劉毅輝，李 報(bào)，陳思杰，丁光柱，李世會(huì)

(1.中國(guó)電建集團(tuán)河南工程公司，鄭州 450000；2.河南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，焦作 454000)

0 引 言

加速器驅(qū)動(dòng)次臨界系統(tǒng)(ADS)具有固有安全性，在嬗變核廢料、增殖核燃料等領(lǐng)域具有良好的應(yīng)用前景。目前，研發(fā)ADS裝置面臨的主要瓶頸問(wèn)題之一是材料[1]。不同于現(xiàn)有的核能系統(tǒng)，ADS裝置中材料的服役工況非?？量蹋F(xiàn)有的成熟材料不能滿(mǎn)足要求，必須尋找或者研發(fā)新材料以適應(yīng)其需求[2]。由中科院沈陽(yáng)金屬所與蘭州近代物理所聯(lián)合研制的SIMP馬氏體耐熱鋼具有良好的導(dǎo)熱性能與抗輻照性能、較低的熱膨脹系數(shù)和優(yōu)異的耐液態(tài)金屬腐蝕性能，被認(rèn)為是ADS裝置首選結(jié)構(gòu)材料[2-3]。該鋼由于合金元素含量高，淬硬性較大，因此焊接難度大，易產(chǎn)生焊接冷裂紋[4]；當(dāng)采用傳統(tǒng)的非熔化極惰性氣體保護(hù)(TIG)和熔化極惰性氣體保護(hù)(MIG)焊接時(shí)，由于熱輸入較大，在焊接熱循環(huán)的作用下，焊縫及熱影響區(qū)晶粒長(zhǎng)大，因此焊接接頭的硬度升高，沖擊韌度下降，殘余應(yīng)力較大[5]。瞬時(shí)液相(TLP)擴(kuò)散連接技術(shù)采用感應(yīng)加熱方式，具有加熱溫度低、溫度場(chǎng)均勻、殘余熱應(yīng)力較小等優(yōu)點(diǎn)，并且所得焊縫的成分和組織與母材相近，接頭力學(xué)性能較好，因此在先進(jìn)材料焊接領(lǐng)域具有良好的應(yīng)用前景[6-8]。SIMP鋼在開(kāi)放環(huán)境下TLP擴(kuò)散連接時(shí)通常冷卻速率較大，會(huì)形成馬氏體組織，因此需要進(jìn)行焊后熱處理以改善接頭的組織和性能。焊后熱處理保溫時(shí)間對(duì)新型高鉻鐵素體耐熱鋼焊接接頭的焊縫組織形態(tài)、拉伸性能以及沉淀相的分布和尺寸等的影響較大。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，馬氏體板條尺寸逐漸增大，位錯(cuò)密度降低，組織發(fā)生再結(jié)晶；同時(shí)強(qiáng)度逐漸增大，但受組織回復(fù)與再結(jié)晶的影響，增長(zhǎng)速率逐漸降低[9-11]。目前，有關(guān)SIMP鋼管TLP擴(kuò)散連接的研究大多集中在連接溫度、壓力、保溫時(shí)間等主要工藝參數(shù)方面，有關(guān)焊后熱處理對(duì)接頭組織和力學(xué)性能的影響報(bào)道尚少。為此，作者采用TLP擴(kuò)散連接技術(shù)對(duì)SIMP鋼管進(jìn)行焊接，并對(duì)焊接接頭進(jìn)行了熱處理，研究了焊后熱處理對(duì)接頭組織和力學(xué)性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為規(guī)格φ60 mm×10 mm的SIMP鋼管，化學(xué)成分見(jiàn)表1，其組織主要為回火馬氏體，如圖1所示。焊接時(shí)的中間層材料為Fe78Si9B13和BNi2非晶合金箔帶，熔點(diǎn)在1 090～1 120 ℃，厚度在30～40 μm。在SIMP鋼管上取管狀試樣，管口端面精車(chē)，將中間層材料剪成管壁厚度大小，用丙酮、無(wú)水乙醇清洗試樣端面和中間層材料并吹干。將中間層材料放在待焊試樣端面，在開(kāi)放式TLP-A型擴(kuò)散焊機(jī)上于氬氣保護(hù)下進(jìn)行TLP擴(kuò)散連接，采用中頻感應(yīng)加熱，三溫工藝(包括加熱、等溫凝固和均勻化)。加熱溫度為1 265 ℃，保溫時(shí)間為40 s，壓力為4 MPa；均勻化溫度為1 100 ℃，時(shí)間為4 min，壓力為3 MPa；等溫凝固工藝參數(shù)見(jiàn)表2。TLP擴(kuò)散連接結(jié)束，接頭冷卻后，在擴(kuò)散焊機(jī)上進(jìn)行1 060 ℃原位正火處理，時(shí)間為4 min，然后在SX2-12-11G型箱式電阻加熱爐中進(jìn)行(780±3) ℃回火處理，保溫時(shí)間為120 min，爐冷至300 ℃取出空冷[12]。

表1 SIMP鋼管的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

圖1 SIMP鋼管的顯微組織Fig.1 Microstructure of SIMP steel tube

表2 TLP擴(kuò)散連接等溫凝固工藝參數(shù)

沿鋼管軸向、垂直于焊縫截取尺寸為10 mm×10 mm×10 mm的金相試樣，經(jīng)磨制、拋光，用由5 g FeCl3、50 mL HCl和100 mL H2O組成的混合溶液腐蝕約5 s后，使用GX51型光學(xué)顯微鏡觀(guān)察顯微組織。使用MH-5型顯微硬度計(jì)測(cè)試顯微硬度，載荷為4.9 N，加載時(shí)間為5 s，測(cè)試點(diǎn)位于焊縫中心線(xiàn)上，每個(gè)試樣各測(cè)5個(gè)點(diǎn)取平均值。在熱處理前后的鋼管上截取尺寸為10 mm×10 mm×100 mm的拉伸試樣和V型缺口小尺寸沖擊試樣，按照GB/T 2651-2008，在IIC-MST-200型萬(wàn)能力學(xué)試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1；按照GB/T 229-2007，采用JBN-300型夏比擺錘沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)。采用JSM-7500F型掃描電鏡觀(guān)察拉伸斷口微觀(guān)形貌。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由于TLP擴(kuò)散連接等溫凝固溫度高達(dá)1 2301 240 ℃，焊接過(guò)程中SIMP鋼中的奧氏體晶粒發(fā)生明顯長(zhǎng)大，并且鉻、釩等元素的存在提高了過(guò)冷奧氏體的穩(wěn)定性和淬透性，因此冷卻后焊縫兩側(cè)熱影響區(qū)得到了粗大板條狀馬氏體+殘余奧氏體組織，如圖2(a)所示，焊縫界面呈直線(xiàn)狀。焊態(tài)(熱處理前)接頭熱影響區(qū)中析出較多碳化物，尺寸較大且在晶界偏聚。焊態(tài)接頭的連接界面較明顯，當(dāng)承受高溫、高壓作用時(shí)容易成為裂紋源，因此有必要對(duì)接頭進(jìn)行熱處理。由圖2(b)可以看出：熱處理后的焊縫界面由焊態(tài)時(shí)的直線(xiàn)狀變成曲線(xiàn)狀，界面結(jié)合面積增加；焊縫兩側(cè)熱影響區(qū)組織仍為馬氏體組織，但相對(duì)焊態(tài)組織發(fā)生細(xì)化，這是因?yàn)樵诟邷鼗鼗疬^(guò)程中，馬氏體析出細(xì)小碳化物，形成了均勻的回火馬氏體組織。

圖2 熱處理前后2#接頭的顯微組織Fig.2 Microstructure of 2# joint before (a) and after (b)heat treatment

2.2 力學(xué)性能

由圖3可以看出，熱處理后TLP擴(kuò)散連接接頭焊縫的顯微硬度比熱處理前的降低了約35%。熱影響區(qū)的硬度變化同焊縫。SIMP鋼含有較多強(qiáng)碳化物合金元素，馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度Ms在350～400 ℃，淬硬傾向較大。焊態(tài)接頭焊縫中的板條狀馬氏體比母材中的粗大，粗大馬氏體組織硬且脆，因此顯微硬度較高。焊后回火熱處理消除了接頭原粗大奧氏體晶界，組織轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體，這有助于消除組織應(yīng)力[6]；而且基體中起到固溶強(qiáng)化作用的硅、鎳、硼等元素析出，M23C6碳化物長(zhǎng)大，彌散程度降低，根據(jù)Orowan機(jī)制，顯微硬度降低。

圖3 不同TLP擴(kuò)散連接接頭焊縫熱處理前后的顯微硬度Fig.3 Microhardness of weld in different TLP diffusion bondedjoints before and after heat treatment

由圖4可以看出，熱處理后1#接頭、2#接頭和3#接頭的抗拉強(qiáng)度相比于焊態(tài)均有所降低。SIMP鋼淬硬傾向大，焊態(tài)下馬氏體中合金元素過(guò)飽和，內(nèi)部產(chǎn)生密度較高的位錯(cuò)；在應(yīng)力作用下位錯(cuò)纏結(jié)，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，導(dǎo)致抗拉強(qiáng)度較大。經(jīng)熱處理后，馬氏體分解為回火馬氏體，內(nèi)部應(yīng)力消除，組織較均勻，因此抗拉強(qiáng)度有所降低，但仍保持在700 MPa以上。不同等溫凝固工藝參數(shù)下的TLP擴(kuò)散連接接頭經(jīng)熱處理后的抗拉強(qiáng)度差別不大，可見(jiàn)焊后熱處理可擴(kuò)大等溫凝固工藝參數(shù)范圍，降低工藝參數(shù)對(duì)接頭性能的影響。

圖4 不同TLP擴(kuò)散連接接頭熱處理前后的抗拉強(qiáng)度Fig.4 Tensile strength of different TLP diffusion bonded jointsbefore and after heat treatment

材料的韌性指標(biāo)反映了材料在進(jìn)行塑性變形時(shí)抵抗脆性破壞的能力。SIMP鋼應(yīng)用時(shí)長(zhǎng)期受到高溫、高壓和輻照等作用，因此其焊接接頭應(yīng)具有一定的韌性?xún)?chǔ)備。根據(jù)GB 5310-2008，高壓鍋爐用無(wú)縫鋼管的缺口沖擊吸收能量AKV應(yīng)不小于40 J。由圖5可以看出：焊態(tài)接頭的沖擊吸收能量極低，最大僅為9.4 J，低于標(biāo)準(zhǔn)要求；熱處理后接頭的沖擊吸收能量大大增加，且均大于40 J，滿(mǎn)足標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖5 不同TLP擴(kuò)散連接接頭熱處理前后的沖擊吸收能量Fig.5 Impact absorption energy of different TLP diffusion bondedjoints before and after heat treatment

2.3 拉伸斷口形貌

如圖6所示：焊態(tài)接頭試樣拉伸時(shí)在焊縫處發(fā)生斷裂，宏觀(guān)斷口較平齊，為典型的脆性斷裂；熱處理后接頭試樣拉伸時(shí)在距離焊縫30 mm的母材處發(fā)生斷裂，斷裂時(shí)有明顯的頸縮現(xiàn)象。

圖6 熱處理前后2#接頭試樣的拉伸斷裂宏觀(guān)形貌Fig.6 Tensile fracture macromorphology of 2# joint specimensbefore and after heat treatment

由圖7可以看出：熱處理后接頭拉伸斷口以細(xì)小等軸韌窩為主，同時(shí)還存在若干直徑較大、深度較深的等軸韌窩，細(xì)小韌窩的直徑約為1.5 μm，大韌窩的直徑約為3 μm；韌窩內(nèi)壁有明顯蛇形塑性滑移線(xiàn)，這表明在外力作用下，韌窩在形成過(guò)程中發(fā)生了塑性變形。

圖7 熱處理后2#接頭試樣的拉伸斷口微觀(guān)形貌Fig.7 Micromorphology of tensile fracture of 2# joint specimen after heat treatment: (a) fracture morphology and (b) partial enlarged morphology

3 結(jié) 論

(1) 焊后熱處理后，不同等溫凝固工藝參數(shù)下TLP擴(kuò)散連接SIMP鋼接頭熱影響區(qū)顯微組織均由焊態(tài)時(shí)的粗大馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小均勻的回火馬氏體；焊縫界面由焊態(tài)時(shí)的直線(xiàn)狀變成曲線(xiàn)狀，界面結(jié)合面積增加。

(2) 焊后熱處理后，接頭的抗拉強(qiáng)度和顯微硬度均略有降低，但韌性得到提高；熱處理后接頭沖擊吸收能量由焊態(tài)時(shí)的不高于9.4 J提高到40 J以上，抗拉強(qiáng)度仍在700 MPa以上，拉伸斷裂形式由脆性斷裂向韌性斷裂轉(zhuǎn)變，綜合力學(xué)性能較好。