秦 建，黃俊蘭，孫華為，路全彬，呂曉春

(1.鄭州機(jī)械研究所有限公司 新型釬焊材料與技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，鄭州 450001;2.哈爾濱焊接研究院有限公司，哈爾濱 150028)

0 引言

核級(jí)部件在服役過(guò)程中承受著高溫、高壓，工作環(huán)境極端惡劣。為保證設(shè)備安全可靠運(yùn)行，其部件壁厚達(dá)數(shù)百毫米，并采用優(yōu)質(zhì)高效的窄間隙埋弧自動(dòng)焊技術(shù)進(jìn)行焊接，焊接接頭的質(zhì)量對(duì)產(chǎn)品的制造周期、制造質(zhì)量和運(yùn)行使用均具有較大的影響[1-4]。由于SA508-3鋼具有優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，是核電設(shè)備制造的主流用鋼，因此厚壁SA508-3鋼的焊接是大型核電容器的關(guān)鍵技術(shù)之一。近年來(lái)，國(guó)內(nèi)外針對(duì)厚壁SA508-3鋼的焊接已開(kāi)展了大量研究，如BALAKRISHNAN等[5]認(rèn)為窄間隙埋弧焊是厚壁SA508鋼壓力容器的理想焊接方法;MING等[6]研究了厚壁SA508鋼與316L的窄間隙氬弧焊制造技術(shù);RATHOD等[7]對(duì)厚度130 mm的SA508鋼的電子束焊殘余應(yīng)力進(jìn)行了分析測(cè)試；遲露鑫等[8]分析研究了大厚度窄間隙埋弧焊下SA508-3鋼的焊接連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線；呂曉春等[9]在焊接熱循環(huán)對(duì)SA508-3鋼熱影響區(qū)組織性能轉(zhuǎn)變方面開(kāi)展了研究；陳重毅等[10]對(duì)不同焊接熱輸入下20MnNiMo鋼(對(duì)應(yīng)國(guó)外SA508-3鋼)特厚板窄間隙埋弧焊接頭的殘余應(yīng)力進(jìn)行了分析；吳佳等[11]對(duì)SA508-3鋼窄間隙埋弧焊熔敷金屬的強(qiáng)韌化影響因素進(jìn)行了分析；王慶江等[12]對(duì)SA508-3鋼沖擊韌性的補(bǔ)償進(jìn)行了分析。上述研究為SA508-3鋼焊接接頭的可靠服役積累了大量的數(shù)據(jù)，但是在SA508-3鋼的窄間隙焊接工藝方面研究較少，尤其是不同焊接熱輸入下大型厚壁部件的焊接接頭組織及綜合力學(xué)性能評(píng)價(jià)方面還缺乏充足的數(shù)據(jù)，需要進(jìn)一步開(kāi)展研究。

文中針對(duì)核電主流鋼種SA508-3鋼進(jìn)行不同焊接熱輸入下的窄間隙焊接，并對(duì)不同的焊接接頭組織和性能進(jìn)行分析，以期為厚壁核級(jí)部件的焊接工藝窗口制定提供參考，為核電設(shè)備的安全可靠應(yīng)用提供一定的技術(shù)支撐。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為核電設(shè)備用SA508-3鋼，焊接材料選用CHW-S10(?4 mm)焊絲、HJ250G焊劑，母材及焊材化學(xué)成分如表1所示；焊接設(shè)備選用MillerSummitArc 1250埋弧焊機(jī)，焊接槍頭為自行改裝的窄間隙焊槍，焊接工件及坡口的結(jié)構(gòu)尺寸如圖1所示。

表1 SA508-3鋼化學(xué)成分

圖1 焊接試件坡口結(jié)構(gòu)尺寸示意

為了研究焊接熱輸入對(duì)焊接接頭綜合性能的影響，前期試驗(yàn)結(jié)果表明，只有在焊接熱輸入為2.5～2.9 kJ時(shí)才能夠獲得理想的焊縫。焊接熱輸入過(guò)大容易造成過(guò)燒；過(guò)小又極易出現(xiàn)側(cè)壁熔合不良，導(dǎo)致無(wú)法進(jìn)行力學(xué)性能試驗(yàn)，因此，為了能保證焊縫成形，分別使用540，550，580 A的焊接電流進(jìn)行了焊接，具體焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2。焊前將試件預(yù)熱至180～200 ℃，試件焊接完成后立刻進(jìn)行(300～350)℃×2 h消氫處理，用石棉布覆蓋緩冷至室溫。經(jīng)無(wú)損檢驗(yàn)后，對(duì)試件進(jìn)行(570±10)℃×15 h焊后消應(yīng)力熱處理，熱處理工藝曲線如圖2所示。

焊后采用機(jī)械加工的方法進(jìn)行力學(xué)性能試樣的制備，具體取樣位置如圖3所示。取樣后分別進(jìn)行沖擊吸收能量(0 ℃)試驗(yàn)、彎曲性能測(cè)試、拉伸性能測(cè)試、顯微硬度(HV5)測(cè)試，取樣及試驗(yàn)按照NB/T 47014—2011《承壓設(shè)備焊接工藝評(píng)定》執(zhí)行。使用體式顯微鏡和金相顯微鏡對(duì)焊接接頭的熔合情況及顯微組織進(jìn)行拍攝，采用掃描電子顯微鏡(SEM)對(duì)沖擊斷口形貌進(jìn)行分析。

表2 試驗(yàn)用焊接工藝參數(shù)

圖2 焊后熱處理工藝曲線

圖3 沖擊試樣取樣位置示意

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 沖擊韌性試驗(yàn)結(jié)果與分析

針對(duì)大型厚壁焊件焊接接頭多層多道焊接的特點(diǎn)，為全面評(píng)價(jià)焊接接頭的沖擊韌性，采用多層試樣法進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，試樣軸線分別位于試件的T/4，T/2，3T/4處(T為試樣厚度)，如圖3所示，沖擊缺口軸線分別位于焊縫、熱影響區(qū)。

圖4為不同焊接熱輸入下，焊縫位置的沖擊韌性測(cè)試結(jié)果?？梢钥闯觯谙嗤附訜彷斎胂?，不同位置的焊縫沖擊韌性出現(xiàn)一定的差異，整體呈現(xiàn)出T/4位置>T/2位置>3T/4位置的規(guī)律，即表層后焊區(qū)域的沖擊吸收能量高于底層先焊接的區(qū)域。焊接熱輸入發(fā)生變化后，焊縫沖擊吸收能量的波動(dòng)范圍也發(fā)生一定的變化，但未表現(xiàn)出明顯的規(guī)律性，整體來(lái)看，隨著焊接熱輸入的增加，各位置焊縫沖擊吸收能量呈增加的趨勢(shì)，但是變化幅度不大。

圖4 不同焊接熱輸入下焊縫沖擊試驗(yàn)結(jié)果

圖5為不同焊接熱輸入下，在T/2厚度處沖擊試樣的擴(kuò)展區(qū)微觀斷口形貌。

(a)焊接熱輸入2.511 kJ/mm (b)焊接熱輸入2.778 kJ/mm (c)焊接熱輸入2.930 kJ/mm

從圖5可看出，當(dāng)焊接熱輸入為2.511 kJ/mm時(shí)，沖擊試樣擴(kuò)展區(qū)形貌以準(zhǔn)解理形貌為主，在斷口上可見(jiàn)明顯的撕裂嶺存在，在斷口的局部位置有少量的韌窩存在，這對(duì)焊縫的韌性提升是有益的；當(dāng)焊接熱輸入上升至2.778 kJ/mm時(shí)，沖擊斷口中韌窩狀區(qū)域明顯增加，準(zhǔn)解理區(qū)域減少，表明韌性有所提升；焊接熱輸入繼續(xù)升高至2.930 kJ/mm時(shí)，斷口形貌以小而深的韌窩為主，表明此時(shí)焊縫具有較好的韌性儲(chǔ)備。

圖6為不同焊接熱輸入下，焊接熱影響區(qū)的沖擊韌性試驗(yàn)結(jié)果?？梢钥闯觯附訜嵊绊憛^(qū)沖擊吸收能量遠(yuǎn)大于焊縫位置，這主要是由于焊接熱影響區(qū)位于母材區(qū)域，其組織和性能大多遺傳于母材本身，由于母材的性能大多數(shù)都優(yōu)于焊縫，因此熱影響區(qū)的沖擊吸收能量整體高于焊縫。從圖6中還可以看出，相同的焊接熱輸入下，T/4位置處焊接熱影響區(qū)沖擊吸收能量低于T/2和3T/4位置處，T/2和3T/4位置處的沖擊吸收能量相差不大，但是隨著焊接熱輸入的增加，T/4，T/2，3T/4位置處的沖擊吸收能量逐漸接近。整體來(lái)看，隨著焊接熱輸入的增加，焊接熱影響區(qū)的沖擊吸收能量逐漸下降，表明焊接熱輸入加大會(huì)削弱焊接熱影響區(qū)的塑性儲(chǔ)備。

圖6 不同焊接熱輸入下焊接熱影響區(qū)沖擊試驗(yàn)結(jié)果

圖7為不同焊接熱輸入下，T/2位置處焊接熱影響區(qū)的沖擊試樣斷口擴(kuò)展區(qū)形貌?？梢钥闯觯?dāng)焊接熱輸入為2.511 kJ/mm時(shí)，沖擊斷口形貌為大而淺的韌窩；隨著焊接熱輸入上升至2.778 kJ/mm時(shí)，斷口形貌向準(zhǔn)解理轉(zhuǎn)變；當(dāng)焊接熱輸入增加至2.930 kJ/mm時(shí)，斷口形貌可見(jiàn)明顯的河流花樣，斷口形貌主要由解理組成，表明此時(shí)熱影響區(qū)的塑性儲(chǔ)備較差。

(a)焊接熱輸入2.511 kJ/mm (b)焊接熱輸入2.778 kJ/mm (c)焊接熱輸入2.930 kJ/mm

2.2 沖擊韌性試驗(yàn)結(jié)果與分析

針對(duì)厚壁接頭多層多道焊接特點(diǎn)，采用多層試樣法進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，試樣取樣位置仍然參照?qǐng)D3進(jìn)行分層選取，分別在T/4，T/2，3T/4位置分別制取2個(gè)拉伸試樣。焊接接頭拉伸試驗(yàn)結(jié)果如圖8所示，可以看出，焊接接頭的拉伸強(qiáng)度基本集中于610 MPa附近，取樣位置和焊接熱輸入都沒(méi)有對(duì)焊接接頭的強(qiáng)度帶來(lái)明顯的影響。圖9為不同焊接熱輸入下拉伸試樣斷裂照片，可以看出，不同焊接熱輸入下，拉伸試樣均斷于母材位置，表明厚板窄間隙埋弧焊的焊接接頭中母材的抗拉強(qiáng)度最低，這也是焊接熱輸入對(duì)焊接接頭抗拉強(qiáng)度沒(méi)有產(chǎn)生影響的原因。

圖8 不同焊接熱輸入下焊接接頭的抗拉強(qiáng)度測(cè)試結(jié)果

圖9 焊接接頭拉伸試樣斷裂照片

2.3 硬度測(cè)試試驗(yàn)結(jié)果與分析

針對(duì)厚壁多層多道焊接的結(jié)構(gòu)特點(diǎn)，分3個(gè)區(qū)進(jìn)行焊接接頭硬度測(cè)試，硬度試驗(yàn)位置如圖10所示，HV5硬度試驗(yàn)結(jié)果如圖11所示。

圖10 顯微硬度測(cè)試示意

試驗(yàn)結(jié)果表明，焊接熱輸入對(duì)焊接接頭的硬度分布有一定的影響，焊接熱輸入越小，焊接熱影響區(qū)的硬度越高，試件表層與試件中間處的硬度也沒(méi)有明顯的差異，焊接接頭硬度最低的位置出現(xiàn)在母材處，這與拉伸試驗(yàn)具有一致的規(guī)律性。焊接接頭最高硬度出現(xiàn)在熱影響區(qū)中，焊接熱輸入為2.511 kJ/mm的焊接接頭熱影響區(qū)硬度最高，硬度值達(dá)到296。焊接接頭硬度與其組織密切相關(guān)，焊接接頭各區(qū)域的組織將在下文敘述。

圖11 不同焊接熱輸入下顯微硬度測(cè)試結(jié)果

圖12 不同焊接熱輸入下彎曲試驗(yàn)結(jié)果

2.4 焊接熱輸入對(duì)接頭彎曲性能的影響

采用多層取樣法進(jìn)行焊接接頭側(cè)向彎曲試驗(yàn)，取樣位置與上述沖擊、拉伸試樣位置類似。彎曲試驗(yàn)壓頭直徑為40 mm，彎曲角度180°，彎曲試樣尺寸為10 mm×38 mm×200 mm。不同焊接熱輸入下彎曲試驗(yàn)結(jié)果如圖12所示。可以看出，不同焊接熱輸入下，焊接接頭熔合良好，在拉應(yīng)力表面未發(fā)現(xiàn)裂紋，側(cè)彎試驗(yàn)合格。

2.5 焊接熱輸入對(duì)接頭顯微組織的影響

圖13為T(mén)/2位置處不同焊接熱輸入下焊縫顯微組織?？梢钥闯觯煌附訜彷斎胂?，焊縫顯微組織均由少量先共析鐵素體+回火貝氏體組成，但隨著焊接熱輸入的增大，焊縫中先共析鐵素體逐漸減少，貝氏體組織逐漸增多，且回火貝氏體組織出現(xiàn)一定程度的細(xì)化，因此隨著焊接熱輸入的增加，沖擊韌性出現(xiàn)了一定的上升。這是因?yàn)樵诙嗟来魏附訜嵫h(huán)下，焊接熱輸入的增大提高了層道間的重熔效應(yīng)，迫使焊縫位置重新熔化結(jié)晶的區(qū)域增多，促使晶粒發(fā)生細(xì)化，同時(shí)減少了先共析鐵素體的析出，這對(duì)韌性的提高是有益的。

(a)焊接熱輸入2.511 kJ/mm (b)焊接熱輸入2.778 kJ/mm (c)焊接熱輸入2.930 kJ/mm

圖14為T(mén)/2位置處不同焊接熱輸入下，母材和焊接熱影響區(qū)顯微組織?？梢钥闯觯覆脑硷@微組織為回火索氏體組織，在經(jīng)歷高溫焊接熱循環(huán)后，焊接熱影響區(qū)組織轉(zhuǎn)變?yōu)榱罨鼗鹭愂象w組織；還可以看出，不同焊接熱輸入下焊接熱影響區(qū)的組織均為粒狀回火貝氏體組織，但是隨著焊接熱輸入的增大，高溫停留時(shí)間逐漸增加，導(dǎo)致焊接熱影響區(qū)的晶粒也逐漸發(fā)生了粗化，導(dǎo)致沖擊韌性下降，同時(shí)冷卻速率的降低也使得硬度降低。

(a)母材

(b)焊接熱輸入2.511 kJ/mm

(c)焊接熱輸入2.778 kJ/mm

(d)焊接熱輸入2.930 kJ/mm

3 結(jié)論

(1)隨著焊接熱輸入的增加，焊接接頭中焊縫的沖擊韌性逐漸增加，斷口形貌中韌窩比例逐漸增大；熱影響區(qū)沖擊韌性不斷下降，斷口形貌逐漸向解理、準(zhǔn)解理轉(zhuǎn)變。

(2)不同焊接熱輸入下，焊接接頭均有較好的韌性儲(chǔ)備，彎曲性能均合格；焊接熱輸入的變化對(duì)接頭的抗拉強(qiáng)度沒(méi)有明顯影響，拉伸試樣均斷于母材位置。

(3)焊接熱輸入對(duì)焊接接頭硬度沒(méi)有明顯的影響，試件表層與試件中間處的硬度也沒(méi)有明顯的差異，焊接接頭硬度最低的位置出現(xiàn)在母材處，焊接熱輸入越小，焊接熱影響區(qū)的硬度越高。

(4)焊接接頭中焊縫顯微組織為先共析鐵素體+回火貝氏體，隨著焊接熱輸入的增加，先共析鐵素體減少，回火貝氏體增多，促使焊縫處沖擊韌性有所提升；焊接熱影響區(qū)顯微組織為粒狀回火貝氏體組織，隨著焊接熱輸入的增加，晶粒不斷長(zhǎng)大，導(dǎo)致硬度沖擊韌性下降，硬度降低。