(1.國網(wǎng)河南省電力公司 電力科學研究院，鄭州 450052；2.鄭州機械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術國家重點實驗室，鄭州 450001；3.山東索力得焊材股份有限公司，山東泰安 271600)

0 引言

加氫脫硫進料/反應產物換熱器在高溫、高壓、高腐蝕性的加氫裂化條件下長期運行，普通低合金鋼已不能滿足使用要求。15CrMoR(H)鋼是以Cr,Mo為基礎合金元素的低合金高強度耐熱鋼，因Cr,Mo是形成貝氏體的主要合金元素，提高了高溫組織的穩(wěn)定性和持久強度，具有抗高溫氧化、脆斷及抗氫能力，因而能夠滿足450～600 ℃高溫、高壓及多種腐蝕介質環(huán)境下的壓力容器材料需求[1-6]。

目前，15CrMoR(H)鋼常用焊接方法有焊條電弧焊、埋弧焊和氣體保護焊等，主焊縫通常采用多道多層焊。一方面，可利用后續(xù)焊道的焊接熱循環(huán)對母材、相鄰焊道產生焊接熱作用，使再次受熱區(qū)域的原始組織發(fā)生變化，進而產生更為復雜的焊縫及熱影響區(qū)組織，但可能出現(xiàn)新的性能薄弱區(qū)[7-10]；另一方面，當焊件或局部焊接返修后無法進行焊后熱處理時，采用回火焊道技術，在焊態(tài)下也具備足夠的安全裕度。目前，針對15CrMoR(H)鋼的多道多層焊，焊接熱影響區(qū)中各分區(qū)的組織性能轉變、是否會出現(xiàn)性能薄弱區(qū)及焊態(tài)力學性能，尚沒有文獻參考，仍需進一步的研究分析。

本文采用金相法、電鏡掃描、硬度測試、沖擊試驗等測試手段，分析厚板15CrMoR(H)鋼多道多層焊的焊接接頭熱處理前后母材、焊縫及焊接熱影響區(qū)的組織性能轉變，并對沖擊斷口形貌進行分析，對理解低合金高強鋼多道多層焊機理和促進該技術的應用具有一定的指導作用。

1 試驗材料及方法

試驗采用500 mm×125 mm×28 mm的15CrMoR(H)鋼試板，采用?4.0 mm的R307G焊條多道多層焊施焊，母材及焊條熔敷金屬化學成分如表1,2所示。試板為雙V形坡口，坡口角度60°±5°，鈍邊2 mm，間隙1 mm，試驗主要焊接工藝參數(shù)見表3。焊前進行150～170 ℃預熱，層間溫度為150～180 ℃，焊后立即消氫并進行(690±14) ℃×2 h焊后熱處理。

表1 15CrMoR(H)鋼的化學成分 %

表2 R307G焊條熔敷金屬化學成分 %

表3 主要的焊接工藝參數(shù)

在焊后熱處理試板上制取沖擊、金相試樣進行相應的試驗，對焊接接頭進行顯微硬度測試，同時利用掃描電鏡(SEM)觀察沖擊試樣斷口形貌。

2 結果與分析

2.1 焊縫成形

圖1 15CrMoR(H)焊接接頭宏觀金相

15CrMoR(H)鋼多道多層焊宏觀金相見圖1。焊縫過渡光滑，正面和背面均成形美觀，焊縫未發(fā)現(xiàn)裂紋、氣孔、未熔合、夾渣、咬邊等焊接缺陷。

2.2 焊后熱處理前蓋面焊道的微觀組織

在多道多層焊接過程中，由于最后蓋面焊道未經(jīng)受后續(xù)焊接熱循環(huán)的作用，因此接頭組織接近于常規(guī)單道次焊接的接頭組織。最后焊道不同區(qū)域的微觀組織如圖2所示，其中圖2(a)為金相測試區(qū)域。

從圖2(a)可以看出，焊接熱影響區(qū)顯微組織狀態(tài)出現(xiàn)明顯差別，晶粒度從熔合線向母材逐漸變小。

(a)金相觀察區(qū)域

(b)母材

(c)粗晶區(qū)

(d)細晶區(qū)

(e)臨界區(qū)

(f)焊縫圖2 熱處理前最后焊道不同區(qū)域的微觀組織

從圖2(b)可以看出，母材區(qū)的鐵素體呈等軸細晶粒狀，微粒狀碳化物彌散分布在鐵素體基體上，組織為回火索氏體。

從圖2(c)可以看出，粗晶區(qū)組織出現(xiàn)明顯的粗化，這主要是由于該位置距離焊縫熔合線較近，焊接過程中被加熱至1 100 ℃～固相線溫度區(qū)間，導致該區(qū)域組織粗化嚴重。在鐵素體晶粒內部，存在位相差較小的條狀鐵素體和間斷分布的滲碳體，呈羽毛狀，為上貝氏體組織；在晶粒內部還可以看到較多的馬氏體組織，有一定的淬硬傾向，對焊接接頭整體的力學性能帶來不利影響。

由圖2(d)可以看出，細晶區(qū)晶粒相對細小，與母材晶粒度相差不大，這主要是由于在焊接過程中，焊接熱循環(huán)將母材組織重新加熱到Ac3～1 100 ℃范圍內，晶粒組織重新奧氏體化，并快速冷卻至室溫所致。由于此時焊接熱循環(huán)峰值溫度較低，加之焊接前的預熱作用，使細晶區(qū)部分冷卻速度相對較慢，因此未出現(xiàn)明顯的淬硬組織。從圖中還可以看出，眾多的小島狀復相組織雜亂地分布在鐵素體晶粒內部或者邊緣的區(qū)域，表現(xiàn)出較為明顯的粒狀貝氏體特征，因此，細晶區(qū)組織具有相對較好的強韌性匹配[8-9]。

從圖2(e)中可以看出，臨界區(qū)鐵素體呈等軸細晶粒狀，由于焊接過程中焊接熱循環(huán)重新將該區(qū)域加熱至Ac1～Ac3之間，部分重結晶；顯微組織晶粒內部有明顯的析出物，表現(xiàn)出明顯的過回火特征，晶粒內部為過回火的回火索氏體組織。由于在晶界附近發(fā)生了部分相變重結晶，因此在原奧氏體晶界附近形成較多的細小晶粒。

如圖2(f)所示，焊縫組織由先共析鐵素體、塊狀的鐵素體、大量的細小針狀鐵素體，以及少量的粒狀貝氏體組成，熔池結晶后所形成的固態(tài)焊縫主要由柱狀或枝狀晶及少量的等軸晶粒組成。

2.3 焊后熱處理前臨界粗晶區(qū)顯微組織

在多道多層焊接過程中，前一焊道經(jīng)歷了后續(xù)焊道的焊接熱循環(huán)，其原有的焊接熱影響區(qū)組織發(fā)生了變化，這些組織不能等同于單道焊接時的相應組織。相關文獻表明[13]，對于低合金高強鋼多道多層焊的焊接熱影響區(qū)，臨界粗晶區(qū)極易出現(xiàn)問題，即在前一焊道的粗晶區(qū)組織被后續(xù)焊道再次加熱至Ac1～Ac3溫度范圍的區(qū)域。

15CrMoR(H)鋼多道多層焊接接頭熱處理前臨界粗晶區(qū)組織如圖3所示，可以看出，臨界粗晶區(qū)顯微組織粗大，這是因為臨界粗晶區(qū)是在原始粗晶區(qū)組織基礎上形成的，雖然被后次焊道焊接熱循環(huán)重新加熱，但此時后續(xù)焊接熱循環(huán)峰值溫度處于Ac1～Ac3之間，對晶粒組織沒有細化作用，因此晶粒仍保持粗大。由于粗晶區(qū)組織粗大，當該區(qū)域組織被再次加熱至Ac1～Ac3溫度范圍內后，合金元素易于在原奧氏體晶界富集，在原奧氏體晶界范圍內優(yōu)先形核發(fā)生相變重結晶，又由于冷卻速度較快，因此在晶界附近出現(xiàn)脆性組織。從圖3(a)中可以看出，在原奧氏體晶界附近析出大量的鏈狀馬氏體隱晶組織，可能導致熱影響區(qū)的性能惡化；從圖3(b)低倍顯微組織分布來看，在焊接接頭中靠近熔合線部分存在大量的臨界粗晶區(qū)，為焊接接頭的安全使用埋下較大隱患。

(a)臨界粗晶區(qū) 500×

(b)臨界粗晶區(qū) 200×圖3 臨界粗晶區(qū)顯微組織

2.4 焊后熱處理后焊接熱影響區(qū)顯微組織

為考察焊后熱處理對焊接接頭組織和性能的影響，重點對多道多層焊焊接熱影響區(qū)的粗晶區(qū)和臨界粗晶區(qū)、焊縫區(qū)進行了分析，其顯微組織如圖4所示。

(a)粗晶區(qū)

(b)臨界粗晶區(qū)

(c)焊縫區(qū)圖4 焊后熱處理后粗晶區(qū)和臨界粗晶區(qū)、焊縫區(qū)顯微組織

從圖4(b)可以看出，在臨界粗晶區(qū)的晶粒內部碳化物析出較多，位相關系明顯，表現(xiàn)出明顯的回火狀態(tài)。值得注意的是，此時晶界附近的鏈狀組織表現(xiàn)出明顯的回火狀態(tài)，為鏈狀的回火索氏體組織(具有優(yōu)異的塑韌性儲備)，表明此時臨界粗晶區(qū)的性能得到了明顯的提升。

由圖4(c)可以看出，顯微組織有明顯的碳化物析出，顯微組織也表現(xiàn)出明顯的回火狀態(tài)。

2.5 顯微硬度測試分析

焊后熱處理前后分別對焊接接頭進行顯微硬度HV0.5測試，每間隔0.5 m橫向打點測試，其結果如圖5所示。

圖5 顯微硬度測試結果

從圖5可以看出，在焊后熱處理之前，接頭顯微硬度整體較高。在臨界區(qū)由于發(fā)生部分相變重結晶，顯微硬度相對于母材開始有所升高(至230HV左右)；細晶區(qū)由于焊接過程中發(fā)生完全相變重結晶，顯微硬度繼續(xù)升高至280HV附近；粗晶區(qū)由于組織嚴重粗化，且顯微組織內部存在淬硬組織，導致此區(qū)域峰值硬度達到320HV附近，說明粗晶區(qū)性能顯著惡化；多道多層焊的多重熱影響區(qū)交叉區(qū)域，前一焊道的焊接熱影響區(qū)從左至右由于經(jīng)受后續(xù)焊道從高到低的不同熱循環(huán)峰值溫度，因此顯微硬度開始逐漸下降，至焊縫區(qū)域后顯微硬度值變化逐漸趨于平緩，整個焊縫區(qū)域顯微硬度值相差不大。熱影響區(qū)顯微硬度值波動最大，這主要是由于后續(xù)焊道的焊接熱循環(huán)將原焊接熱影響區(qū)再次加熱，而該區(qū)域又存在較多的臨界粗晶區(qū)組織造成的。

從圖5還可以看出，焊接熱處理后焊接接頭顯微硬度下降幅度較大，尤其焊接熱影響區(qū)區(qū)域全部下降至200HV附近，顯微硬度值波動也不再劇烈，這表明焊后熱處理能顯著改善焊接接頭的顯微硬度分布，對改善焊接接頭的整體力學性能具有積極作用。

2.6 沖擊韌性測試及斷口分析

沖擊試樣的取樣參照NB/T 47014—2011《承壓設備焊接工藝評定》，試驗在室溫下進行，其結果如圖6所示?？梢钥闯?，焊態(tài)下焊接熱影響區(qū)室溫KV2僅130 J左右，熱處理后達到270 J左右，表明焊后熱處理對焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性有明顯的提高作用，這也與前面論述相吻合；焊縫金屬室溫KV2由焊態(tài)下的130 J左右提高到160 J。

圖7,8分別示出了焊態(tài)和熱處理態(tài)下焊接熱影響區(qū)、焊縫的沖擊試樣斷口形貌。從圖7中可以看出，焊態(tài)下焊接熱影響區(qū)斷口以準解理為主，這是因為熱影響區(qū)的粗晶區(qū)和臨界粗晶區(qū)組織中脆性相，沖擊吸收能量較低、塑韌性較差，因此斷口形貌呈現(xiàn)出脆性斷裂的特征。焊態(tài)下，焊接熱影響區(qū)的沖擊吸收能量數(shù)值雖滿足相關制造要求，但脆性斷口形貌表明焊接熱影響區(qū)存在韌性儲備不足的缺點。經(jīng)焊后熱處理，沖擊試樣斷口形貌已完全轉變?yōu)轫g窩狀，為典型的韌性斷裂，表明焊后熱處理明顯改善了焊接熱影響區(qū)的脆性組織。

圖6 沖擊吸收能量測試結果

(a)熱影響區(qū)

(b)焊縫圖7 焊態(tài)下焊接熱影響區(qū)和焊縫沖擊試樣擴展區(qū)斷口形貌

(a)熱影響區(qū)

(b)焊縫圖8 熱處理后焊接熱影響區(qū)和焊縫沖擊試樣擴展區(qū)斷口形貌

熱處理前后焊縫斷口形貌均呈韌窩狀，為典型的韌性斷裂。結合焊縫組織可以看出，焊態(tài)和熱處理態(tài)焊縫組織無明顯差異，均是以針狀鐵素體為主的組織，針狀鐵素體具有良好的塑韌性儲備。在多道多層焊中，焊縫組織由于經(jīng)受多次的焊接重熔、焊接熱循環(huán)影響，焊縫中元素分布相對均勻，后經(jīng)焊后熱處理，部分碳化物再次析出長大，焊態(tài)下的應力也得到了釋放，因此沖擊韌性得到了一定的提高，從沖擊斷口形貌也可以看出熱處理態(tài)沖擊斷口由更為細小的、尺寸較深的韌窩組成，表明焊后熱處理對于焊縫的塑韌性提升具有一定的積極作用，但是不如焊接熱影響區(qū)明顯。

綜上所述，焊后熱處理對于焊接接頭整體性能的提升，更多的是表現(xiàn)在焊接熱影響區(qū)位置，因此，在實際產品焊接過程中應給予焊接熱影響區(qū)足夠的重視，才能保證后期設備安全穩(wěn)定地運行。

3 結論

(1)焊態(tài)下粗晶區(qū)為上貝氏體+馬氏體組織，臨界粗晶區(qū)在原奧氏體晶界生成鏈狀脆性組織，導致焊接熱影響區(qū)局部硬度偏高，塑韌性較差。焊后熱處理下粗晶區(qū)組織為回火貝氏體+回火索氏體組織，臨界粗晶區(qū)為回火索氏體組織，使焊接接頭的硬度降低，塑韌性得到提升。

(2)焊后熱處理可顯著降低焊接接頭顯微硬度，同時明顯改善焊態(tài)下焊接接頭的硬度分布不均勻性。

(3)焊后熱處理明顯地提升了焊接熱影響區(qū)的沖擊吸收能量，斷口形貌由焊態(tài)的準解理向韌窩狀轉變。

(4)焊接接頭中性能薄弱的區(qū)域主要為焊接熱影響區(qū)，因此在實際產品焊接過程中應給予焊接熱影響區(qū)足夠的重視，焊后熱處理的作用主要是對焊接熱影響區(qū)進行組織和性能恢復。