縱 海

(上海電氣核電設(shè)備有限公司, 上海 201306)

隨著新材料、新設(shè)備、新工藝的應(yīng)用日益廣泛，異種金屬焊接在工程應(yīng)用中顯得越來越重要[1]。由于兩邊材料性能的顯著差異，異種金屬焊接件在焊接和焊后熱處理過程中，容易產(chǎn)生如焊縫金屬稀釋、碳擴散、較大內(nèi)應(yīng)力等一系列問題，發(fā)生局部破裂的可能性明顯增加[2]。安全端作為核電設(shè)備的一種重要的異種鋼焊接結(jié)構(gòu)，焊接質(zhì)量決定著整個設(shè)備的使用壽命。某公司在某次安全端試制過程中，發(fā)生了安全端沿母材和焊縫熔合線開裂的情況，如圖1所示。母材為18MnD5低合金鋼，堆焊層為E309L不銹鋼。為查明安全端母材和堆焊層沿熔合線發(fā)生開裂的原因，筆者對其進行了理化綜合分析，并提出了合理的焊接工藝參數(shù)建議。

圖1 安全端開裂位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of cracking position of the safety end

1 理化檢驗

1.1 宏觀分析

為了方便進行后續(xù)理化檢驗，通過機械加工方式打開斷口，如圖2所示。開裂位置位于母材和不銹鋼堆焊層的熔合線位置，可見開裂位置很平整，基本上是沿著整個熔合線發(fā)生開裂。斷裂區(qū)分兩部分，上部為起始斷裂區(qū)，下部為后續(xù)機加工打開的斷口擴展區(qū)。

圖2 機加工打開斷口示意圖Fig.2 Schematic diagram of machining open fracture

圖3所示為安全端斷口的宏觀形貌，可以明顯看出起始斷裂區(qū)和斷口擴展區(qū)的邊界臺階，同時可以看出整個斷口光滑平整，呈現(xiàn)典型宏觀脆性斷口形貌。

圖3 斷口宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of the fracture

1.2 化學(xué)成分分析

在安全端斷口附近取樣，分別對安全端母材區(qū)域及堆焊層區(qū)域使用直讀光譜儀和電感耦合等離子發(fā)射光譜儀進行化學(xué)成分分析。斷口附近母材及不銹鋼堆焊層的化學(xué)成分分別見表1和表2，可見化學(xué)成分并無異常，均符合技術(shù)要求。

表1 安全端斷口附近母材的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))Tab.1 Chemical compositions of the base metal near fracture of the safety end (mass fraction) %

表2 安全端斷口附近堆焊層的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù))Tab.2 Chemical compositions of the surfacing layer near fracture of the safety end (mass fraction) %

1.3 力學(xué)性能試驗

在安全端熔合線處及不銹鋼堆焊層處分別進行硬度測試，結(jié)果見表3。由表3可以看出,熔合線處的硬度較高，在256～290 HV10之間，明顯大于母材的硬度(通常為170～190 HV10)，也明顯大于堆

表3 安全端斷口熔合線及不銹鋼堆焊層的硬度測試結(jié)果Tab.3 Hardness test results at the fusion line and stainless steel surfacing layer of the safety end fracture HV10

焊層硬度(191～233 HV10)。這主要是由于熔合線處馬氏體組織的存在和碳遷移導(dǎo)致的。因為碳擴散遷移的原因,熔合線兩側(cè)的硬度明顯不同,使得熔合區(qū)的性能發(fā)生改變,此區(qū)域容易發(fā)生失效[3]。

1.4 金相檢驗

分別在安全端斷口的起始斷裂區(qū)和斷口擴展區(qū)截取兩個試樣，命名為1號試樣和2號試樣，利用金相顯微鏡觀察試樣的顯微組織形貌，并和正常的安全端顯微組織形貌進行對比。圖4所示為合格的正常安全端母材、熱影響區(qū)及不銹鋼焊縫的顯微組織形貌。由圖4可以看出，母材和熱影響區(qū)的顯微組織為貝氏體+鐵素體，不銹鋼焊縫的顯微組織為奧氏體。母材靠近熔合線附近出現(xiàn)明顯的脫碳區(qū)，且越靠近熔合線位置脫碳越明顯，這是因為焊接時熱量變化，低合金母材含碳量高，不銹鋼堆焊層含碳量低，從而在近焊縫的低合金鋼中由于碳的遷移使其出現(xiàn)脫碳層，相反，在焊縫區(qū)出現(xiàn)增碳層[4]。

圖4 正常安全端焊后顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of normal safety end after welding

1.4.1 起始斷裂區(qū)金相分析

對1號試樣進行鑲嵌、研磨、拋光，先后用15%(質(zhì)量分數(shù)，下同)鉻酸及4%硝酸酒精溶液浸蝕，然后在金相顯微鏡下觀察母材及熱影響區(qū)位置，少部分區(qū)域典型顯微組織形貌如圖5所示，大部分區(qū)域典型顯微組織形貌如圖6所示。由圖5可以看出，少部分區(qū)域母材上黏連著不銹鋼焊材，母材熱影響區(qū)顯微組織和正常安全端顯微組織相似，母材熱影響區(qū)也存在脫碳區(qū)域，只是脫碳少且不均勻。由圖6可以看出，安全端起始斷裂區(qū)的大部分區(qū)域母材沒有黏連不銹鋼焊材，母材熱影響區(qū)顯微組織也沒有發(fā)現(xiàn)明顯脫碳。這是由于安全端不銹鋼堆焊層焊接時，焊接熱輸入量過小造成的。因為焊接熱輸入量過小，高溫停留時間短，碳遷移現(xiàn)象不明顯，從而母材熱影響區(qū)脫碳區(qū)也不明顯。同時熱輸入量過小，熔池溫度不夠，冷卻速度越快，局部溫度的迅速降低容易在熔合線位置產(chǎn)生馬氏體淬硬組織，熔合線兩側(cè)性能具有明顯差異，在安全端這種環(huán)形構(gòu)件過大的內(nèi)應(yīng)力下，容易造成開裂。

圖5 1號試樣母材黏連不銹鋼焊材的顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology of base metal bonded to stainless steel welding material of sample No.1

1.4.2 斷口擴展區(qū)金相分析

對2號試樣組織形貌進行金相分析，其顯微組織形貌如圖7和圖8所示。和起始斷裂區(qū)類似，斷口擴展區(qū)少部分區(qū)域母材黏連著不銹鋼焊材(如圖7)，大部分區(qū)域母材沒有黏連不銹鋼焊材(如圖8)，母材和堆焊層完全斷開。而且在斷口擴展區(qū)同樣發(fā)現(xiàn)了不同于正常安全端組織的區(qū)域，這些區(qū)域沒有脫碳區(qū)域，皆為貝氏體組織。分析認為其原因也是在安全端不銹鋼堆焊層焊接時，焊接熱輸入量過小造成的。焊接熱輸入量過小，局部冷卻速度快，在熔合線附近形成馬氏體組織，造成應(yīng)力集中，從而發(fā)生斷裂。

圖7 2號試樣母材黏連不銹鋼焊材的顯微組織形貌Fig.7 Microstructure morphology of base metal bonded to stainless steel welding material of sample No.2

圖8 2號試樣母材不黏連不銹鋼焊材的顯微組織形貌Fig.8 Microstructure morphology of base metal non bonded stainless steel welding material of sample No.2

1.4.3 不銹鋼堆焊層金相分析

在金相顯微鏡下重點觀察1號試樣和2號試樣的不銹鋼堆焊層區(qū)域，典型顯微組織形貌如圖9所示，可見不銹鋼焊縫中沿晶開裂的二次裂紋。二次裂紋通常位于主裂紋下方,距離斷口幾十微米的位置處[5]。二次裂紋主要是因為斷裂主裂紋引起的，同時冷卻速度過快也會加快二次裂紋的萌生和擴展。圖10所示為不銹鋼堆焊層區(qū)域的掃描電鏡(SEM)形貌，也可以看到不銹鋼焊縫樹枝晶晶粒之間的二次裂紋。斷裂主裂紋引起了不銹鋼焊縫沿晶二次開裂，同時冷卻速度過快加快了二次裂紋的萌生和擴展，從而造成安全端快速沿母材和焊縫的熔合線斷裂。

圖9 不銹鋼堆焊層的顯微組織形貌Fig.9 Microstructure morphology of the stainless steel surfacing layer

圖10 不銹鋼堆焊層的SEM形貌Fig.10 SEM morphology of the stainless steel surfacing layer

1.5 微觀分析

采用掃描電鏡進一步觀察，圖11為斷口的高倍掃描電鏡照片，可以看到不銹鋼焊材的晶粒邊界明顯，斷口為沿晶斷裂，局部穿晶斷裂。這是由于堆焊層的冷卻速度過快，晶粒粗大，從而形成沿晶脆性斷口。

圖11 斷口的SEM形貌Fig.11 SEM morphology of the fracture

2 分析與討論

由上述理化檢驗分析結(jié)果可知,安全端斷口附近母材及不銹鋼的化學(xué)成分符合技術(shù)要求；從力學(xué)性能看，接近熔合線位置的硬度較高，明顯大于母材和堆焊層的硬度，這主要是因為馬氏體組織的存在和碳遷移導(dǎo)致的，該區(qū)域通常具有較低的韌性，是容易發(fā)生失效的區(qū)域。金相檢驗發(fā)現(xiàn)，安全端斷口大部分區(qū)域的母材熱影響區(qū)組織沒有發(fā)現(xiàn)脫碳區(qū)域，皆為貝氏體組織，這和正常的安全端組織存在明顯脫碳區(qū)域不同。這是因為安全端不銹鋼堆焊層焊接時，焊接熱輸入量過小造成的。焊接熱輸入量過小，熔池溫度不夠，冷卻速度越快，容易產(chǎn)生馬氏體淬硬組織，使熔合線兩側(cè)性能具有明顯差異，在安全端這種環(huán)形構(gòu)件過大的內(nèi)應(yīng)力作用下，容易造成開裂。主裂紋引起了不銹鋼焊縫沿晶二次開裂，同時冷卻速度過快也會加快二次裂紋的萌生和擴展,造成安全端快速沿母材和焊縫的熔合線開裂。

3 結(jié)論及建議

由于焊接熱輸入量過小，熔池溫度不夠，冷卻速度過快，從而產(chǎn)生馬氏體淬硬組織，使熔合線處應(yīng)力集中造成開裂。同時斷裂主裂紋引起了不銹鋼焊縫沿晶二次開裂，冷卻速度過快加快了二次裂紋的萌生和擴展，從而造成安全端快速沿母材和焊縫的熔合線開裂。

建議選擇合適的焊接工藝參數(shù)，通過控制焊接電流、焊接電壓、焊接速度等焊接工藝參數(shù)來調(diào)整得到合適的焊接熱輸入。