常子金，晏嘉陵，齊彥昌*，崔 冰,3，蔡嘯濤

(1 鋼鐵研究總院 焊接研究所，北京 100081；2 中國(guó)大唐集團(tuán)科學(xué)技術(shù)研究院有限公司 華東電力實(shí)驗(yàn)研究院，合肥 230088；3 安徽工業(yè)大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，安徽 馬鞍山 243032)

15Cr2Mo1鋼是主要通過(guò)Cr,Mo元素固溶強(qiáng)化的熱強(qiáng)鋼，根據(jù)正火處理溫度不同，其組織由貝氏體及不同體積分?jǐn)?shù)鐵素體組成，在電力、石化等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛，常用于制造壓力容器、加熱爐管及燃?xì)廨啓C(jī)零部件等，服役于高溫、震動(dòng)、腐蝕介質(zhì)等嚴(yán)苛環(huán)境中[1-2]。經(jīng)計(jì)算15Cr2Mo1鋼碳當(dāng)量較高，因此其焊接性一般，根據(jù)其連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(continuous cooling transformation,CCT)曲線可知這種鋼具有較大淬硬傾向，焊后空冷即獲得貝氏體+馬氏體組織，易產(chǎn)生冷裂紋。大型15Cr2Mo1鋼零件存在一定的焊接和熱處理應(yīng)力，在截面變化和焊接缺陷處易出現(xiàn)表面凹坑、裂紋等缺陷，造成安全隱患[3-4]，加上焊縫中氫致裂紋的影響，對(duì)焊縫裂紋問(wèn)題的處理就更為重要。若以新生產(chǎn)零件更換之，則面臨周期長(zhǎng)、生產(chǎn)成本高的問(wèn)題，且未達(dá)使用壽命的零件即廢棄造成了嚴(yán)重浪費(fèi)。

馬志寶等[5]采用與母材同質(zhì)的焊條(E5515-1CMV)進(jìn)行ZG15Cr1Mo1V補(bǔ)焊修復(fù)，發(fā)現(xiàn)其焊接性較差，焊縫硬度低于使用標(biāo)準(zhǔn)，這說(shuō)明同種材料補(bǔ)焊接頭的表面耐磨性、耐疲勞性較差；Branza等[6]采用材質(zhì)近似625鎳基合金(NiCrMoNb)的焊條對(duì)耐熱鋼材進(jìn)行補(bǔ)焊，發(fā)現(xiàn)鎳基合金的高塑性具有一定緩釋焊接應(yīng)力的作用，修復(fù)的表面裂紋不應(yīng)過(guò)深，否則焊道過(guò)多將造成缺陷積聚，補(bǔ)焊金屬裂紋敏感性惡化，但具體可修復(fù)的表面裂紋深度并未明確。

鎳基合金韌性優(yōu)良，具有優(yōu)異的抗蠕變、疲勞與耐蝕特性，廣泛用于各種嚴(yán)苛環(huán)境，如航空發(fā)動(dòng)機(jī)的高溫高壓部分，核電、石油工業(yè)結(jié)構(gòu)件等[7]，其應(yīng)用環(huán)境與15Cr2Mo1耐熱鋼有相似之處。鎳基焊縫線膨脹系數(shù)與15Cr2Mo1耐熱鋼相似，主要由奧氏體基體及少量析出第二相(包括σ相、Laves相等金屬間化合物及M23C6,M7C3,M(CN)等碳化物[8-10])組成，能夠在較寬泛的溫度區(qū)間內(nèi)保證組織穩(wěn)定。通過(guò)改善焊材成分和焊接參數(shù)可調(diào)控鎳基焊縫中第二相形態(tài)、尺寸、分布，從而提高其強(qiáng)韌性。李紅等[11]對(duì)鎳基合金焊縫金屬熱裂紋研究進(jìn)行了總結(jié)，認(rèn)為焊縫中析出相是接頭力學(xué)性能的主要影響因素，合金成分、焊接熱循環(huán)等對(duì)焊縫第二相的析出有重要調(diào)節(jié)作用。補(bǔ)焊工藝具有效率高、成本低等優(yōu)點(diǎn)，但補(bǔ)焊填充量對(duì)耐熱鋼修復(fù)影響尚不明確。因此，本研究在前期實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)上，采用與15Cr2Mo1鋼強(qiáng)度相似，高溫塑性、抗氧化性優(yōu)良的NiCrFe焊條對(duì)模擬的表面裂紋進(jìn)行補(bǔ)焊。焊趾處由于成分、組織不均勻，容易發(fā)生缺陷。因此，通過(guò)在焊趾位置加工不同深度坡口改變補(bǔ)焊金屬填充量，模擬零部件實(shí)際應(yīng)用中不同深度裂紋的修補(bǔ)過(guò)程，并對(duì)修補(bǔ)后的組織進(jìn)行表征與性能檢測(cè)，評(píng)價(jià)采用NiCrFe合金補(bǔ)焊15Cr2Mo1耐熱鋼的工藝可行性。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料及焊縫制備

實(shí)驗(yàn)采用母材規(guī)格為350 mm×150 mm×26 mm的15Cr2Mo1耐熱鋼板，根據(jù)成分計(jì)算得到的CCT曲線如圖1所示，其微觀組織主要由貝氏體+少量鐵素體組成，保證了母材具有良好的強(qiáng)韌匹配性。采用手工電弧焊(shielded metal arc welding, SMAW)焊制一次焊縫(original welds)，坡口間隙及鈍邊均為2 mm，焊接材料選用E9015-B3焊條，直徑3.2 mm，其主要元素如Cr,Mo等含量與母材持平。一次焊接工藝為：焊前150～200 ℃預(yù)熱，焊接熱輸入為15 kJ/cm，道間溫度控制在150～200 ℃之間，焊后進(jìn)行250 ℃/2 h后熱處理。圖2為在已焊制的一次焊縫上加工出55°V型坡口示意圖，采用NiCrFe-3合金焊條進(jìn)行坡口補(bǔ)焊修復(fù)，合金的FCC點(diǎn)陣結(jié)構(gòu)保證其對(duì)大部分元素都有一定溶解度，可與母材形成良好連接。通過(guò)光譜法檢測(cè)母材、一次焊縫及實(shí)驗(yàn)采用的NiCrFe焊條熔敷金屬的主要合金成分如表1所示，表2為實(shí)驗(yàn)用材的基本力學(xué)性能。

圖1 15Cr2Mo1耐熱鋼CCT曲線Fig.1 CCT curves of 15Cr2Mo1 heat resistant steel

圖2 補(bǔ)焊坡口外觀Fig.2 Groove appearance of repair welding

表1 實(shí)驗(yàn)用材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of the materials used for experiments (mass fraction/%)

表2 實(shí)驗(yàn)用材的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the materials used for the experiments

1.2 不同填充量下補(bǔ)焊接頭制備

試件充分冷卻后，采用機(jī)加工法在原焊縫焊趾位置鑿補(bǔ)焊槽，形狀均為60°的V形槽，分析實(shí)際零件中產(chǎn)生裂紋的大小和深度、焊接位置及修復(fù)工期等因素，確定模擬表面裂紋所開坡口深度分別為6.5,13 mm和19.5 mm，分別編號(hào)為1#，2#，3#，以直觀顯示焊縫填充量修復(fù)對(duì)比效果，如圖3所示。選用ENiCrFe-3焊條在開槽處進(jìn)行二次補(bǔ)焊，焊條直徑3.2 mm。二次焊的焊接工藝為：采用冷補(bǔ)焊(焊前不預(yù)熱)方式，焊接熱輸入為11.5 kJ/cm，道間溫度控制在100 ℃以下，

圖3 補(bǔ)焊坡口焊縫填充量示意圖(a)1#；(b)2#；(c)3#Fig.3 Schematic diagram of filler amounts of repair welding(a)1#；(b)2#；(c)3#

不進(jìn)行焊后熱處理。

補(bǔ)焊完成后，取補(bǔ)焊焊縫中心為拉伸試樣中心，拉棒規(guī)格為M12×φ10 mm，測(cè)試補(bǔ)焊區(qū)焊接接頭室溫(25 ℃)及高溫(550 ℃)抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度；取補(bǔ)焊縫中心(weld metal,WM)、補(bǔ)焊焊縫與一次焊縫熔合線處(fusion line,FL)；補(bǔ)焊焊縫熔合線外2 mm(FL+2)為沖擊試樣，測(cè)試沖擊吸收功等指標(biāo)，驗(yàn)證補(bǔ)焊后焊縫韌性能否和原焊縫匹配，同一組沖擊實(shí)驗(yàn)并列做3個(gè)平行樣，最終取3個(gè)數(shù)值的平均值作為該規(guī)范下試樣沖擊吸收功。通過(guò)顯微維氏硬度實(shí)驗(yàn)測(cè)量補(bǔ)焊區(qū)全焊縫硬度。重點(diǎn)考察補(bǔ)焊接頭各區(qū)域硬度隨焊縫組織的變化，硬度測(cè)試點(diǎn)的位置為距焊縫上表面1.5～2 mm處，在母材兩側(cè)的熱影響區(qū)每間隔0.5 mm打一測(cè)試點(diǎn)，其余區(qū)域每間隔1 mm打一測(cè)試點(diǎn)，設(shè)備為HVS-10型數(shù)顯維氏顯微鏡，加載載荷為49 N，保壓時(shí)間10 s。

2 結(jié)果與分析

2.1 補(bǔ)焊焊縫宏觀檢測(cè)與微觀組織

補(bǔ)焊后接頭形貌如圖4所示，焊縫外觀規(guī)則平整，魚鱗紋均勻美觀。經(jīng)X射線探傷，補(bǔ)焊焊縫區(qū)內(nèi)部熔合良好，無(wú)明顯缺陷，這說(shuō)明補(bǔ)焊焊縫成型良好。將接頭沿垂直焊接方向剖開，制備金相試樣，經(jīng)磨拋、腐蝕后通過(guò)金相顯微鏡觀察焊縫的截面形貌，焊接接頭由補(bǔ)焊區(qū)(repair welded zone,RWZ)和原始焊縫區(qū)(original welded zone,OWZ)組成，焊道布置合理，接頭內(nèi)部無(wú)裂紋產(chǎn)生；母材與補(bǔ)焊區(qū)、補(bǔ)焊區(qū)與原始焊縫熔合線清晰，各層焊縫金屬之間沒(méi)有未熔合或未焊透情況，焊縫金屬截面上未出現(xiàn)氣孔、夾渣等缺陷。圖4(b)中虛線處為實(shí)驗(yàn)中三種填充量下補(bǔ)焊區(qū)輪廓示意圖，藍(lán)色箭頭處為對(duì)應(yīng)試樣坡口底部。

圖4 補(bǔ)焊焊縫外觀、X射線探傷照片(a)以及焊縫橫截面宏觀形貌(b)Fig.4 Appearance of repair welds and X-ray flaw detection photo (a) and macromorphology of weld cross-section (b)

采用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的鉻酸水溶液電解腐蝕，拍攝位置在焊縫表面焊道以下2 mm獲得RWZ金相組織照片，其中2#樣品補(bǔ)焊焊縫微觀組織如圖5所示。由圖5(a)可以看出，RWZ焊縫組織呈胞狀樹枝晶形態(tài)，其凝固模式[12]為全奧氏體模式(A)，金相組織為A固溶體，呈偏析特征，晶內(nèi)、晶界均有析出物存在，晶內(nèi)析出物呈顆粒狀(或小塊狀)，晶界析出物主要呈斷續(xù)棉絮狀，未見微觀裂紋和其他微觀缺陷。由圖5(b)可見，熔合區(qū)附近的焊縫組織為A固溶體+共晶鐵素體(共晶鐵素體存在于胞晶晶界和枝晶晶界)，凝固模式為奧氏體-鐵素體模式(AF)，導(dǎo)致補(bǔ)焊區(qū)焊縫組織和補(bǔ)焊區(qū)熔合線附近焊縫組織凝固模式不同的主要原因在于熔合線附近熔池冷卻速度快，溫度梯度大，使得凝固結(jié)晶液態(tài)前沿液相一側(cè)的成分過(guò)冷區(qū)間很窄，因而有利于液態(tài)以胞狀晶生長(zhǎng)。從圖5中還可以發(fā)現(xiàn)補(bǔ)焊區(qū)一側(cè)焊縫邊界區(qū)域明顯存在一定寬度的白亮條帶，該白亮條帶介于Ⅱ型邊界與熔化邊界之間(在凝固過(guò)程中必須要有δ/γ異種界面形成，之后隨著溫度的降低δ/γ異種界面必須轉(zhuǎn)變?yōu)棣?γ界面)[13]，寬度約為10 μm，與焊縫區(qū)的其他區(qū)域相比，白亮條帶中幾乎看不到鐵素體，在白亮條帶內(nèi)靠近熔化邊界的區(qū)域一般會(huì)形成薄片狀或透鏡狀的馬氏體層，且馬氏體層的寬度一般不超過(guò)白亮條帶的寬度。馬氏體層的形成不僅會(huì)導(dǎo)致異種鋼接頭塑性和韌性降低[14]，而且還會(huì)為高溫下越過(guò)熔合邊界的碳原子提供擴(kuò)散通道，以致碳擴(kuò)散量增加，使得接頭脫碳層處蠕變失效加速[15-16]。另外通過(guò)對(duì)1#,3#樣品的觀察，均未見微觀裂紋和其他微觀缺陷，RWZ基體組織、析出相形態(tài)以及熔合線特征均未有明顯變化，這說(shuō)明RWZ填充量的變化并不明顯影響補(bǔ)焊焊縫的微觀組織。

圖5 補(bǔ)焊焊縫微觀金相照片 (a) RWZ焊縫金屬；(b)RWZ-OWZ熔合線Fig.5 Metallographic photographs of the repair welds (a)weld metal of RWZ；(b)fusion line of RWZ-OWZ

采用Quanta650型掃描電鏡進(jìn)一步研究補(bǔ)焊區(qū)焊縫組織特點(diǎn)。圖6所示為RWZ焊縫金屬SEM形貌及對(duì)應(yīng)EDS圖?？梢钥闯?，焊縫的組織為奧氏體枝晶+析出相，圖中灰黑色區(qū)域?yàn)閵W氏體樹枝晶內(nèi)部，而白色區(qū)域存在于樹枝晶晶間和部分枝晶內(nèi)部，多環(huán)繞在析出相周圍。對(duì)白色區(qū)域的析出相及球狀物進(jìn)行EDS能譜分析，可以看出，白色析出相主要為NbC和Cr23C6；灰色球狀物為MnO-SiO2-TiO2-Cr2O3的復(fù)合型氧化物夾雜。

圖6 RWZ焊縫金屬SEM微觀形貌(a)及析出相(b)與球狀物(c)的EDS分析Fig.6 Micromorphology of RWZ weld metal by SEM (a) and EDS analysis of precipitated phase (b) and spheroid (c)

由于成分差異，從OWZ到RWZ，組織結(jié)構(gòu)由BCC逐步過(guò)渡為FCC。隨著RWZ焊縫被OWZ不斷地稀釋，大量的奧氏體化元素進(jìn)入熔合區(qū)，對(duì)研究補(bǔ)焊區(qū)-原焊縫區(qū)界面附近的熔合區(qū)中析出相分布進(jìn)行分析，如圖7所示。可以看出，界面附近區(qū)域中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)析出相的存在，而遠(yuǎn)離熔合線處析出相較多。這是由于在過(guò)渡層區(qū)域中Nb,Cr等元素含量很少，而這些元素都是形成析出相的主要組成元素[17]，因此在界面附近的析出相含量很少，這說(shuō)明析出相對(duì)界面性能的影響較小。

圖7 RWZ界面附近析出相分布Fig.7 Precipitation distribution near the interface of RWZ

不同填充量下RWZ熔合過(guò)渡區(qū)附近的線掃描能譜分析結(jié)果見圖8，可以看出，從OWZ到RWZ，熔合區(qū)界面兩側(cè)Fe元素含量急劇下降，并且在熔合邊界RWZ側(cè)有一個(gè)元素過(guò)渡層，其寬度均約為15 μm，區(qū)域內(nèi)的元素過(guò)渡較陡，這個(gè)區(qū)域就是所謂的稀釋層，有學(xué)者也稱之為“部分熔化區(qū)”[18]，鎳基合金填充料在此區(qū)域內(nèi)形成顯著濃度梯度，引起馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度在室溫以上，焊接冷卻時(shí)該微區(qū)形成馬氏體組織。從圖8中還可以發(fā)現(xiàn)Ni,Cr,Mn大量奧氏體化元素進(jìn)入熔合區(qū)，這些均有助于提高奧氏體化穩(wěn)定程度，使得該區(qū)域淬硬傾向增加。補(bǔ)焊填充量的變化仍未顯現(xiàn)出有明顯影響水平方向焊縫不同區(qū)域(RWZ,OWZ)元素遷移的作用。

圖8 不同填充量下RWZ熔合線處元素分布(a)1#;(b)2#;(c)3#Fig.8 Element distribution in RWZ fusion line under different filler amounts(a)1#;(b)2#;(c)3#

圖9 補(bǔ)焊接頭的拉伸性能 (a)25 ℃；(b)550 ℃Fig.9 Tensile properties of repair welding joints (a)25 ℃；(b)550 ℃

2.2 補(bǔ)焊焊縫力學(xué)性能

2.2.1 拉伸實(shí)驗(yàn)

補(bǔ)焊接頭拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果如圖9所示，由圖9可知，隨補(bǔ)焊焊縫填充量增加，試樣室溫抗拉強(qiáng)度整體變化不大，但屈服強(qiáng)度有明顯降低趨勢(shì)，尤其1#試樣到2#試樣，即從坡口深度由6.5 mm上升到13 mm時(shí)，焊縫金屬的室溫屈服強(qiáng)度由571 MPa降低到470 MPa，降幅達(dá)17%，坡口深度繼續(xù)增加則室溫屈服強(qiáng)度降低趨勢(shì)減小。高溫下拉伸實(shí)驗(yàn)顯示出相似特征，即抗拉強(qiáng)度隨補(bǔ)焊坡口填充量的變化幾乎不變，但屈服強(qiáng)度隨坡口深度增加而降低，且大幅降低出現(xiàn)在坡口深度由6.5 mm上升到13 mm時(shí)，焊縫金屬的高溫屈服強(qiáng)度由436 MPa降低到369 MPa，降低幅度達(dá)15%。

室溫拉伸試樣斷裂形貌如圖10所示，1#和2#斷裂位置相似，均距試樣中心較遠(yuǎn)且有明顯頸縮現(xiàn)象，斷裂在一次焊縫區(qū)，而3#試樣斷裂更靠近試樣中心，斷口頸縮不明顯，斷裂在補(bǔ)焊區(qū)。這主要是由于補(bǔ)焊區(qū)NiCrFe合金屈服強(qiáng)度低，塑性好，在拉伸過(guò)程中先發(fā)生變形，且在拉伸至斷裂的過(guò)程中承擔(dān)變形更多[19]，拉伸試樣宏觀上RWZ金屬表面亦出現(xiàn)明顯滑移特征。而室溫下1#,2#試樣拉伸段OWZ焊縫金屬相比3#占比較大，在拉伸過(guò)程中一次焊縫不承擔(dān)主要的塑性變形，其斷面收縮率基本不變(75%,76%)，且拉伸斷口形貌顯示出現(xiàn)大量韌窩，表現(xiàn)出標(biāo)準(zhǔn)韌斷特征，3#試樣中補(bǔ)焊金屬占比大，斷裂發(fā)生在承擔(dān)主要塑性變形的補(bǔ)焊區(qū)，補(bǔ)焊區(qū)位錯(cuò)增殖，密度增加導(dǎo)致強(qiáng)烈的加工硬化，焊縫金屬的塑性變形能力嚴(yán)重消耗，金屬“變脆”，因此相比前兩者，拉伸斷口表現(xiàn)部分脆斷特征，即頸縮減小且斷口收縮率降低明顯(44%)，微觀上則表現(xiàn)出解理河流花樣+韌窩復(fù)合型斷口特征。圖11為550 ℃時(shí)拉伸試樣的外觀與宏觀斷口及斷口形貌。相比而言，如圖11所示的550 ℃下拉伸試樣則均斷裂于OWZ，且RWZ表面的滑移特征也不如室溫下表現(xiàn)得明顯，即使是填充量最大的3#試樣亦斷裂于OWZ。這說(shuō)明高溫下RWZ可開動(dòng)的滑移系增多，焊縫金屬塑性變形能力進(jìn)一步提高，其變形能力能夠支撐至OWZ內(nèi)部微裂紋積聚擴(kuò)展至斷裂。

圖10 室溫拉伸試樣的外觀與宏觀斷口(1)以及斷口SEM形貌(2)(a)1#;(b)2#;(c)3#Fig.10 Appearance and macro fracture (1) and SEM morphologies of fracture (2) of tensile specimens at 25 ℃ (a)1#;(b)2#;(c)3#

圖11 550 ℃時(shí)拉伸試樣的外觀與宏觀斷口(1)及斷口形貌(2)(a)1#;(b)2#;(c)3#Fig.11 Appearance and macro fracture (1) and fracture morphologies (2) of tensile specimens at 550 ℃ (a)1#;(b)2#;(c)3#

2.2.2 沖擊實(shí)驗(yàn)

補(bǔ)焊后焊接接頭沖擊韌性會(huì)隨填充量變化而改變，分別測(cè)試了RWZ焊縫(WM)、RWZ熔合線(FL)和OWZ側(cè)熔合線外2 mm處(FL+2)室溫條件下的沖擊韌性，比較得出補(bǔ)焊填充量對(duì)焊接接頭沖擊韌性的影響規(guī)律，結(jié)果如圖12所示，焊縫沖擊功分別為101.3,104.0,103.0 J，差別較小，這說(shuō)明焊縫填充量對(duì)RWZ焊縫金屬?zèng)_擊功的影響幾乎為零。但當(dāng)填充量由小至大時(shí)，補(bǔ)焊熔合線區(qū)分別為70.3,100.3,104.3 J，熔合線外2 mm分別為51.7,76.3,103.7 J，即1#補(bǔ)焊焊縫FL,FL+2沖擊韌性最低，3#最高。這是由熔合線及熔合線外2 mm處局部高強(qiáng)度、低塑性和材料的拘束效應(yīng)造成的，隨著填充量的增加，F(xiàn)L和FL+2 mm處沖擊韌性整體提高，這是因?yàn)镽WZ占接頭比例提高，拘束效應(yīng)對(duì)RWZ的影響相對(duì)減小。另外，坡口尺寸的增加使越來(lái)越多的奧氏體化元素?cái)U(kuò)散到OWZ側(cè)，使得靠近熔合線處的組織以穩(wěn)定的A存在，所以當(dāng)裂紋靠近補(bǔ)焊區(qū)焊縫時(shí)，裂紋尖端前的大塑性變形主要發(fā)生在沖擊韌性較高的焊縫中，裂紋擴(kuò)展消耗能量多，使該區(qū)域的沖擊韌性提高。

圖12 不同填充量下補(bǔ)焊接頭各位置夏比沖擊功Fig.12 Charpy impact energy at each position of repair welding joints under different filler amounts

2.2.3 硬度實(shí)驗(yàn)

焊接接頭硬度是焊縫重要的力學(xué)性能之一，是判斷能否在原環(huán)境中服役的重要指標(biāo)。圖13(a)～(c)為實(shí)驗(yàn)后不同填充量下接頭硬度分布圖，焊接接頭整體均呈現(xiàn)OWZ硬度高于RWZ的特點(diǎn)，OWZ平均硬度均為380HV左右，但RWZ隨補(bǔ)焊坡口的不同有一定區(qū)別：當(dāng)坡口深度為6.5 mm時(shí)，RWZ平均硬度為322HV；當(dāng)坡口深度為13 mm時(shí)，RWZ平均硬度為263HV；當(dāng)坡口深度為19.5 mm時(shí)，RWZ平均硬度為345HV，補(bǔ)焊區(qū)焊縫金屬呈現(xiàn)出隨填充量增大，整體硬度顯示出如圖13(d)所示的先減小后增大的特點(diǎn)。

1#試樣相對(duì)2#試樣RWZ硬度較高的原因類似于前文提到的小填充量試樣補(bǔ)焊焊縫熔合區(qū)沖擊韌性差，即焊縫受熔合線處局部高強(qiáng)度、低塑性和拘束效應(yīng)影響顯著，1#試樣坡口窄，拘束作用對(duì)焊縫金屬影響較大，因此1#試樣硬度更高。相應(yīng)的，2#試樣平均硬度小正是由于填充量增大后RWZ在焊接接頭截面占比提高，拘束效應(yīng)相對(duì)減小，硬度下降。

圖13 不同填充量下全焊縫硬度分布圖(a)1#;(b)2#;(c)3#；(d)補(bǔ)焊焊縫平均硬度變化Fig.13 Hardness distribution of the whole repair welding joints under different filler amounts(a)1#;(b)2#;(c)3#；(d)average hardness variation of the repair welds

圖14 析出相統(tǒng)計(jì)選取的視場(chǎng)及統(tǒng)計(jì)結(jié)果(a)析出相統(tǒng)計(jì)位置；(b)析出相粒徑分布Fig.14 Selected field of view and statistical results of precipitates(a)location of counting precipitates；(b)size distribution of precipitates

采用Photoshop2020和Image Pro Plus軟件統(tǒng)計(jì)圖14(a)所示試樣中三個(gè)藍(lán)色矩形視場(chǎng)下析出相粒徑大小和數(shù)量，其中紅線為硬度測(cè)試位置。粒徑分布結(jié)果如圖14(b)所示，3#試樣中析出相面積大于5 μm2的數(shù)量占比(10.3%)遠(yuǎn)高于1#,2#試樣(5.3%,5.4%)，而這些析出相多為前文提到的高硬度碳化物、金屬間化合物，這些大尺寸第二相對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙作用更高，使得3#試樣RWZ整體硬度提高。隨著RWZ填充量的增加，RWZ在接頭占比不斷提高，合金元素大量增加，焊縫中Ni,Cr,Mn等元素脫溶析出，造成偏析，有利于析出相的形核、生長(zhǎng)，因此3#試樣中三個(gè)視場(chǎng)下總計(jì)析出相數(shù)量也是最多的(843個(gè))，遠(yuǎn)高于1#,2#試樣(582,615個(gè))。張驍勇等[20]采用焊接熱模擬法研究了熱輸入對(duì)X80焊管焊縫組織與性能的影響，發(fā)現(xiàn)熱輸入增大會(huì)使焊縫組織粗化，元素偏析更為嚴(yán)重，焊縫脆硬性升高。本研究中填充量升高使焊道數(shù)目增多，RWZ中總熱輸入增大也是析出相尺寸增大的原因之一。析出相數(shù)量增多，尤其是大尺寸(>5 μm2)的析出物增多使焊縫金屬的彌散強(qiáng)化效應(yīng)加強(qiáng)，這是2#到3#RWZ平均硬度提高的主要原因。

3 結(jié)論

(1)補(bǔ)焊焊縫金屬均由A凝固模式下的奧氏體胞狀樹枝晶及第二相析出物組成，第二相主要組成為MC,M23C6及復(fù)合型氧化物夾雜。補(bǔ)焊焊縫熔合區(qū)附近組織為AF凝固模式下的A固溶體及存在于胞晶晶界和枝晶晶界的共晶鐵素體組成，導(dǎo)致焊縫與熔合線組織凝固模式差異的主要原因在于熔合線附近熔池冷速快，溫度梯度大，使凝固結(jié)晶液態(tài)前沿液相一側(cè)的成分過(guò)冷區(qū)間很窄，因而有利于液態(tài)以胞狀晶生長(zhǎng)。

(2)填充量增加對(duì)接頭抗拉強(qiáng)度影響不大，但使屈服強(qiáng)度減小，屈服強(qiáng)度大幅降低出現(xiàn)在填充量由6.5 mm上升至13 mm時(shí)，其室溫屈服強(qiáng)度由571 MPa降低至470 MPa，550 ℃時(shí)屈服強(qiáng)度由436 MPa降低到369 MPa；此后屈服強(qiáng)度隨坡口加深繼續(xù)降低。這是因?yàn)楫愘|(zhì)合金連接后拉伸變形主要由塑性好的材料承擔(dān)。補(bǔ)焊區(qū)沖擊韌性隨填充量升高而升高，坡口深度由6.5 mm上升至19.5 mm過(guò)程中熔合線處沖擊功由70.3 J升高至104.3 J，熔合線外2 mm處沖擊功由51.7 J升高至103.7 J。補(bǔ)焊焊縫硬度則呈現(xiàn)隨填充量的增加先增大后減小(322,263,345HV)的特點(diǎn)，這與補(bǔ)焊焊縫所受拘束作用先強(qiáng)后弱，而析出相數(shù)量與尺寸逐漸增多、變大，造成的彌散強(qiáng)化作用不斷加強(qiáng)有關(guān)。

(3)采用NiCrFe焊材、冷補(bǔ)焊工藝適應(yīng)性良好，修復(fù)后的接頭可達(dá)到或高于母材使用標(biāo)準(zhǔn)。焊接參數(shù)控制嚴(yán)格的情況下，采用NiCrFe型焊條進(jìn)行冷補(bǔ)焊可應(yīng)用于耐熱鋼異形構(gòu)件裂紋修復(fù)，延長(zhǎng)構(gòu)件使用壽命。