張 智 ，王建碩，陳建國(guó)，馬青軍，韋 晨

（1. 天津大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，天津 300350；2. 天津市現(xiàn)代連接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300350；3. 天津大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300350；4. 天津市特種設(shè)備監(jiān)督檢測(cè)技術(shù)研究院，天津 300350）

壓力容器工作在高溫、高壓、強(qiáng)腐蝕等特殊條件下，為保證設(shè)備的強(qiáng)度和耐腐蝕性，提高使用安全性，降低制造成本，采用在低合金鋼上堆焊奧氏體不銹鋼的方法來(lái)代替整體不銹鋼材料[1]．由于兩種材料化學(xué)成分和物理性能相差較大，需要引入堆焊過(guò)渡層來(lái)調(diào)節(jié)化學(xué)成分和物理性能所帶來(lái)的差異，提高材料之間的結(jié)合性能．在焊接過(guò)程中由于不銹鋼材料與母材兩者線膨脹系數(shù)不同容易造成較大的焊接殘余應(yīng)力和變形[2-3]，易使焊縫及熱影響區(qū)產(chǎn)生裂紋，影響構(gòu)件壽命，工程上需要采用焊后去應(yīng)力退火的方式來(lái)消除焊接所帶來(lái)的應(yīng)力[4]．焊接熔合線兩側(cè)由于熱處理作用伴隨著元素的遷移，從而形成脫碳層、增碳層和馬氏體區(qū)域，而這種局部微觀組織結(jié)構(gòu)導(dǎo)致材料局部非均質(zhì)的力學(xué)性能，在工程使用過(guò)程中發(fā)生斷裂失效等問(wèn)題[5-6]．

不銹鋼藥芯焊絲堆焊作為一種高效的焊接工藝方法，常在壓力容器的接管堆焊中使用[7]．但藥芯焊絲堆焊過(guò)程中焊接電流大，熔合比高，由母材過(guò)渡到熔合區(qū)的碳含量高，提高了增碳層的硬度．同時(shí)堆焊熔合線凹凸不平，在設(shè)備使用過(guò)程中，易產(chǎn)生局部的應(yīng)力集中[8]．這些不利因素與焊后熱處理引起的碳擴(kuò)散遷移造成的碳化物析出問(wèn)題相疊加，使過(guò)渡層的熔合區(qū)成為設(shè)備安全性的危險(xiǎn)點(diǎn)，應(yīng)加以格外關(guān)注．

本文通過(guò)對(duì)不銹鋼藥芯焊絲堆焊過(guò)渡層的研究，分析在不同熱處理?xiàng)l件下焊接熔合線附近成分、組織和性能變化的規(guī)律，確定了適用于兩種壓力容器用鋼在不銹鋼藥芯焊絲堆焊過(guò)渡層的熱處理工藝參數(shù)，探討以熔合區(qū)最高硬度作為熱處理工藝制定的依據(jù)．

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)選用Q345R和15CrMo壓力容器用鋼作為堆焊基體材料，尺寸分別為300 mm×200 mm×20 mm和300 mm×200 mm×40 mm．采用奧氏體不銹鋼藥芯焊絲CO2氣體保護(hù)焊在基板表面進(jìn)行堆焊，堆焊示意如圖1所示，基體材料及堆焊熔敷金屬化學(xué)成分列于表1．堆焊工藝參數(shù)如表2所示．采用的熱處理工藝方案如表3所示．

圖1 堆焊示意Fig.1 Weld overlay schematic diagram

表1 基體材料及堆焊熔敷金屬化學(xué)成分Tab.1 Chemical compositions of base materials and deposited metal

表2 堆焊工藝參數(shù)Tab.2 Weld overlay process parameters

表3 堆焊試樣編號(hào)及熱處理工藝參數(shù)Tab.3 Weld overlay samples number and heat treatment process parameters

采用4%的硝酸酒精溶液對(duì)堆焊過(guò)渡層基體材料一側(cè)及熔合線附近組織進(jìn)行腐蝕．采用光學(xué)金相顯微鏡(Axio Vert.A1)和掃描電鏡(JSM-7800F)觀察堆焊接頭微觀組織．采用掃描電鏡搭載的能譜對(duì)堆焊 熔合區(qū)附近元素分布進(jìn)行掃描．橫向彎曲試樣包括全厚度不銹鋼堆焊層．顯微硬度測(cè)量在HV-1000A顯微硬度儀上進(jìn)行，加載載荷為25g，保持時(shí)間10 s．顯微硬度測(cè)試方法：沿著熔合線做1條垂直線，在此直線上進(jìn)行硬度值的測(cè)量．在熔合線附近每隔0.02 mm取一個(gè)數(shù)據(jù)，遠(yuǎn)離熔合線每隔0.2 mm取一個(gè)數(shù)據(jù)，最高硬度取此垂直線上最大值．

2 結(jié)果與討論

2.1 熔合線附近C、Cr元素分布

為考察在不同熱處理工藝條件下熔合區(qū)的合金成分分布，圖2給出了部分典型試件S0、S2、S4、S6、S7熔合線附近C元素的分布．焊態(tài)和熱處理后構(gòu)件碳元素分布趨勢(shì)大致相同，在熔合區(qū)靠過(guò)渡層一側(cè)達(dá)到峰值，并且隨著熱處理溫度的升高，碳元素峰值增大．這種成分的突變是導(dǎo)致組織和力學(xué)性能出現(xiàn)明顯變化的重要原因[9]．

圖2 典型試件熔合線附近C元素的分布Fig.2 Distribution of element C near the fusion line of typical samples

圖3為試件S0、S2、S4、S6、S7熔合線附近合金 元素Cr的分布，圖中表明在過(guò)渡層與基體材料之間Cr含量存在較大差異，不同的熱處理?xiàng)l件對(duì)Cr元素的分布趨勢(shì)變化影響不大．

圖3 典型試件熔合線附近合金元素Cr的分布Fig.3 Distribution of alloying element Cr near the fusion line of typical samples

2.2 顯微組織

圖4 為不同條件下堆焊試件熔合區(qū)附近的微觀組織，從圖4發(fā)現(xiàn)，焊態(tài)下S0試件熔合區(qū)組織分層明顯，熔合線兩側(cè)不存在明顯的脫碳鐵素體和增碳 層．經(jīng)過(guò)熱處理后試件熔合區(qū)附近的組織發(fā)生明顯變化，熔合線靠基材一側(cè)組織為脫碳鐵素體，靠近過(guò)渡層一側(cè)出現(xiàn)沿熔合線分布的增碳層黑帶．圖5統(tǒng)計(jì)了Q345R基材在不同熱處理工藝條件下堆焊試件增碳層寬度．可以看出：在Q345R為基體的試件中，隨著熱處理溫度升高，時(shí)間延長(zhǎng)，增碳層厚度逐漸增大．圖4中S7為15CrMo在690℃、22 h熱處理?xiàng)l件下的顯微組織．相較于同條件下Q345R基體試件的S6，其增碳層寬度為25～27 μm，15CrMo基體的熔合區(qū)增碳層寬度明顯減小，只有9～11 μm．

圖4 不同條件下堆焊試件微觀組織Fig.4 Microstructure of weld overlay samples under different conditions

圖5 Q345R在不同熱處理?xiàng)l件下堆焊試件增碳層寬度Fig.5 Width of carburizing layer in weld overlay samples of Q345R under different heat treatment conditions

圖6 為Q345R材料試件在熱處理前后堆焊過(guò)渡層中鐵素體數(shù)(FN)測(cè)定統(tǒng)計(jì)．結(jié)果表明，熱處理前堆焊過(guò)渡層δ鐵素體數(shù)一般在9～11左右，熱處理后鐵素體數(shù)降低，并且隨著熱處理溫度升高，時(shí)間延長(zhǎng)，鐵素體數(shù)降低的程度加?。@是堆焊過(guò)渡層在熱處理過(guò)程中δ鐵素體向σ相轉(zhuǎn)變的結(jié)果，這會(huì)引起過(guò)渡層金屬脆性的增加．

圖6 Q345R試件熱處理前后堆焊過(guò)渡層鐵素體數(shù)測(cè)定統(tǒng)計(jì)Fig.6 Statistics of ferrite number of weld overlay transition layer samples of Q345R before and after heat treatment

圖7 給出了堆焊試件S0、S2、S4、S6的SEM顯微組織，從圖中可以看出焊態(tài)下熔合區(qū)未出現(xiàn)明顯的回火馬氏體和碳化物的析出．經(jīng)過(guò)熱處理的試件在熔合線附近組織發(fā)生了明顯的變化，出現(xiàn)了回火馬氏體組織和碳化物的析出顆粒．隨著熱處理溫度的升高、時(shí)間延長(zhǎng)，回火態(tài)馬氏體形態(tài)明顯，碳化物析出程度加劇，熔合線附近的碳化物顆粒增加．對(duì)圖4中15CrMo試件(S7)的熔合區(qū)進(jìn)行組織分析發(fā)現(xiàn)，相比于同等熱處理?xiàng)l件的Q345R試件(S6)，15CrMo試件產(chǎn)生的碳化物明顯減少．圖8為碳化物的EDS測(cè)試分析，通過(guò)EDS結(jié)果表明該碳化物為富Cr碳化物，如表4所示．

圖7 典型堆焊試件SEM顯微組織Fig.7 SEM microstructure of typical weld overlay samples

圖8 碳化物EDS測(cè)試分析Fig.8 EDS test and analysis of carbides

表4 碳化物EDS測(cè)試結(jié)果Tab.4 Results of carbide EDS test

2.3 顯微硬度

圖9給出了典型堆焊試件S2、S4、S6、S7熔合線附近顯微硬度分布．不同熱處理下試件顯微硬度分布趨勢(shì)大致相同，都是在熔合線靠過(guò)渡層一側(cè)出現(xiàn)顯微硬度峰值，這種硬度變化的趨勢(shì)與組織中碳化物析出和回火馬氏體的區(qū)域相對(duì)應(yīng)．靠近熔合線附近基體材料中出現(xiàn)一個(gè)局部軟化的區(qū)域．這是由于碳元素遷移形成了大塊的脫碳鐵素體晶粒，造成該區(qū)域組織軟化．對(duì)應(yīng)不同熱處理?xiàng)l件，試件熔合區(qū)的硬度出現(xiàn)明顯差異．表5給出了不同熱處理工藝下堆焊試件熔合區(qū)最高硬度．隨著熱處理溫度提高、保溫時(shí)間延長(zhǎng)，最高硬度值增加．15CrMo試件(S7)熔合區(qū)的最高硬度明顯低于同熱處理?xiàng)l件下Q345R試件(S6)．這是因?yàn)?5CrMo相比于Q345R材料來(lái)說(shuō)，熔合區(qū)位置碳化物析出數(shù)量減少．

圖9 典型試件熔合區(qū)顯微硬度分布Fig.9 Microhardness distribution in the fusion zone of typical samples

表5 不同熱處理工藝下堆焊試件熔合區(qū)硬度最大值Tab.5 Maximum hardness in the fusion zone of weld overlay samples under different heat treatment processes

2.4 彎曲試驗(yàn)

堆焊彎曲試樣開裂結(jié)果如表6所示．對(duì)于Q345R材料的未熱處理試件(S0)、熱處理溫度較低(620℃)的試件S1(時(shí)間4 h)和試件S2(時(shí)間22 h)均未發(fā)生開裂現(xiàn)象．圖10(a)給出了典型試件S2熔合區(qū)附近宏觀形貌．S2試件彎曲受拉面表面平滑，熔合線附近沒有出現(xiàn)開裂現(xiàn)象．熱處理溫度較高(650℃)的試件，熱處理時(shí)間即便較短的試件(S3)和熱處理試件較長(zhǎng)的試件(S4)熔合線上均出現(xiàn)開裂現(xiàn)象．說(shuō)明熱處理溫度對(duì)不銹鋼堆焊過(guò)渡層熔合區(qū)彎曲性能的影響大于熱處理時(shí)間的作用．隨著熱處理溫度的進(jìn)一步提高到690℃，彎曲試驗(yàn)中熔合區(qū)出現(xiàn)的裂紋尺寸加大．圖10(b)給出了試件S6熔合區(qū)附近宏觀形貌．在彎曲試驗(yàn)中熔合線位置出現(xiàn)了明顯的起裂現(xiàn)象，并向堆焊層方向擴(kuò)展．

表6 堆焊彎曲試樣開裂結(jié)果Tab.6 Cracking results of weld overlay bending samples

圖10 側(cè)彎試件宏觀形貌Fig.10 Macro morphology of side bending samples

為了研究熱處理后彎曲造成Q345R/309LMo堆焊熔合線開裂原因，圖11給出了S6試樣彎曲裂紋的SEM微觀組織．裂紋垂直于熔合線，起裂位置都在熔合線附近的碳化物析出帶上，沒有發(fā)生在堆焊層基體中，這說(shuō)明在熱處理過(guò)程中發(fā)生的δ鐵素體向σ相轉(zhuǎn)變引起的組織脆化現(xiàn)象不是引起彎曲開裂的主要原因．而增碳層上分布的碳化物是造成不銹鋼藥芯焊絲堆焊彎曲開裂的主要原因．

圖11 S6試樣彎曲裂紋的微觀組織Fig.11 Microstructure of bending crack in S6 sample

2.5 不銹鋼藥芯焊絲堆焊過(guò)渡層熱處理的物理冶金過(guò)程及其影響

2.5.1 堆焊過(guò)渡層熱處理的物理冶金過(guò)程

在碳鋼和珠光體耐熱鋼表面釆用不銹鋼藥芯焊絲堆焊過(guò)渡層，會(huì)形成異種鋼接頭熔合區(qū)，該區(qū)域在后續(xù)的熱處理過(guò)程中因合金元素?cái)U(kuò)散形成擴(kuò)散過(guò)渡層．因?yàn)樘荚影霃叫?，并能與鐵形成間隙式固溶體，因此碳的擴(kuò)散運(yùn)動(dòng)能力遠(yuǎn)大于其他合金元素，對(duì)性能的影響也最大．在焊后熱處理?xiàng)l件下，焊接接頭區(qū)處在高溫條件下，由于基體材料金屬與焊縫中碳化物形成元素含量不同而產(chǎn)生反應(yīng)擴(kuò)散，碳原子從含有滲碳體的基體金屬溶體向含有較穩(wěn)定元素(鉻)的碳化物的溶體中擴(kuò)散．?dāng)U散過(guò)程的驅(qū)動(dòng)力不是濃度梯度，而是擴(kuò)散體系中的化學(xué)位能梯度．?dāng)U散的結(jié)果趨向于自由能最低的狀態(tài)，在焊縫熔合線附近形成熱力學(xué)上更為穩(wěn)定的碳化物．形成擴(kuò)散過(guò)渡層的速度和厚度取決于碳在基體金屬和焊縫中碳化物結(jié)合力的對(duì)比關(guān)系、兩種材料含碳量和回火熱處理的溫度、時(shí)間．?dāng)U散過(guò)渡層中焊縫一側(cè)的增碳層析出各種形式、成分復(fù)雜的碳化物，硬度明顯上升，加之馬氏體的形成也使增碳層的硬度進(jìn)一步提高．同時(shí)在基體金屬一側(cè)出現(xiàn)脫碳層，并且鐵素體晶粒呈現(xiàn)不同程度的長(zhǎng)大，硬度明顯下降．這些組織和性能的變化會(huì)引起接頭熔合區(qū)在外力作用下產(chǎn)生局部開裂，導(dǎo)致焊接結(jié)構(gòu)提前破壞．

2.5.2 熱處理對(duì)Q345R和15CrMo基材堆焊過(guò)渡層的影響

熱處理工藝對(duì)不同堆焊基材形成的熔合區(qū)組織及性能的影響不同．對(duì)于Q345R材料，熱處理?xiàng)l件對(duì)堆焊試件熔合區(qū)附近碳原子遷移有著明顯的影響．隨著熱處理溫度提高、時(shí)間延長(zhǎng)，熔合線附近碳原子遷移能力提高，熔合線靠基材一側(cè)的碳原子跨過(guò)熔合線向過(guò)渡層遷移，從而導(dǎo)致增碳層寬度增加，碳化物析出明顯，硬度升高．在變形過(guò)程中易產(chǎn)生較大的應(yīng)力集中從而引發(fā)開裂[10-11]．因此，以Q345R為基材的不銹鋼藥芯焊絲堆焊構(gòu)件熱處理溫度應(yīng)不大于620℃．相比Q345R基材，15CrMo有更多的Cr元素，能夠更好地與基材中碳原子結(jié)合，大大降低碳原子在熱處理過(guò)程中的遷移能力，從而在690℃、22 h條件下產(chǎn)生的增碳層寬度和富Cr碳化物的析出程度大大減?。瑫r(shí)15CrMo材料有更低的碳含量，在熱處理過(guò)程中有更少的碳原子擴(kuò)散到不銹鋼一側(cè)，進(jìn)一步降低了增碳層厚度和產(chǎn)生碳化物的幾率，極大程度上降低了應(yīng)力集中開裂的傾向，保證試樣的彎曲性能合格．因此，以15CrMo為基材的不銹鋼藥芯焊絲堆焊構(gòu)件熱處理溫度可在690℃．本試驗(yàn)通過(guò)顯微硬度對(duì)不銹鋼藥芯焊絲堆焊彎曲試件進(jìn)行表征發(fā)現(xiàn)，堆焊試件熔合區(qū)最高硬度不超過(guò)350HV0.025，試件不發(fā)生開裂現(xiàn)象．當(dāng)然，彎曲開裂不僅只有硬度指標(biāo)，增碳層厚度，碳化物尺寸及分布都是引起彎曲開裂的 因素.

3 結(jié)論

(1) 以Q345R為基材的不銹鋼藥芯焊絲309LMo堆焊過(guò)渡層，在焊后熱處理過(guò)程中，熔合區(qū)出現(xiàn)明顯的碳元素?cái)U(kuò)散遷移現(xiàn)象，形成硬脆的碳化物析出帶，隨熱處理溫度升高，硬化程度加劇，使堆焊接頭金屬?gòu)澢阅芟陆担甉345R基材的不銹鋼堆焊接頭適用的回火熱處理溫度應(yīng)不超過(guò)620℃．

(2) 由于15CrMo和Q345R基材中碳化物形成元素Cr含量不同，對(duì)不銹鋼堆焊過(guò)渡層熔合區(qū)在熱處理過(guò)程中的碳擴(kuò)散遷移程度有顯著影響．Cr元素含量較高的15CrMo鋼熔合區(qū)碳遷移減緩，碳化物析出帶的硬脆程度降低．15CrMo基材不銹鋼堆焊接頭適用的回火熱處理溫度可達(dá)690℃．

(3) 堆焊過(guò)渡層熔合區(qū)在焊后熱處理過(guò)程中形成硬脆的碳化物析出帶，可用顯微硬度值表征其脆化程度，作為制定堆焊接頭焊后熱處理規(guī)范的依據(jù)．本研究的結(jié)果表明：熔合區(qū)顯微硬度最高值小于350HV0.025可以保證堆焊過(guò)渡層的彎曲性能．