劉麗麗， 張偉棟， 王德軍， 黨文智， 郭彥輝

(1.中國(guó)核工業(yè)二三建設(shè)有限公司，北京 101300；2.生態(tài)環(huán)境部，北京 100006；3.生態(tài)環(huán)境部核與輻射安全中心，北京 102401)

0 前言

國(guó)內(nèi)某大型先進(jìn)壓水堆核電站鋼制安全殼直徑43 m，高度73.6 m，殼體材質(zhì)SA738 Gr.B低合金鋼，各類型焊縫總長(zhǎng)度約2 300 m。為了提高焊接效率，保證焊接質(zhì)量，縮短鋼制安全殼的建造周期，采用高效、先進(jìn)的自動(dòng)焊接技術(shù)是必然選擇[1]。自動(dòng)氣體保護(hù)電弧焊由于具有精確可控的焊接速度、焊接電流、電弧電壓及高熔敷率，被廣泛應(yīng)用于壓力容器的建造[2]。然而，核電站鋼制安全殼的焊縫結(jié)構(gòu)復(fù)雜，施焊空間以及焊接設(shè)備尺寸與重量等條件限制，焊條電弧焊作為補(bǔ)充焊接方法不可或缺[3]。上述鋼制安全殼在建造過程中存在自動(dòng)GMAW與SMAW在焊接方向上的縱向搭接接頭，在1∶1模擬件焊接過程中出現(xiàn)了“異種焊接方法”縱向搭接接頭開裂問題。目前，有關(guān)“異種焊接方法”接頭開裂的研究主要是針對(duì)焊接返修形成的“堆焊焊縫”界面開裂[4-5]，對(duì)于異種焊接方法搭接接頭裂紋產(chǎn)生原因分析鮮有報(bào)道。

文中以某核電站鋼制安全殼模擬焊接建造過程中，自動(dòng)GMAW和SMAW縱向搭接接頭裂紋為研究對(duì)象，采用相控陣超聲無損檢測(cè)技術(shù)(Phase array ultra-sonic testing, PAUT)對(duì)裂紋進(jìn)行定量表征，反演裂紋發(fā)源位置，然后對(duì)裂紋發(fā)源位置的焊縫熱影響區(qū)(HAZ)，特別是熱影響區(qū)粗晶區(qū)進(jìn)行光學(xué)顯微金相(OM)觀察和電子背散射衍射(EBSD)顯微組織分析，開展顯微硬度、室溫拉伸和沖擊力學(xué)性能試驗(yàn)，采用掃描電鏡(SEM)對(duì)拉伸和沖擊斷口形貌進(jìn)行觀察，分析搭接接頭裂紋產(chǎn)生機(jī)理，為防止此類裂紋產(chǎn)生提供一定的數(shù)據(jù)支持。

1 裂紋描述與試驗(yàn)方法

該試驗(yàn)研究對(duì)象是截取自1∶1模擬件制作過程中裂紋試板，如圖1所示。材料牌號(hào)SA738 Gr.B，試板厚度52 mm，其化學(xué)成分見表1。試板正反面標(biāo)記A，B面，裂紋位于焊縫熱影響區(qū)，沿焊接長(zhǎng)度方向擴(kuò)展，A面裂紋長(zhǎng)度約140 mm，B面裂紋長(zhǎng)度約70 mm。圖2是坡口正視圖和搭接接頭焊道分布示意圖。焊接位置為立向上焊接，上部是自動(dòng)GMAW焊縫，下部是SMAW焊縫。首先采用自動(dòng)GMAW焊接試板上部，焊接完成，打磨起弧位置，采用SMAW立向上焊接試板下半部，焊接參數(shù)見表2。試板預(yù)熱溫度不小于100 ℃，最大層間溫度200 ℃。自動(dòng)GMAW保護(hù)氣體為80% CO2+20%Ar，氣體流量30～45 L/min，焊絲規(guī)格φ2.0 mm，熔滴過渡方式為噴射過渡。SMAW用焊條規(guī)格為φ3.2 mm，2種焊材主要化學(xué)成分見表1。

圖1 鋼制安全殼自動(dòng)GMAW與SMAW搭接接頭裂紋

表1 母材與焊材主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖2 坡口與搭接接頭焊道分布圖

PAUT利用陣列晶片對(duì)超聲精確聚焦，不僅可以發(fā)現(xiàn)焊縫中缺陷，還可以對(duì)缺陷的形狀、長(zhǎng)度、深度進(jìn)行定量檢測(cè)[6-7]。采用PAUT技術(shù)對(duì)裂紋深度和長(zhǎng)度進(jìn)行定量測(cè)量，通過測(cè)量數(shù)據(jù)重構(gòu)裂紋在焊縫中的分布，從而反演裂紋的發(fā)源位置。文中PAUT檢測(cè)采用32線陣5 MHz探頭，掃查方式為S掃查、B掃查,結(jié)果如圖3所示。圖3a是裂紋在試板厚度方向上的S掃查結(jié)果，圖中深色部分表示裂紋。從圖中可以看出，掃查位置的裂紋在全厚度方向上呈貫穿性開裂。圖3b是裂紋長(zhǎng)度方向的B掃查結(jié)果，聚焦深度距離A面25.2 mm，此深度裂紋總長(zhǎng)133.2 mm。如圖3c所示，綜合S掃查和B掃查結(jié)果，利用三維繪圖軟件重構(gòu)裂紋在焊縫內(nèi)的分布，深色區(qū)域表示裂紋，裂紋主要分布在焊縫熱影響區(qū)，沿裂紋尖端逆向反演，可以判斷裂紋發(fā)源于自動(dòng)GMAW和SMAW搭接接頭根部焊道熱影響區(qū)。

表2 焊接工藝參數(shù)

對(duì)于低合金鋼而言，一般熱影響區(qū)的粗晶區(qū)是組織性能劣化最為嚴(yán)重的區(qū)域，因此，切取搭接接頭試樣，對(duì)其熱影響區(qū)粗晶區(qū)(CGHAZ)進(jìn)行顯微組織觀察。試樣經(jīng)過砂紙機(jī)械研磨、拋光后，用4%(體積分?jǐn)?shù))硝酸酒精溶液進(jìn)行腐蝕，進(jìn)行OM顯微組織觀察。EBSD分析試樣首先按照光學(xué)顯微組織分析試樣制作并腐蝕，然后采用機(jī)械振動(dòng)拋光去除腐蝕應(yīng)力，拋光劑為0.05 μm Al2O3，拋光時(shí)間1 h，EBSD試驗(yàn)加速電壓20 kV，樣品傾斜角度70°，掃描步長(zhǎng)2 μm，掃描區(qū)域450 μm ×350 μm。樣品坐標(biāo)系CS0(RD-TDND)與EBSD坐標(biāo)系CSm(xm-ym-zm)一致。

在熱影響區(qū)粗晶區(qū)切取試樣，開展顯微硬度測(cè)試、室溫拉伸與沖擊試驗(yàn)。熱影響區(qū)試樣切取位置參考NB 20004—2011標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定，熱影響區(qū)粗晶區(qū)盡可能處于試樣的中間部位，如圖4所示。拉伸試樣取在焊縫根部，取2件，沖擊試樣在根部和上部各取3件。顯微硬度采用維氏硬度，載荷300 g，保持時(shí)間10 s。拉伸試驗(yàn)依照ASTM E8標(biāo)準(zhǔn)實(shí)施，拉伸速率2 mm/min。沖擊試驗(yàn)采用10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)Charpy-V形缺口試樣。拉伸和沖擊試驗(yàn)后，利用掃描電鏡對(duì)斷口形貌進(jìn)行觀察。

圖4 拉伸、沖擊試樣切取位置示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織分析

圖5是搭接接頭裂紋位置的宏觀金相，裂紋沿HAZ在厚度方向貫穿開裂，局部微觀金相顯示失效區(qū)域位于HAZ的粗晶區(qū)。圖6是SMAW與自動(dòng)GMAW焊縫形貌。圖7是SMAW與自動(dòng)GMAW接頭橫截面的宏觀金相，母材、熱影響區(qū)和焊縫界限清晰，SMAW的HAZ邊緣形狀不規(guī)則，這是因?yàn)榕c自動(dòng)GMAW相比，手工焊接操作穩(wěn)定性較差。自動(dòng)GMAW的HAZ寬度略小于SMAW熱影響區(qū)寬度，因?yàn)樵诤附舆^程中，自動(dòng)焊的連續(xù)擺動(dòng)方式及兩側(cè)停留時(shí)間精確可控，而手工焊的兩側(cè)停留位置及時(shí)間不可控，導(dǎo)致了2個(gè)試樣焊熱影響區(qū)寬度及形狀的差異。圖7b和圖7d是取樣位置CGHAZ上部顯微金相照片，相比自動(dòng)GMAW焊接，SMAW的CGHAZ組織粗大且有更多的碳化物析出。圖7c和圖7d是取樣位置CGHAZ根部顯微金相照片，自動(dòng)GMAW中鐵素體和貝氏體組織分布均勻性要優(yōu)于SMAW。不同焊接方法上部與根部CGHAZ的顯微組織類型與特征見表3。組織類型與形態(tài)差異和不同焊接方法的熱輸入有關(guān)，自動(dòng)焊GMAW的熱輸入較大，大熱輸入回火焊道使其CGHAZ熱影響區(qū)峰值溫度較高，組織得到充分的回火細(xì)化[8]。

圖5 搭接接頭接頭橫截面宏觀金相

圖6 SMAW與自動(dòng)GMAW焊縫

圖7 SMAW與自動(dòng)GMAW焊縫顯微組織

表3 CGHAZ顯微組織類型與特征

圖8是EBSD分析的SMAW與自動(dòng)焊GMAW根部CGHAZ的相成分和晶界角分布圖。圖中白色背景表示鐵素體相，黑色表示滲碳體，黑色網(wǎng)絡(luò)線表示大于30°的晶界分布(大角度晶界HAB)。根部CGHAZ的滲碳體含量，SMAW約為10.3% (體積分?jǐn)?shù))，自動(dòng)焊GMAW約為2.9%(體積分?jǐn)?shù))。滲碳體含量的不同是因?yàn)樵诤附舆^程中，SMAW熔池被焊渣覆蓋，在保護(hù)熔池不被氧化的同時(shí)降低了HAZ的冷卻速度，導(dǎo)致滲碳體有充分的時(shí)間析出[9-10]。圖8所示的SMAW粗晶區(qū)大角度晶界被滲碳體打斷，連續(xù)性較差，而自動(dòng)GMAW粗晶區(qū)大角度晶界分布均勻，網(wǎng)格較小，連續(xù)性較好。大角度晶界的分布差異也與回火焊道有關(guān)，大熱輸入自動(dòng)GMAW焊道的回火焊道使得熱影響區(qū)的峰值溫度較高，有助于大角度晶界分布均勻化。

圖8 SMAW與自動(dòng)GMAW根部CGHAZ大角度晶界與物相分布

2.2 顯微硬度

圖9是SMAW與自動(dòng)GMAW的顯微硬度測(cè)試結(jié)果。測(cè)試區(qū)域包括焊道的焊縫區(qū)、粗晶區(qū)及再結(jié)晶區(qū)，3個(gè)區(qū)域的根部和上部。每個(gè)區(qū)域測(cè)量3個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)，每個(gè)測(cè)量點(diǎn)間距約0.5 mm。如圖9所示，不同焊接方法粗晶區(qū)顯微硬度最大，焊縫區(qū)次之，再結(jié)晶區(qū)最小。粗晶區(qū)顯微硬度增加的主要原因是晶粒粗大，且有大量貝氏體組織[11]生成。自動(dòng)GMAW的根部和上部顯微硬度值近似，但是SMAW的根部顯微硬度值明顯高于其上部的顯微硬度。在根部，自動(dòng)GMAW的CGHAZ平均硬度為240 HV2.94，小于SMAW平均硬度270 HV2.94，這是因?yàn)镾MAW粗晶區(qū)內(nèi)存在貝氏體交叉網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)及大量滲碳體導(dǎo)致其位錯(cuò)滑移阻力增大[12]，顯微硬度值高。

圖9 顯微硬度測(cè)試結(jié)果

2.3 拉伸性能

圖10是自動(dòng)GMAW與SMAW根部焊道CGHAZ室溫拉伸σ-ε曲線。自動(dòng)GMAW粗晶區(qū)的最大拉伸強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為610 MPa和530 MPa，SMAW的最大抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為550 MPa和460 MPa。2條σ-ε曲線均具有合金鋼應(yīng)變過程的典型特征：彈性變形、屈服和加工硬化3階段組成。SMAW的σ-ε曲線的屈服變形階段不明顯，自動(dòng)GMAW的曲線隨著應(yīng)變?cè)龃螅庸び不Ч黠@。自動(dòng)GMAW的粗晶區(qū)晶粒相對(duì)SMAW的晶粒尺寸較小，晶界滑移引起的大量位錯(cuò)塞積能夠阻止晶界滑移，因此，加工硬化現(xiàn)象明顯。

圖10 自動(dòng)GMAW與SMAW熱影響區(qū)應(yīng)力-應(yīng)變曲線

圖11是自動(dòng)GMAW與SMAW焊接接頭根部焊道熱影響區(qū)粗晶區(qū)拉伸斷口形貌，斷裂位置基本位于試樣中部。圖11a是自動(dòng)GMAW拉伸宏觀斷口形貌，由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)組成，放射區(qū)的放射元粗大。圖11b是SMAW宏觀斷口形貌，主要由纖維區(qū)和剪切唇區(qū)組成，無明顯放射區(qū)。自動(dòng)GMAW熱影響區(qū)粗晶區(qū)拉伸斷口處粗大的放射元表明拉伸斷裂過程中消耗的能量較大，拉伸強(qiáng)度較大。圖11c和圖11d分別是自動(dòng)GMAW和SMAW拉伸斷口纖維區(qū)的微觀斷口形貌。圖11c的韌窩較深，表明其斷裂過程中韌性較好。圖11d中大尺寸韌窩數(shù)量較多，這可能與SMAW粗晶區(qū)顯微組織中滲碳體含量較多有關(guān)，滲碳體做為顯微裂紋的形核相，增加了拉伸斷裂過程中的形核率，韌窩數(shù)量增加。

圖11 拉伸斷口形貌

2.4 沖擊性能

圖12是自動(dòng)GMAW與SMAW熱影響區(qū)粗晶區(qū)的沖擊吸收能量柱狀圖。如圖所示，SMAW的沖擊吸收能量浮動(dòng)范圍較大，而自動(dòng)GMAW的沖擊吸收能量比較穩(wěn)定。自動(dòng)GMAW的上部CGHAZ沖擊吸收能量(225 J)小于根部CGHAZ沖擊吸收能量(285 J)。SMAW的上部CGHAZ試樣沖擊吸收能量(268 J)遠(yuǎn)大于根部CGHAZ沖擊吸收能量(173 J)。自動(dòng)GMAW的根部CGHAZ沖擊吸收能量遠(yuǎn)大于SMAW的根部CGHAZ沖擊吸收能量，即自動(dòng)GMAW根部CGHAZ沖擊韌性遠(yuǎn)優(yōu)于SMAW根部的CGHAZ。

圖12 自動(dòng)GMAW與SMAW熱影響區(qū)沖擊吸收能量

圖13是自動(dòng)GMAW與SMAW在上部和根部CGHAZ的沖擊斷口纖維區(qū)形貌。圖13a是自動(dòng)GMAW上部CGHAZ斷口形貌，由細(xì)小的韌窩、撕裂棱和解理面組成，解理面和韌窩交錯(cuò)出現(xiàn)，具有準(zhǔn)解理斷裂特征，圖13b是SMAW上部CGHAZ斷口形貌，主要由細(xì)小韌窩和撕裂棱組成，細(xì)小解理面和韌窩相互分離，有韌性斷裂向脆性斷裂轉(zhuǎn)化的趨勢(shì)。圖13c是自動(dòng)GMAW根部CGHAZ斷口形貌，斷口由大量解理面構(gòu)成，圖13d是SMAW根部CGHAZ斷口形貌，斷口由尺寸較大的韌窩及分布在大韌窩周圍的細(xì)小韌窩組成，在大韌窩底部有球狀?yuàn)A雜物，斷口形貌具有韌性斷裂特征。雖然自動(dòng)GMAW根部試樣沖擊斷口呈解理狀斷裂，但是由于其晶粒細(xì)小，大角度晶界網(wǎng)絡(luò)連續(xù)，研究認(rèn)為晶界角大于30°的晶界能夠有效阻止沖擊裂紋的擴(kuò)展從而增加材料的沖擊韌性[13]。

2.5 討論分析

自動(dòng)GMAW焊接方法熱輸入較大，回火焊道使熱影響區(qū)粗晶區(qū)峰值溫度較高，同時(shí)采用氣體保護(hù)，熱影響區(qū)的冷卻速率較快，回火焊道與快速冷卻對(duì)CGHAZ的晶粒細(xì)化有利。SMAW由于熔渣對(duì)熔池的保溫作用，熱影響區(qū)溫度下降速率較小，導(dǎo)致CGHAZ滲碳體析出量增加以及晶粒長(zhǎng)大，而且SMAW粗晶區(qū)交錯(cuò)分布的板條狀貝氏體會(huì)導(dǎo)致晶格不匹配，會(huì)在晶界處形成大量空位、位錯(cuò)等晶格缺陷，在相同受力情況下，已存在的空位和位錯(cuò)更易于發(fā)生移動(dòng)和聚集。自動(dòng)GMAW粗晶區(qū)的晶粒細(xì)小以及組織結(jié)構(gòu)的均勻性使得其CGHAZ的力學(xué)性能優(yōu)于SMAW粗晶區(qū)的力學(xué)性能。因此，自動(dòng)GMAW與SMAW兩種焊接方法的焊接熱輸入和熔池的冷卻速度導(dǎo)致CGHAZ峰值溫度和冷卻速度不同，從而導(dǎo)致顯微組織產(chǎn)生差異進(jìn)而影響CGHAZ的力學(xué)性能表現(xiàn)。

圖13 沖擊斷口纖維區(qū)形貌

唐識(shí)等人[14]在研究鋼制安全殼SMAW焊縫裂紋產(chǎn)生原因時(shí)認(rèn)為，焊接殘余應(yīng)力與局部區(qū)域的應(yīng)力集中疊加使裂紋部位殘余應(yīng)力增大，導(dǎo)致熱影響區(qū)及熔合線脆弱區(qū)域開裂，即應(yīng)力集中導(dǎo)致裂紋的產(chǎn)生。自動(dòng)GMAW熔池冷卻速度要快于熔渣覆蓋的SMAW熔池冷卻速度，熔池的急劇冷卻導(dǎo)致在HAZ范圍內(nèi)存在較大的拉應(yīng)力。同時(shí)，在自動(dòng)GMAW和SMAW搭接接頭中，不僅產(chǎn)生橫向焊接殘余應(yīng)力，而且在縱向搭接也存在焊接殘余應(yīng)力，兩個(gè)方向的應(yīng)力疊加導(dǎo)致搭接接頭的熱影響區(qū)處產(chǎn)生更大的應(yīng)力集中。通過上述顯微組織與力學(xué)性能分析，兩種焊接方法的CGHAZ顯微組織與力學(xué)性能存在較大差異，顯微組織差異導(dǎo)致了焊縫存在力學(xué)性能失配，而自動(dòng)GMAW的熱影響區(qū)的力學(xué)性能優(yōu)于SMAW熱影響區(qū)，在殘余應(yīng)力作用下，裂紋首先在力學(xué)性能較差CGHAZ產(chǎn)生并沿其擴(kuò)展。

因此，為防止搭接接頭焊縫裂紋的產(chǎn)生應(yīng)降低SMAW焊縫的熱輸入，提高熱影響區(qū)粗晶區(qū)的冷卻速率，減小粗晶區(qū)的晶粒長(zhǎng)大，減少滲碳體的析出，同時(shí)為降低焊接殘余應(yīng)力，建議自動(dòng)GMAW焊接完成及時(shí)進(jìn)行焊后消應(yīng)力熱處理，并在SMAW焊接完成后再次進(jìn)行搭接接頭的消應(yīng)力熱處理。

3 結(jié)論

(1)自動(dòng)GMAW的根部CGHAZ主要由塊狀鐵素體和細(xì)小的貝氏體組成，SMAW的根部CGHAZ主要由板條狀貝氏體組成。大熱輸入回火焊道對(duì)于熱影響區(qū)粗晶區(qū)顯微組織晶粒細(xì)化有利。

(2)SMAW熱影響區(qū)粗晶區(qū)的平均顯微硬度值最大，自動(dòng)GMAW熱影響區(qū)粗晶的拉伸性能和平均沖擊吸收能量高于SMAW粗晶區(qū)的拉伸性能和沖擊吸收能量。因此，自動(dòng)GMAW的根部焊道粗晶區(qū)綜合力學(xué)性能要優(yōu)于SMAW粗晶區(qū)力學(xué)性能。

(3)自動(dòng)GMAW和SMAW搭接接頭裂紋產(chǎn)生原因主要是因?yàn)?種不同焊接方法搭接接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)顯微組織存在差異，導(dǎo)致兩者力學(xué)性能失配，在根部焊縫的應(yīng)力集中作用下誘發(fā)裂紋產(chǎn)生。