王立志 ，曲維春，王 磊，李 柱，李 偉

1.北京金威焊材有限公司，天津 301906

2.國家鋼結構工程技術研究中心焊接技術研究院，天津 301906

3.中冶建筑研究總院有限公司，北京 100088

0 前言

在碳達峰、碳中和目標的大背景下，發(fā)展清潔能源、可再生能源無疑是我國乃至全球都需要面對的問題。盡管如此，隨著經(jīng)濟的飛速發(fā)展，國民用電量也快速增長，火電行業(yè)在未來一段時間內(nèi)依然是發(fā)電量的主要來源［1-2］，故火電的轉型必將成為現(xiàn)階段發(fā)展的重中之重。燃煤火電廠提供了我國約70%的電力需求量，延長火電裝機壽命，發(fā)展優(yōu)化超臨界、超超臨界機組，提高機組蒸汽壓力和溫度［3］、降低煤耗率等都是提質增效的可探索的技術路線。

為適配火電鍋爐機組的轉型改造，其配套的不銹鋼焊材的工藝、性能等要求也在逐步提高，大部分場合尤其是在高溫蒸汽、煙氣環(huán)境下的蛇形管附件，存在大量不銹鋼和異種鋼接頭，此類工況下的焊材在焊接過程中易出現(xiàn)熔合區(qū)缺陷，使得返修率高、效率低；同時，在高溫蒸汽環(huán)境下服役，保證焊接接頭性能的穩(wěn)定性也是配套焊材研發(fā)的重要一環(huán)。

309型焊材主要應用于過渡層堆焊及異種鋼的焊接，其熔敷金屬在高溫環(huán)境（500～800℃）下需具備優(yōu)異的拉伸性能和沖擊韌性，特研制了JW309HN藥芯焊絲，為火電鍋爐機組附件的生產(chǎn)制造、穩(wěn)定運轉提供有力保障。

1 研制難點及思路

含有鐵素體的不銹鋼在經(jīng)過高溫熱處理后（在500～800℃區(qū)間加熱或停留）會產(chǎn)生嚴重的σ相脆化，從而惡化焊縫金屬的韌性和塑性。在一定溫度下不銹鋼中的鐵素體會促進σ相的析出，一般認為σ相直接產(chǎn)生于鐵素體相，即δ→σ轉變，因此鐵素體形成元素會促進σ相的產(chǎn)生［4］。

熔敷金屬鐵素體含量對其熱處理后的力學性能影響很大［5］，主要原因是鐵素體經(jīng)熱處理后生成的σ脆化相會影響各項性能，因此本文以減少熱處理后熔敷金屬σ脆性相的產(chǎn)生作為提高其韌性和塑性的主要思路，通過尋求合適的奧氏體形成元素Cr、Ni、C、N含量，控制熔敷金屬中的鐵素體含量，保證焊縫抗裂性能，在高溫環(huán)境下最大程度地減少焊縫金屬中σ脆性相的產(chǎn)生，以確保熔敷金屬的塑性和韌性。焊材熔敷金屬力學性能相關設計文件要求如表1所示。

表1 焊材熔敷金屬力學性能要求Table 1 Mechanical property requirements of welding deposited metal

2 試驗材料與方法

2.1 試驗材料

焊接材料為自主研發(fā)的φ1.2 mm JW309HN不銹鋼藥芯焊絲，熔敷金屬化學成分如表2所示。在此焊絲成分基礎上，設計不同配方體系的JW309HN藥芯焊絲，其鐵素體含量分別為16.5 FN、6.5 FN、1.0 FN。熔敷金屬力學性能對接試板為Q345鋼板，尺寸300 mm×150 mm×20 mm。

表2 不銹鋼藥芯焊絲JW309HN熔敷金屬化學成分（質量分數(shù)，%）Table 2 Stainless steel flux cored welding wire JW309HN deposited metal chemical composition range（wt.%）

2.2 試驗方法

焊接設備采用Panasonic YD-500GL5型熔化極氣保焊機；熔敷金屬力學性能測試試樣制備及加工要求如圖1、表3所示。母材和墊板均采用同種藥芯焊絲堆焊約3 mm厚的隔離層，以避免母材對熔敷金屬的稀釋。焊接工藝參數(shù)見表4，熱處理參數(shù)為（750℃±15℃）×1.5 h，隨爐冷卻。

表3 試件尺寸Table 3 Size of test piece

表4 焊接工藝參數(shù)Table 4 Welding parameters

圖1 坡口形式Fig.1 Groove form

采用火花直讀光譜儀測定焊絲熔敷金屬化學成分；采用磁性法測定焊縫金屬鐵素體含量；在600 N萬能試驗機上按照國家標準GB/T228—2021進行拉伸試驗，在JB-300B型沖擊試驗機上按照GB/T229—2020進行沖擊試驗；在OLYMPUS GX51型金相顯微鏡上進行金相組織觀察，經(jīng)過磨拋加工后的金相試樣觀察前采用FeCl3-HCl-H2O溶液進行腐蝕，采用X’Pert MRD型多功能衍射儀獲得衍射圖譜。

3 試驗結果及分析

3.1 熔敷金屬化學成分及分析

為保證各主要元素含量均合格，避免熔敷金屬成分出現(xiàn)超標或不足的情況，通過對Cr、Ni、C、N四種元素含量的配合調(diào)整來得到目標鐵素體含量。四種焊絲的熔敷金屬化學成分測試結果、焊態(tài)及熱處理態(tài)（750℃×1.5 h）焊縫金屬的鐵素體含量如表5所示，其中2#、3#為同一配方體系，2#為試驗試樣，3#為生產(chǎn)體系，以驗證體系性能的穩(wěn)定性。

表5 JW309HN熔敷金屬主要化學成分測定值（質量分數(shù)，%）及鐵素體含量Table 5 Determination of main chemical components（wt.%）and ferrite content of JW309HN deposited metal

表5中，1#為JW309HN藥芯焊絲，焊態(tài)下其熔敷金屬中鐵素體含量為16.5 FN，熱處理后鐵素體含量降為5 FN。2#、3#主要通過提高C、N奧氏體形成元素的含量，降低熔敷金屬內(nèi)鐵素體含量，焊態(tài)下鐵素體含量為6.1 FN、6.5 FN，熱處理后鐵素體幾乎完全轉變，含量分別為0.1 FN、0.2 FN，極低的鐵素體含量可避免高溫工況下σ脆性相的再析出；提高熔敷金屬的C含量是因為C會影響σ脆性相的形成，部分Cr與C結合變成M23C6高鉻碳化物優(yōu)先析出，減緩了σ脆性相的析出過程［6］，保證熱處理后力學性能良好。4#主要通過提高Ni含量，在降低Cr含量的同時，加入N元素，最大限度地降低熔敷金屬的鐵素體含量，焊態(tài)下鐵素體含量約為1 FN，熱處理后鐵素體含量為0。

3.2 熔敷金屬力學性能及分析

4種藥芯焊絲熔敷金屬的力學性能結果見表6，對比表1可知，2#、3#焊絲熔敷金屬滿足熱處理后的力學性能要求。由表6可知，1#焊絲熔敷金屬焊態(tài)斷后伸長率為42%，室溫沖擊力平均值45 J，具有良好的塑性及韌性，但經(jīng)熱處理后熔敷金屬塑性、韌性急劇下降，不符合熱處理后的力學性能要求；2#、3#焊絲熔敷金屬焊態(tài)、熱處理態(tài)均具備良好的塑性及韌性，數(shù)據(jù)穩(wěn)定，滿足技術要求；4#焊絲熔敷金屬塑性較差，經(jīng)熱處理后斷后伸長率由25%降至16%，但其焊態(tài)及熱處理態(tài)下室溫沖擊功均值分別為51 J、53 J，具備良好的韌性，熱處理狀態(tài)下抗拉強度和屈服強度均有所下降。

表6 JW309HN藥芯焊絲熔敷金屬力學性能Table 6 Mechanical properties of JW309HN flux cored wire deposited metal

綜上，熱處理狀態(tài)下，隨著熔敷金屬內(nèi)鐵素體含量的降低，其抗拉強度呈下降趨勢，未出現(xiàn)不符合要求情況，但鐵素體過高或者過低，其斷后伸長率下降明顯（見圖2），不符合技術要求；當鐵素體含量約為6 FN時，熔敷金屬能夠維持良好的塑性及韌性。

圖2 熱處理態(tài)熔敷金屬鐵素體含量和斷后延伸率對比Fig.2 Comparison of elongation and ferrite content of heat-treated deposited metal

3.3 熔敷金屬微觀組織的演變

熔敷金屬的化學成分為奧氏體不銹鋼凝固模式主要影響因素，根據(jù)熔敷金屬化學成分計算出鉻當量（Creq）及鎳當量（Nieq），利用WRC-1992組織圖（見圖3）判定其凝固方式及凝固組織，Creq、Nieq的計算公式為：

計算得出1#、2#、4#試驗焊絲的Creq、Nieq及其比值結果如表7所示，在WRC-1992組織圖中對應位置見圖3。

表7 試驗焊絲熔敷金屬Creq、Nieq及其比值Table 7 Deposited metal Creq，Nieq and its ratio of test wires

圖3 WRC-1992組織圖Fig.3 WRC-1992 Organization Chart

分析WRC-1992組織圖可知，1#、2#焊絲熔敷金屬凝固模式均為以δ鐵素體為初始析出相，凝固終了前形成一些奧氏體的凝固過程的FA模式［7］，在此對2#試驗焊絲熔敷金屬的凝固過程進行分析。研究表明，F(xiàn)A模式凝固終了時存在骨架狀鐵素體或板條狀鐵素體兩種形態(tài)的鐵素體，一般中等焊縫冷卻速度和（或）Creq/Nieq值較低的情況會使其形成骨架狀鐵素體形態(tài)，而2#焊絲熔敷金屬Creq/Nieq=1.43處于FA范圍內(nèi)偏低值且焊接層溫控制在100～150℃，具有較低的冷卻速度，故形成含骨架態(tài)鐵素體的焊縫組織，該凝固模式下可使焊縫組織獲得較高的熱塑性［8］，有利于提高焊縫金屬的耐高溫性能。

4#焊絲熔敷金屬凝固模式推測為AF模式，以奧氏體為初始相，通過共晶反應會在奧氏體晶界產(chǎn)生穩(wěn)定的一定量鐵素體，4#試驗焊絲磁性法測定鐵素體含量為1，故在晶界形成的鐵素體并不明顯；在AF凝固模式下，焊縫金屬通過包晶/共晶反應雖然形成了γ-δ組織，但δ量較少，不足以形成理想的γ-δ界面，出現(xiàn)液膜潤濕現(xiàn)象，故AF模式下焊縫組織均存在一定的熱裂傾向，熱塑性能有所降低。

3.4 熔敷金屬金相組織分析

2#、4#焊絲熔敷金屬焊態(tài)和熱處理態(tài)的顯微組織如圖4、圖5所示。

圖4 2#JW309HN藥芯焊絲焊態(tài)和熱處理態(tài)熔敷金屬的顯微組織Fig.4 Microstructure of deposited metal of 2#JW309HN flux-cored wire as welded and heat treated

圖5 4#JW309HN藥芯焊絲焊態(tài)和熱處理態(tài)熔敷金屬的顯微組織Fig.5 Microstructure of deposited metal of 4#JW309HN flux-cored wire as welded and heat treated

研究表明，對于鐵素體含量過高（FN≥10）的奧氏體-鐵素體不銹鋼熔敷金屬，在500～800℃溫度范圍工作時，由于生成較多的σ相而脆化，脆性相的形成并在組織中呈連續(xù)的或近似連續(xù)的分布，嚴重降低其韌度和延性［9］。而1#焊絲熔敷金屬在熱處理狀態(tài)下失去良好的塑性及韌性正是由于鐵素體含量過高，經(jīng)熱處理后，熔敷金屬內(nèi)析出了大量的σ脆性相，形成連續(xù)分布，導致力學性能變差。

2#焊絲熔敷金屬的凝固模式為FA模式，焊態(tài)下為典型奧氏體組織上分布較多的骨架狀δ鐵素體，且尺寸較小，能打亂奧氏體晶間的連續(xù)分布，形成穩(wěn)定的γ-δ組織，使組織具備良好的力學性能。經(jīng)750 ℃×1.5 h熱處理后，雖發(fā)生δ→σ+γ′的共析轉變，但析出σ相較少，并未形成連續(xù)的脆性相分布，對其力學性能并未造成明顯影響，在高溫環(huán)境下仍具備較好的塑性和韌性。

4#焊絲通過提高熔敷金屬中N含量，使鐵素體含量降至1 FN，鐵素體含量極少，其凝固模式屬于AF模式，在奧氏體的亞晶界上形成少量的鐵素體，并有較多的點狀合金元素和雜質化合物析出；熔敷金屬經(jīng)750℃×1.5 h熱處理后，晶界極少量的鐵素體完成轉化為σ相，且奧氏體晶界析出了更多的點狀偏析物，外加單一的γ相，導致熔敷金屬塑性嚴重惡化，無法滿足高溫環(huán)境下的性能要求。

3.5 熔敷金屬XRD分析

對符合技術要求的2#JW309HN藥芯試驗焊絲進行XRD分析，結果如圖6所示。由圖可知，2#焊絲熔敷金屬焊態(tài)下為奧氏體+少量鐵素體組織，衍射峰中奧氏體強度最高，存在少量的鐵素體，經(jīng)熱處理后，發(fā)生δ→σ+γ′的共析轉變，鐵素體相對應衍射峰消失，出現(xiàn)少量σ脆性相。

圖6 2#JW309HN藥芯焊絲焊縫組織XRDFig.6 XRD of deposited of 2#JW309HN flux cored wire

4 結論

基于對JW309HN不銹鋼藥芯焊絲化學成分調(diào)整、焊態(tài)及熱處理態(tài)下力學性能的系統(tǒng)分析，并結合實際工程應用要求，研制了新型耐高溫JW309HN藥芯焊絲，并分析研究其熔敷金屬的各項性能，均滿足相關技術要求。

（1）調(diào)整熔敷金屬的C、Ni、N含量，控制鐵素體含量約6.0 FN，焊態(tài)下力學性能良好，且經(jīng)750℃×1.5 h熱處理后仍具備良好的力學性能，斷后伸長率38%，室溫沖擊力平均值45 J，均滿足技術要求。

（2）FA凝固模式相比AF凝固模式，具備更優(yōu)的熱塑性，耐高溫性能得到保障。

（3）750℃×1.5 h熱處理后，2#焊絲熔敷金屬力學性能仍滿足技術要求，在高溫環(huán)境下塑性和韌性并未受到嚴重影響，組織內(nèi)δ→σ+γ′的共析轉變析出少量的σ脆性相，但未形成連續(xù)分布，未對組織性能造成不良影響。