗晶區(qū)硬度明顯降低,但是馬氏體帶的硬度降低不明顯,而采用回火焊道焊接技術(shù)的焊接接頭粗晶區(qū)和馬氏體帶的硬度均明顯降低。這表明回火焊道技術(shù)可以同時(shí)軟化粗晶區(qū)和熔合區(qū),其中粗晶區(qū)硬度約為熱處理效果的73%~89%。

    3 結(jié)論

    (1)與常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理結(jié)果相比,回火焊道工藝的粗晶區(qū)顯微組織為回火索氏體組織,臨界粗晶區(qū)為晶粒內(nèi)部的回火索氏體+晶界處晶粒細(xì)小的回火索氏體組織,晶粒尺寸無(wú)明顯變化。

    (2)回火焊道工藝可以獲得媲美常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理的焊接接頭,而且回火焊道工藝接頭的硬度均勻性最優(yōu)。

    (3)常規(guī)焊接工藝+焊后熱處理的接頭硬度雖然粗晶區(qū)硬度明顯降低,但是馬氏體帶的硬度降低不明顯,而采用回火焊道焊接技術(shù)的焊接接頭粗晶區(qū)和馬氏體帶的硬度均明顯降低。回火焊道技術(shù)可以同時(shí)軟化粗晶區(qū)和熔合區(qū),其中粗晶區(qū)硬度約為熱處理效果的73%~89%。

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