屈超雄 余小兵 鄧廷宇 胡名星 梁天勤

(二重(德陽)重型裝備有限公司,四川 德陽 618000)

316LN是在標準300系列316L不銹鋼中,加入質(zhì)量分數(shù)0.10%～0.16%氮的一種低碳、控氮型奧氏體不銹鋼。氮在很多金屬材料中被視為雜質(zhì)成分存在,但作為強力的固溶強化元素,僅加入質(zhì)量分數(shù)0.15%的氮就能顯著增加奧氏體不銹鋼的強度,低溫時氮在奧氏體不銹鋼中的強化效應(yīng)更加顯著[1]。因此,316LN在很多低溫、高強結(jié)構(gòu)中使用,如核電主管道[2]、核聚變反應(yīng)堆磁體系統(tǒng)[3]。但在低溫、重載的復(fù)雜受力條件下,也對316LN焊接接頭超低溫環(huán)境中的強度、韌性有較高的要求,如超導(dǎo)聚變堆設(shè)計要求磁體支撐結(jié)構(gòu)金屬在液氮溫度下夏比沖擊吸收能量平均不低于85 J,單個不得低于70 J[4]。

在超低溫應(yīng)用場合中,為獲得更高的316LN焊接接頭強度、韌塑性性能,一般會采用熔池保護效果更好的TIG焊。但相較于手工電弧焊、埋弧焊等焊接方法,TIG焊存在焊接效率低的缺點。本文通過TIG焊熱輸入?yún)?shù)對比試驗,研究不同熱輸入?yún)?shù)對焊接接頭性能的影響,在保證316LN焊接接頭強度與韌塑性性能的情況下,合理提升焊接熱輸入,提高TIG熔覆焊接效率。

1 試驗材料

1.1 焊接母材

焊接試驗?zāi)覆臑?16LN不銹鋼鍛件,母材化學(xué)成分要求如表1所示。試板尺寸30 mm×200 mm×350 mm,加工制備成2 mm鈍邊階梯狀U型單面對接坡口,如圖1所示。

圖1 試板坡口型式

表1 母材化學(xué)成分要求(質(zhì)量分數(shù),%)

母材微觀組織為純奧氏體組織,呈典型的鍛件板塊狀結(jié)構(gòu),如圖2所示。

圖2 母材微觀組織

1.2 焊接材料

不銹鋼的焊接材料主要有藥芯焊條、埋弧焊絲和焊劑、實芯焊絲以及藥芯焊絲。選擇以TIG焊進行焊接時,選用的焊材型式一般為實芯焊絲和藥芯焊絲。藥芯焊絲屬于渣氣聯(lián)合保護,焊縫保護效果較好,但焊后焊縫正、背面均需要清渣,在實際焊接過程中遇到坡口較深的焊縫時,焊渣很難清理干凈,如超導(dǎo)聚變堆設(shè)計要求磁體支撐結(jié)構(gòu)中就有許多焊縫深度超過100 mm的深坡口。另外,正常焊接過程中,藥芯焊絲熔渣陷落于熔池中而成為非金屬夾雜物的機會較少,但藥芯反應(yīng)過程中熔池內(nèi)部因冶金反應(yīng)形成的氧化物、硫化物等顆粒,不同于熔渣,因其本身理化特性及浮出條件的差別,有的能夠順利排出至熔渣中,有的未能及時排出而成為焊縫金屬中的夾雜物。這些焊縫“內(nèi)生”夾雜物,如SiO2、Al2O3等氧化物夾雜在組織中相對尺寸大,并且質(zhì)地堅硬,在破壞性試驗過程中極易產(chǎn)生應(yīng)力集中成為裂紋源,進而降低沖擊韌性[5]。綜合分析,采用實芯焊絲進行焊接,并初步選擇ER317L實芯焊絲作為焊接材料,其焊絲檢測化學(xué)成分如表2所示。

表2 焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù),%)

316LN屬于奧氏體不銹鋼,選取合適焊接材料進行焊接時,焊縫金屬組織一般以奧氏體組織為主。但受焊接熔池化學(xué)成分及凝固方式的影響,也會出現(xiàn)δ鐵素體殘留。在進行破壞性試驗時,在沖擊載荷的作用下,應(yīng)力容易在δ鐵素體與奧氏體的界面處集中并導(dǎo)致裂紋萌生[6]。因此,為最大程度提高焊縫金屬低溫韌性性能,期望焊縫金屬鐵素體含量盡可能低,或全部為奧氏體組織。

按焊絲檢測化學(xué)成分,計算所選焊絲Nieq、Creq：

Nieq=Ni+30C+(N-0.045)×30+0.87=25.37

Creq=Cr+Mo+1.5Si+0.5Nb=23.825

根據(jù)Espy修改的Schaeffler相組分圖進行分析[1],焊縫金屬應(yīng)為100%奧氏體組織,符合預(yù)期要求,確認選擇ER317L作為試驗焊接材料。

2 試驗方法與參數(shù)

2.1 試驗方法

300系列奧氏體不銹鋼具有優(yōu)良的焊接性,幾乎所有熔焊方法和部分壓焊方法都獲得良好的焊接接頭,從經(jīng)濟、技術(shù)性等方面考慮,常用的有手工電弧焊、氬弧焊、氣體保護焊、埋弧焊、等離子弧焊以及激光焊等。但從焊接性上考慮,TIG焊接過程穩(wěn)定,總體焊接熱輸入較低,氬氣保護焊接熔池,使被焊金屬及焊材中的合金元素不易燒損,更適合高性能要求不銹鋼的焊接。

手工TIG焊時,由于手工TIG焊槍套筒結(jié)構(gòu)尺寸所限,為保證良好的電弧可達性,一般需要對接狀態(tài)60°以上坡口角度,并且手工TIG焊接時焊接速度不穩(wěn)定,影響焊接熱輸入量的確定。因此,試驗采用窄間隙自動TIG進行焊接,不僅可以精確控制焊接參數(shù),較小窄間隙坡口開口度,配合設(shè)備保護罩等結(jié)構(gòu),還能對熔池產(chǎn)生更佳的熔池保護效果。

2.2 試驗參數(shù)及過程要求

焊前采用環(huán)保碳氫清洗劑處理坡口及兩側(cè)50 mm區(qū)域范圍,充分去除焊接區(qū)域油污、雜質(zhì),并使用壓縮空氣吹掃清理。試板無間隙裝配對接,預(yù)設(shè)5 mm焊接反變形,剛性工裝固定試板,并按表3參數(shù),采用SNC-PC600窄間隙熱絲TIG焊機,分別焊接3塊對比試驗試板。

表3 焊接試驗參數(shù)

表3中采用較低的電流、電壓對3塊對比試板進行打底焊接,并使用不同的過程參數(shù)對試板坡口進行填充、蓋面,分別完成最大熱輸入1.5 kJ/mm、2.0 kJ/mm、2.8 kJ/mm對比組試板焊接,設(shè)置適當?shù)碾娏髅}沖,配合窄間隙自動焊鎢極擺動,確保焊縫側(cè)邊融合。焊縫背面采用無鐵基不銹鋼砂輪片打磨清根,并封底焊接。焊接全過程控制層間溫度≤150℃,逐層清理焊縫層間雜質(zhì)。

2.3 焊后處理

有研究表明焊態(tài)和760℃熱處理條件下,316LN焊接接頭性能均展現(xiàn)良好的理化性能,焊后熱處理雖然不會對焊接接頭強度性能產(chǎn)生顯著影響,但對焊接接頭進行焊后熱處理可以改善接頭的應(yīng)力狀態(tài),降低焊接接頭內(nèi)部的殘余應(yīng)力,從而對提高焊接接頭塑性性能與接頭沖擊韌性有幫助[7]。但700～900℃時,奧氏體不銹鋼極易沿晶界快速析出碳化物,若熱處理過程溫度參數(shù)控制不佳,在該溫度區(qū)間停留時間過長,在晶界析出的碳化物將導(dǎo)致晶間腐蝕。

為在降低焊接接頭殘余應(yīng)力的情況下,減小焊后熱處理帶來的風(fēng)險,決定在常溫狀態(tài)下,采用振動時效對試板進行焊后處理,振動時效峰值頻率80 Hz、轉(zhuǎn)速5000 r/min。利用振動時效時共振條件下對金屬構(gòu)件施加的循環(huán)動應(yīng)力作用,在構(gòu)件高殘應(yīng)力區(qū),激振應(yīng)力與構(gòu)件中的殘余應(yīng)力疊加,使晶體發(fā)生微觀位錯變形[8],從而實現(xiàn)降低焊接接頭殘余應(yīng)力的目的。

2.4 試件取樣

A、B、C三塊試板焊接完成后,分別在焊態(tài)條件下制作焊縫金屬的夏比V型沖擊試樣,在焊縫中心位置隨機取樣三處,試樣垂直于焊縫,缺口開在焊縫中心。制作焊縫金屬的拉伸試樣,試樣和焊縫垂直,試樣上的焊縫應(yīng)位于試樣的中心處,每塊試板取樣一處。制作焊縫金屬的彎曲試樣,試樣和焊縫垂直,試樣上的焊縫應(yīng)位于試樣的中心處,每塊試板取樣一處。制作高倍組織試樣,垂直于焊縫取樣,并覆蓋焊縫熔覆金屬和焊縫兩側(cè)的熱影響區(qū)。

3 試驗結(jié)果及分析

3.1 沖擊試驗結(jié)果

從試板A、B、C的焊縫、熱影響區(qū)、母材分別取樣,制作沖擊試樣,采用微機控制電液伺服萬能試驗機,進行77 K沖擊試驗,試驗結(jié)果對比情況如表4。

表4 77 K沖擊試驗結(jié)果

根據(jù)試驗結(jié)果,試板A、B、C母材呈現(xiàn)良好的沖擊韌性性能,77 K沖擊吸收能量均在380 J以上,典型值在385～395 J之間,3件試板母材沖擊韌性性能基本接近。隨著焊接熱輸入的增加,試板A、B、C焊縫及焊縫熱影響區(qū)77 K沖擊吸收能量總體呈下降趨勢,但焊縫沖擊吸收能量平均值相差僅5 J,且焊接熱輸入最低的試板A與焊接熱輸入最高的試板C,均存在最低103 J試驗沖擊值。因此,試驗熱輸入?yún)^(qū)間范圍,雖然焊接接頭沖擊韌性性能總體呈下降趨勢,但差異不大。

3.2 力學(xué)性能試驗結(jié)果

制備的拉伸及彎曲試樣,在室溫下進行試驗,試驗結(jié)果對比情況如表5所示。

表5 室溫拉伸及彎曲試驗結(jié)果

3種不同焊接熱輸入試板室溫拉伸性能均高于GB/T 24511—2017中對應(yīng)材料強度、斷后伸長率要求值,焊接接頭室溫塑性性能良好,彎曲試驗均未見有裂紋產(chǎn)生。3件試板室溫拉伸試驗數(shù)據(jù)接近,雖然高熱輸入量的試驗組強度及韌性性能略高于低熱輸入的試驗組,但未超出一般情況下母材組織、化學(xué)成分、檢驗檢測等因素波動差異導(dǎo)致的偏差。

3.3 微觀組織

3種不同焊接熱輸入試板的焊縫微觀組織如圖3所示,同時采用MP-30鐵素體測量儀通過磁性法檢測焊縫金屬鐵素體情況如表6所示。

(a)試板A熔合區(qū) (b)試板A焊縫 (c)試板B熔合區(qū)

表6 焊縫鐵素體檢測結(jié)果

由圖3可見,試件A、B、C焊接接頭母材、熱影響區(qū)及焊縫均為典型奧氏體組織。

試件熔合區(qū)金相組織方面,試件A、B、C金相照片中可清晰分辨焊縫與母材邊界,對比其中熱影響區(qū)母材與圖2母材組織晶粒,3種試驗熱輸入條件均未導(dǎo)致明顯的母材熱影響區(qū)晶粒組織過大。

試件焊縫區(qū)金相組織方面,試件A、B、C焊縫區(qū)微觀組織呈現(xiàn)清晰的奧氏體胞狀晶和枝晶組織,是典型的焊縫熔池奧氏體模式凝固時形成的組織形態(tài),微觀金相組織中均未見明顯的鐵素體,與焊接材料選擇時預(yù)測的焊縫金屬組織一致。但采用MP-30鐵素體測量儀通過磁性法仍可檢測出少量鐵素體,按Schaeffler相組分圖計算分析,雖然推測焊縫金屬組織為全奧氏體組織,但焊縫金屬Creq偏高,靠近鐵素體組織生成相圖區(qū)域,推測凝固時Cr、Mo等鐵素體形成元素在胞狀晶和枝晶邊界偏析,造成局部化學(xué)成分不均,產(chǎn)生少量鐵素體。因此,焊縫區(qū)微觀組織為近乎純奧氏體組織,并以胞狀晶、柱狀晶為主,為焊縫金屬提供了韌塑性保障,并且試件A、B、C焊縫區(qū)微觀組織晶粒、形態(tài)接近,與焊縫接頭力學(xué)性能、沖擊吸收能量數(shù)值接近的試驗結(jié)果相印證。

4 結(jié)論

(1)在熱輸入1.5～2.8 kJ/mm時,焊縫金屬77 K低溫沖擊總體下降,但下降幅度小,窄間隙自動TIG焊在該熱輸入范圍內(nèi)對焊縫低溫韌性性能影響較小。

(2)熱輸入1.5～2.8 kJ/mm范圍窄間隙自動TIG焊,焊縫及熱影響區(qū)組織基本一致,未出現(xiàn)焊接熱輸入增加后焊縫及熱影響區(qū)晶粒粗大現(xiàn)象,能夠滿足低溫條件下高韌性組織條件。

(3)2.8 kJ/mm焊接熱輸入下仍可獲得與1.5 kJ/mm熱輸入類似的77 K低溫韌性、常溫力學(xué)性能,因此合適的范圍內(nèi),可以通過提高熱輸入?yún)?shù)提高316LN材料TIG焊生產(chǎn)能效。