大厚度NiCrFe-7 熔化焊焊縫微裂紋

吳棟，董文超，魯艷紅，侯冬冬，張茂龍，陸善平

(1.中國(guó)科學(xué)院金屬研究所 沈陽(yáng)材料科學(xué)研究中心,沈陽(yáng) 110016；2.上海電氣核電裝備有限公司,上海 201306)

0 序言

壓水堆壓力容器中存在大量焊接工作，其中徑向支撐塊與過(guò)渡段之間為NC30Fe 鎳基高溫合金與16MND5 鍛件的異質(zhì)焊接[1].支撐塊焊縫厚度較大，可達(dá)到200 mm 以上，焊接通常采用焊條電弧焊或鎢極氬弧焊等焊接方法，填充材料則一般選用與高溫合金側(cè)同質(zhì)的鎳基焊材E(ER)NiCrFe-7 系列焊材[1].研究表明，NiCrFe-7 熔化焊焊縫具有一定的點(diǎn)狀缺陷和裂紋敏感性，即使嚴(yán)格控制焊接工藝時(shí)，這些缺陷也難以完全避免[2-3].眾所周知，裂紋在焊縫中的危害相當(dāng)大，可能導(dǎo)致焊接接頭過(guò)早失效，存在巨大的安全隱患，因此絕大多數(shù)焊接探傷規(guī)范均對(duì)裂紋提出了苛刻的評(píng)判指標(biāo).

為了降低NiCrFe-7 系列焊縫的裂紋敏感性，通常從焊接材料和工藝兩方面進(jìn)行焊接質(zhì)量的改進(jìn)和控制.研究表明，NiCrFe-7 系列焊縫裂紋常見(jiàn)為一種失塑裂紋[3-4]，其機(jī)制基于鎳基高溫合金的中溫失塑現(xiàn)象：在500～ 900 ℃左右Ni 基合金傾向于發(fā)生沿晶斷裂，表現(xiàn)出低塑行為[5-6]，這同時(shí)也是多數(shù)奧氏體合金面臨的中溫脆性問(wèn)題.為了改善失塑裂紋，國(guó)外在NiCrFe-7 基礎(chǔ)上添加Nb 元素、Mo 元素，開(kāi)發(fā)NiCrFe-13 焊材，然而研究表明NiCrFe-13 焊縫的液化裂紋傾向較高[7]，而且國(guó)內(nèi)目前對(duì)于該焊材的現(xiàn)場(chǎng)數(shù)據(jù)還較少，因此還未被廣泛應(yīng)用.

雖然鎳基合金的中溫失塑現(xiàn)象被廣泛研究，但影響其中溫失塑程度的因素卻存在多種觀點(diǎn)，研究表明合金中的雜質(zhì)[8]、晶界M23C6型碳化物[9]、晶界彎曲度[10-11]等都可能是影響失塑現(xiàn)象的關(guān)鍵，而這些與焊縫成分、焊接工藝均密切有關(guān).另一方面，焊接應(yīng)力水平也是引發(fā)裂紋的必要因素之一，特別對(duì)于多層多道的大厚度鎳基焊縫，其裂紋的形成因素則更加復(fù)雜.因此，要研究NiCrFe-7 焊縫中的裂紋問(wèn)題，應(yīng)針對(duì)具體的焊縫特點(diǎn)來(lái)展開(kāi)研究.

文中針對(duì)某次在壓水堆徑向支撐件工藝評(píng)定中發(fā)現(xiàn)的焊縫裂紋問(wèn)題展開(kāi)了詳細(xì)的表征和分析，通過(guò)滲透探傷，金相顯微鏡(OM)，掃描電子顯微鏡(SEM)、電子背散射(EBSD)對(duì)鎳基焊縫的裂紋形成機(jī)制進(jìn)行了研究.

1 試驗(yàn)方法

焊縫兩側(cè)母材分別為低合金鋼16MND5 和鎳基高溫合金NC30Fe，焊材為NiCrFe-7.焊縫厚度為200 mm，接頭形式為雙面坡口對(duì)接接頭.16MND5 側(cè)熔敷隔離層厚度大于7 mm.焊接方法采用焊條電弧焊(SMAW)和鎢極氬弧焊(GTAW)兩種.焊后熱處理制度為600 ℃保溫24 h.通過(guò)CuCl2+HCl+H2O 溶液對(duì)磨拋的試樣進(jìn)行刻蝕，用于觀察焊縫的低倍和微觀組織.用于EBSD 觀察的試樣在磨拋后進(jìn)行離子刻蝕，以消除試樣表面的殘余應(yīng)力.通過(guò)焊縫側(cè)向彎曲試驗(yàn)來(lái)評(píng)價(jià)焊縫的抗裂性能，側(cè)彎試樣厚度為8 mm，彎曲角度為180°.彎曲后通過(guò)著色滲透探傷來(lái)觀察受拉面的破壞情況.

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 彎曲試驗(yàn)

SMAW 焊縫彎曲后不符合標(biāo)準(zhǔn)要求，焊縫面出現(xiàn)了明顯的宏觀裂紋.為了提高裂紋顯現(xiàn)程度，對(duì)焊縫側(cè)彎后的試樣表面進(jìn)行了著色滲透探傷.結(jié)果顯示SMAW 焊縫受拉面上顯示較多缺陷.GTAW焊縫彎曲后表面沒(méi)有觀察到缺陷，同時(shí)后者彎曲結(jié)果符合《GB/T 2653—2008》標(biāo)準(zhǔn)要求.

2.2 焊縫裂紋

由于彎曲后缺陷附近的微觀組織已發(fā)生嚴(yán)重形變，難以分析缺陷形成根源.對(duì)試樣彎曲過(guò)程進(jìn)行簡(jiǎn)單的受力分析可知，隨著距受拉表面的深度增加，所受拉應(yīng)力逐漸減小，直至中間深度(4 mm)的拉應(yīng)力為0 MPa，因此切取距受拉表面下方2 mm內(nèi)層，該處拉應(yīng)力相對(duì)于表層較小，微觀組織變形較小，可對(duì)其進(jìn)行觀察，未發(fā)現(xiàn)GTAW 焊縫有裂紋存在(圖1)，但發(fā)現(xiàn)SMAW 焊縫彎曲后存在若干裂紋(圖2a 中白色箭頭所指)，通過(guò)掃描電鏡表征，這些裂紋均為沿晶裂紋(圖2b)，在拉應(yīng)力作用下，這些裂紋沿晶界的長(zhǎng)度可達(dá)幾十至幾百微米.經(jīng)過(guò)詳細(xì)的金相照片統(tǒng)計(jì)發(fā)現(xiàn)，SMAW 的沿晶裂紋均分布在后層焊道對(duì)前層焊道所產(chǎn)生的熱影響區(qū)(HAZ)內(nèi)，且大部分位于兩相鄰焊道重疊HAZ 處(圖2a)，這一規(guī)律表明焊接熱循環(huán)很可能是裂紋形成的誘因之一.

圖1 GTAW 焊縫側(cè)彎后試樣金相組織Fig.1 The microstructure of GTAW sample after the bending test

圖2 SMAW 焊縫側(cè)彎后試樣缺陷形貌Fig.2 Morphology of the defects in the SMAW sample after the bending test.(a) macrostructure of the weld metal;(b) micro-crack at the grain boundary

2.3 焊縫組織

對(duì)未經(jīng)彎曲變形的SMAW 焊縫原始組織進(jìn)行觀察，裂紋數(shù)量明顯較彎曲后的焊縫少，但仍能發(fā)現(xiàn)類似于彎曲試樣內(nèi)的裂紋，如圖3a，3b 所示，該裂紋也是分布在HAZ 內(nèi)，但其尺寸明顯小于彎曲后焊縫內(nèi)的裂紋(圖1b)，而且長(zhǎng)度方向還保留著不連續(xù)的特征(圖3b)，這表明彎曲試樣內(nèi)的裂紋并非在彎曲過(guò)程中萌生，而是本身存在于焊縫中，這些微裂紋在彎曲過(guò)程中進(jìn)一步擴(kuò)展，導(dǎo)致長(zhǎng)度和開(kāi)口寬度均顯著增加，進(jìn)而促進(jìn)了彎曲試樣的開(kāi)裂.而且微裂紋更具有空洞的形貌特征.從圖1b 也可發(fā)現(xiàn)，裂紋面并無(wú)液膜組織，表明該種裂紋并非奧氏體合金HAZ 中常見(jiàn)的液化裂紋，而是一種固相裂紋.圖3c 和圖3d 分別為圖3b 中白色框范圍的KAM 圖和局部取向差分布情況KAM 圖，可見(jiàn)在微裂紋附近出現(xiàn)了較明顯的晶格畸變，對(duì)應(yīng)于較大的應(yīng)力集中現(xiàn)象.

圖3 彎曲前SMAW 焊縫中微裂紋分析Fig.3 Analysis of the micro-crack in the SMAW weld metal before bending test.(a) location of the micro-crack;(b)magnification of (a);(c) KAM of the micro-crack showed in Fig.3a,Fig.3b;(d) the local orientation of (c)

對(duì)裂紋進(jìn)行能譜分析(圖4)，發(fā)現(xiàn)裂紋附近存在析出相顆粒，這些顆粒富集Nb 元素和Mo 元素，或者富集Al 元素、Mn 元素、Ti 元素和O 元素.文獻(xiàn)[3-4]表明，NiCrFe-7 焊縫中的這種富Nb、Mo 相為焊接凝固末期形成的一次MC 型碳化物，這種富Al、Mn、Ti 和O 的析出相(圖4)則為球狀氧化物.在高溫合金焊縫金屬凝固過(guò)程中，焊縫中的氧與活潑元素(如Al 元素、Mn 元素、Ti 元素等)結(jié)合，形成氧化物夾雜，在焊接凝固末期，枝晶間的殘余液相中富集大量Nb 元素、Mo 元素、Ti 元素、C 元素等易偏析元素，Nb 元素、Mo 元素與C 元素的結(jié)合能力較強(qiáng)、因此易形成MC 型一次碳化物，此外，提前形成的氧化物還可為這些碳化物提供非均勻形核位置促進(jìn)其形成.另一方面，焊縫凝固晶界在高溫固相冷卻過(guò)程中會(huì)在發(fā)生遷移以減小界面能，遷移時(shí)會(huì)被碳化物和氧化物釘軋，從而使晶界上出現(xiàn)顆粒物和氧化物，如圖4 所示.

2.4 裂紋形成機(jī)理分析

基于表征結(jié)果，研究中發(fā)現(xiàn)的裂紋具備如下特征：①沿晶開(kāi)裂；②傾向于分布在受到多次熱循環(huán)的HAZ 內(nèi)；③固相裂紋；④附近存在第二相顆粒(MC 碳化物和氧化物)和應(yīng)力集中現(xiàn)象.焊縫裂紋的形成通?？梢詮慕M織?應(yīng)力?溫度3 個(gè)方面分析，該鎳基焊縫中的裂紋處于HAZ 的晶界，附近有大塊(微米級(jí))一次MC 碳化物和氧化物(圖4)，裂紋沿碳化物內(nèi)部或者沿相界面斷裂，相周?chē)哂袊?yán)重的晶格畸變(圖3c)，因此推測(cè)裂紋可能是由于晶界第二相(如MC、氧化物)周?chē)膽?yīng)力集中使第二相或者第二相/晶粒界面產(chǎn)生開(kāi)裂.應(yīng)力和溫度可為裂紋形成提供便利條件，焊接熱影響區(qū)溫度高，且溫度梯度較大，因此經(jīng)熱循環(huán)作用后，該區(qū)域會(huì)存在局部的應(yīng)力集中，同時(shí)由于溫度較高，可能發(fā)生應(yīng)力松弛現(xiàn)象，并且在多道次的高溫?zé)嵫h(huán)反復(fù)作用下更易產(chǎn)生應(yīng)力松弛.高溫下奧氏體晶界較薄弱，易產(chǎn)生晶界滑移來(lái)配合應(yīng)力松弛變形[12]，晶界處碳化物或者氧化物等顆粒對(duì)晶界的滑移產(chǎn)生阻礙作用，引起應(yīng)力集中，從而在其周?chē)纬闪鸭y，或者直接造成碳化物開(kāi)裂，這一現(xiàn)象一般稱為再熱裂紋.再熱裂紋和DDC 裂紋較為相似，裂紋性質(zhì)都為固態(tài)下產(chǎn)生的裂紋，本質(zhì)上都是材料的晶界低塑性所致，但MC 型碳化物通常對(duì)DDC 裂紋具有抑制作用.

2.5 焊接工藝對(duì)裂紋的影響

GTAW 工藝下，焊縫彎曲性能合格，且彎曲后的微觀組織內(nèi)并未發(fā)現(xiàn)明顯的裂紋，表明GTAW焊縫的抗裂性能優(yōu)于SMAW 焊縫.將SMAW 和GTAW 焊縫精細(xì)拋光后進(jìn)行金相觀察，分別如圖5a和5b 所示，由于未進(jìn)行刻蝕處理，可以顯著地觀察到SMAW 焊縫內(nèi)存在較多氧化物夾雜，而GTAW 焊縫內(nèi)的夾雜物則很少.使用氮氧氫分析儀對(duì)焊縫進(jìn)行檢測(cè)，結(jié)果見(jiàn)表1，SMAW 中的氧含量明顯高于GTAW，這與圖5 中顯示的兩種焊縫的夾雜物的數(shù)量差別相一致.這一結(jié)果進(jìn)一步驗(yàn)證了氧化物是促進(jìn)本研究中的NiCrFe-7 焊縫沿晶裂紋的重要原因之一.GTAW 焊接通過(guò)焊槍噴出的純氬籠罩在熔池表面，起到防止熔池氧化的作用；SMAW 焊接時(shí)通過(guò)焊條外層的藥皮覆蓋在熔池表面，防止熔池氧化，由于藥皮成分中含有氧化物，因此可能造成焊縫中的氧化物夾雜偏多.可見(jiàn)通過(guò)SMAW 焊接工藝進(jìn)行Ni 基合金的焊接時(shí)，需關(guān)注氧化物引入的問(wèn)題，應(yīng)盡量采用實(shí)施熔池保護(hù)措施，避免焊縫內(nèi)產(chǎn)生過(guò)多的氧化物.

圖5 焊縫內(nèi)氧化物夾雜分布Fig.5 Oxide distribution within the weld metal. (a)SMAW;(b) GTAW

3 結(jié)論

(1) SMAW 焊縫內(nèi)存在較高的再熱裂紋傾向，該裂紋為沿晶裂紋，位于焊縫金屬內(nèi)受多次熱循環(huán)的HAZ 內(nèi)，導(dǎo)致室溫彎曲性能不滿足國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)要求；GTAW 焊縫內(nèi)的再熱裂紋傾向較低，彎曲性能符合國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)要求；

(2) SMAW 焊縫再熱裂紋的形成是由于熱影響區(qū)在高溫下發(fā)生應(yīng)力松弛現(xiàn)象，導(dǎo)致焊接晶界大尺寸MC 型碳化物和氧化物處出現(xiàn)應(yīng)力集中，造成裂紋沿這些顆粒內(nèi)部或界面開(kāi)裂；

(3) SMAW 焊縫再熱裂紋傾向高于GTAW 焊縫，是由于前者比后者存在更多的微米級(jí)氧化物夾雜，建議焊接NiCrFe-7 時(shí)盡量避免引入過(guò)多的氧化物夾雜，推薦采用保護(hù)性更加優(yōu)秀的GTAW 焊接工藝.