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)帶來更多的損失，對(duì)于某些在役部件，受結(jié)構(gòu)限制，焊后無法進(jìn)行焊后熱處理，這無疑為后期的安全使用帶來隱患。為解決此類問題，近年來出現(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)是為了通過后續(xù)焊道的焊接熱作用來替代傳統(tǒng)的焊后熱處理，具體的實(shí)施可以通過控制不同焊道層的焊接熱輸入來實(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)明亮的過渡區(qū)域，過渡區(qū)寬度大約20～100 μm。結(jié)合文獻(xiàn)[6]可知，過渡區(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?；鼗鸷傅罆r(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，隨著成分過渡區(qū)寬度增大，造成過渡區(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%。