T91 耐熱鋼激光焊和鎢極氬弧焊接頭組織及力學(xué)性能研究

丁煜瀚， 唐 彬， 李 芳， 華學(xué)明， 沈 忱

（1. 上海交通大學(xué) 上海市激光制造及材料表面改性重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 上海 200240；2. 上海電力股份有限公司吳涇熱電廠， 上海 200241；3. 上海吳涇電力工程有限責(zé)任公司， 上海 200241）

0 前 言

T91 是在P91 耐熱鋼 （9Cr1MoVNb） 基礎(chǔ)上添加微量合金元素并控制氮含量得到的新型耐熱鋼， 是一種蠕變?cè)鰪?qiáng)馬氏體鐵素體鋼[1-2]。T91 鋼具有良好的力學(xué)性能和高溫下穩(wěn)定的微觀組織結(jié)構(gòu)， 是疲勞加載和蠕變暴露條件下最可靠的材料之一[3-4]。 此外， 其還具有較高的抗氧化性、 抗應(yīng)力腐蝕開裂性和足夠的斷裂韌性。 這些優(yōu)良的性能使T91 鋼成為最通用的高溫應(yīng)用材料之一[5-8]。 目前廣泛應(yīng)用于亞臨界和超臨界核電站的再熱器、 過熱器集箱， 以及蒸汽管道中[9-10]。

在采用鎢極氬弧焊 （GTAW） 時(shí)， 焊接的坡口和尺寸精度要求高， 同時(shí)， 接頭的裝配和定位焊接技術(shù)難度較高。 在預(yù)熱200 ℃以下焊接時(shí)，采用手工鎢極氬弧焊在接頭的表面或內(nèi)部都容易產(chǎn)生裂紋， 具有較大的冷裂傾向[11]。 而激光焊（LW） 可以獲得高質(zhì)量的接頭強(qiáng)度和較大的深寬比， 焊接過程中不用采用多道成型， 焊接效率高。 Shanmugarajan 等[12]進(jìn)行了9Cr-1Mo （P91）鋼的激光焊接， 試驗(yàn)結(jié)果表明， 由于顯微組織較細(xì)， 激光焊縫的室溫沖擊韌性優(yōu)于母材。 同時(shí)，Shanmugarajan[13]對(duì)Cr-Mo-W-V-Nb 鋼 的 激 光 焊接接頭進(jìn)行研究， 結(jié)果發(fā)現(xiàn)接頭實(shí)現(xiàn)了良好的熔合和完全滲透， 沒有出現(xiàn)焊接缺陷。 焊接接頭中在細(xì)晶熱影響區(qū) （FGHAZ） 和基材 （BM）界面沒有觀察到明顯的軟化， 激光焊接接頭在760 ℃保溫3 h 后具有優(yōu)良的室溫和高溫力學(xué)性能， 并且拉伸失效總是發(fā)生在母材， 遠(yuǎn)離焊縫和HAZ。

本研究通過使用LW 工藝與填絲GTAW 工藝對(duì)T91 耐熱鋼進(jìn)行對(duì)接焊， 并進(jìn)行相應(yīng)焊縫的組織表征與性能測(cè)試， 對(duì)比研究?jī)煞N焊接工藝獲得的T91 耐熱鋼焊縫組織與性能差異， 為進(jìn)一步制定和優(yōu)化T91 耐熱鋼管的焊接工藝提供理論依據(jù)。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 焊接試驗(yàn)

試驗(yàn)采用直徑51 mm、 壁厚4 mm 的T91鋼管， 其化學(xué)成分見表1。 T91 耐熱鋼微觀組織如圖1 所示， 從圖1 可以看出， T91 鋼具有典型的回火板條馬氏體組織， 其中較粗的碳化物 （M23C6） 沿前奧氏體晶界和馬氏體包塊晶界析出， 細(xì)小的析出物則均勻分散在馬氏體板條內(nèi)。

表1 T91 耐熱鋼化學(xué)成分 %

圖1 T91 耐熱鋼微觀組織

在T91 鋼管焊接過程中， 采用陶瓷加熱毯對(duì)焊縫進(jìn)行150 ℃焊前預(yù)熱， 時(shí)長(zhǎng)30 min。 焊接中使用LW 工藝的意義就在于無需復(fù)雜的焊接坡口設(shè)計(jì)， 且得益于LW 自身熔深較好的特性， 可在無填絲條件下完成窄間隙單面焊雙面成形。 所以試驗(yàn)中LW 工藝采用不開坡口的無填絲自熔焊， 焊縫設(shè)置如圖2 （a） 所示， 焊前使用丙酮對(duì)焊縫進(jìn)行表面清理并精確組對(duì)，LW 焊接工藝參數(shù)見表2。 激光焊接試驗(yàn)裝置如圖2 （b） 所示， 激光頭固定在支架上， T91鋼管固定在三爪卡盤上勻速旋轉(zhuǎn)。 在焊接過程中激光熱源直接對(duì)焊縫一次性熔透完成焊接。激光器型號(hào)為恩耐公司CFL 6000W-200， 激光頭準(zhǔn)直與聚焦焦距為C150 mm/F300 mm。

本研究中GTAW 工藝采用當(dāng)前T91 耐熱鋼管焊接普遍采用的V 形焊接坡口與工藝設(shè)置。焊縫坡口尺寸與焊接位置如圖3 所示， 相應(yīng)GTAW 參數(shù)見表3。 在焊接過程中， GTAW 電弧先對(duì)焊縫坡口鈍邊處進(jìn)行第一道填絲焊， 完成之后再對(duì)坡口部分進(jìn)行第二道GTAW 填絲焊完成焊接， 兩道次焊接使用相同的GTAW參數(shù)。 GTAW 填絲焊使用的填材為Φ2.4 mm TGS-9cb 焊絲， 其成分見表4。

圖2 T91 耐熱鋼管LW 對(duì)接焊縫示意圖及試驗(yàn)裝置

圖3 T91 耐熱鋼管GTAW 對(duì)接焊縫坡口示意圖

表3 GTAW 焊接工藝參數(shù)

表4 TGS-9cb 焊絲化學(xué)成分 %

本研究對(duì)T91 耐熱鋼管焊縫進(jìn)行了760 ℃保溫2 h， 并隨爐冷卻的后熱回火處理， 旨在一定程度上降低焊縫殘余應(yīng)力， 同時(shí)細(xì)化焊縫組織并調(diào)控M23C6碳化物的析出與分布。

1.2 組織分析與力學(xué)性能試驗(yàn)

組織分析方面， 熱處理后的LW 焊接接頭與GTAW 焊接接頭在截面取樣、 拋光、 腐蝕（氯化鐵∶鹽酸∶水=3∶10∶100， 腐蝕時(shí)間8～10 s）之后使用OLYMPUS-CK40M 光學(xué)顯微鏡進(jìn)行微觀組織分析。 焊縫截面硬度使用維氏硬度儀進(jìn)行測(cè)量， 壓頭壓力為500 N， 壓力時(shí)間為15 s。硬度測(cè)量點(diǎn)位置如圖4 所示， LW 與GTAW 對(duì)接焊縫試樣硬度點(diǎn)均沿母材中心排布， 測(cè)試點(diǎn)間距為0.2 mm。

圖4 硬度測(cè)量點(diǎn)分布示意圖

拉伸試驗(yàn)使用Zwick Z100 力學(xué)試驗(yàn)機(jī)， 板狀拉伸試樣尺寸依據(jù)ASTM-E8 標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行加工，試樣標(biāo)距段尺寸為24 mm。 取樣位置包括焊縫與母材， 焊縫試樣具體取樣位置如圖5 所示。室溫拉伸速率為1 mm/min。 試樣的高溫性能在600 ℃下以0.02 mm/min 拉伸速率進(jìn)行測(cè)試。 拉伸斷口使用LaB6 掃描電鏡 （SEM） 進(jìn)行分析。

圖5 焊縫拉伸試樣和沖擊試樣取樣位置

沖擊試驗(yàn)使用SUNS-PTM2200-D1 擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行， 沖擊位置包括焊縫金屬、 熱影響區(qū)及母材， 試驗(yàn)溫度為室溫， 沖擊試樣尺寸依據(jù)GB/T 229—2007 標(biāo)準(zhǔn)制備， 由于管子壁厚僅有4 mm， 故采用半尺寸試樣進(jìn)行測(cè)試，試樣尺寸為55 mm×10 mm×2.5 mm， 取樣位置如圖5 所示。 沖擊斷口使用Vega LaB6-SEM進(jìn)行分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊縫組織形貌表征

LW 焊接接頭與GTAW 焊接接頭宏觀組織形貌如圖6 所示。 兩種工藝焊縫對(duì)比可知， LW接頭熔化區(qū)較窄， 而GTAW 接頭熔化區(qū)較寬。這是由于GTAW 是多層多道焊接， 焊接熱輸入大， 熔化區(qū)較寬， 熱影響區(qū)也比LW 接頭寬，而LW 焊接熱量集中且是單道成型。

圖6 T91 耐熱鋼對(duì)接焊縫宏觀形貌

LW 焊接接頭與GTAW 焊接接頭對(duì)應(yīng)位置（焊縫、 熔合線、 熱影響區(qū)） 微觀組織形貌如圖7所示。 兩種焊接工藝焊接接頭經(jīng)過760 ℃回火后，組織中的板條馬氏體發(fā)生了多邊化回復(fù)， 均為回火馬氏體組織， 針狀鐵素體在回火過程中合并長(zhǎng)大， 碳化物沿塊狀鐵素體分布， 形成針狀組織（圖7 中所示）， 碳化物集中分布會(huì)降低焊縫的力學(xué)性能。 組織中的碳化物呈彌散分布狀， 阻擾了晶粒的長(zhǎng)大和位錯(cuò)的移動(dòng)， 保持了LW 焊接接頭和GTAW 焊接接頭力學(xué)性能的穩(wěn)定性。 LW 熱影響區(qū)比GTAW 熱影響小， 其晶粒比焊縫組織晶粒粗大， 由于GTAW 在焊接過程中為多層多道焊， 熱影響區(qū)晶粒更為粗大， 組織以回火馬氏體為主。

圖7 T91 耐熱鋼焊接接頭微觀組織形貌

2.2 硬度與拉伸試驗(yàn)結(jié)果

圖8 LW 焊接接頭和GTAW 焊接接頭硬度分布圖

LW 焊接接頭和GTAW 焊接接頭顯微硬度如圖8 所示。 LW 焊接熱量集中且是單道成型， 焊縫寬度較窄， 硬度值約為230HV。 而GTAW 為多層焊接， 焊接熱輸入大， 焊縫寬度較大。GTAW 焊接過程中， 第二層焊接會(huì)對(duì)第一層焊道產(chǎn)生回火作用， 回火具有軟化作用， 焊縫硬度值較LW 焊縫低， 由于多層熱作用， GTAW 焊縫組織呈不均勻性， 焊縫區(qū)的硬度存在一定的起伏。LW 熱影響區(qū)變化不明顯， 比GTAW 熱影響區(qū)小， 熱影響區(qū)的晶粒比焊縫組織晶粒大； GTAW在焊接過程中為多層多道焊， 熱影響區(qū)晶粒更為粗大， 組織以回火馬氏體為主， 因此硬度值也較高， 約為210HV。

焊接接頭室溫拉伸試樣斷裂位置及強(qiáng)度如圖9 所示。 圖9 （a） 為L(zhǎng)W 焊接接頭常溫拉伸斷裂位置， 圖9 （b） 為GTAW 焊接接頭常溫拉伸斷裂位置， LW 接頭拉伸試樣均斷裂在母材， 而GTAW 接頭試樣斷裂在焊縫區(qū)域。 常溫拉伸性能如圖9 （c） 所示， 可以看到， LW 接頭的平均抗拉強(qiáng)度為550 MPa， 斷裂位置在母材。 GTAW 接頭的平均抗拉強(qiáng)度為549 MPa，但是斷裂位置發(fā)生在焊縫。

常溫拉伸斷口形貌如圖10 所示， 兩種工藝條件下， LW 接頭試樣斷裂在母材， 斷口存在大量韌窩， 為典型的塑性斷裂； GTAW 斷裂發(fā)生在焊縫， 韌窩較圖10 （a） 偏小， 且斷口表面存在少量河流花樣， 具有部分脆性斷裂特征。 由組織分析可知， GTAW 受多次熱作用影響， 組織呈現(xiàn)不均勻性， 導(dǎo)致焊縫強(qiáng)度降低，因此斷裂發(fā)生在焊縫。 LW 接頭和GTAW 接頭高溫拉伸結(jié)果見表5， 兩種焊接工藝在600 ℃下的高溫拉伸斷裂均發(fā)生在母材， 高溫抗拉強(qiáng)度分別為195 MPa 和192 MPa， 與母材的高溫拉伸強(qiáng)度一致， 表明兩種工藝的焊接接頭在600 ℃下具有良好的高溫穩(wěn)定性能。

圖9 焊接接頭室溫拉伸試樣斷裂位置及強(qiáng)度

圖10 T91 焊縫室溫拉伸斷口形貌

表5 T91 焊接接頭的高溫拉伸性能

2.3 室溫沖擊試驗(yàn)結(jié)果

沖擊試驗(yàn)結(jié)果采用多組試樣取平均值， 試驗(yàn)結(jié)果見表6。 從表6 可以看出， 兩種工藝接頭焊縫位置和熱影響區(qū)的沖擊功均高于母材， 表明接頭具有良好的沖擊韌性， 均滿足使用要求。GTAW 接頭和LW 接頭的WZ 沖擊功分別為146.9 J 和168.9 J， LW 沖擊功高于GTAW， 這是由于LW 過程中， 焊縫區(qū)的晶粒較GTAW 細(xì)小， 因此沖擊韌性更高。 同時(shí)， 對(duì)沖擊斷口進(jìn)行SEM 分析， 結(jié)果如圖11 所示， 斷口均是韌窩，說明兩種接頭都具有良好的沖擊韌性。 LW 焊縫在強(qiáng)度與沖擊韌性方面略優(yōu)于GTAW 焊縫。

表6 T91 耐熱鋼兩種工藝焊接接頭沖擊試驗(yàn)結(jié)果

圖11 T91 耐熱鋼焊縫室溫沖擊斷口形貌

3 結(jié) 論

（1） 采用激光焊與鎢極氬弧對(duì)4 mm 厚度的T91 耐熱鋼進(jìn)行焊接， 接頭經(jīng)760 ℃焊后熱處理， 接頭組織為回火馬氏體， 且焊縫金屬有隱針狀物質(zhì)析出。 LW 熱影響區(qū)比GTAW 熱影響區(qū)小， 其晶粒比焊縫組織晶粒粗大， 由于GTAW在焊接過程中為多層多道焊， 熱影響區(qū)晶粒更為粗大， 組織以回火馬氏體為主。

（2） 常溫下LW 接頭與GTAW 接頭抗拉強(qiáng)度差別不大， 與母材強(qiáng)度接近， 但是斷裂位置不同， LW 接頭在母材處斷裂， GTAW 接頭在焊縫處斷裂。 LW 接頭和GTAW 接頭在600 ℃下的高溫拉伸斷裂均發(fā)生在母材， 高溫拉伸強(qiáng)度分別為195 MPa 和192 MPa， 具有良好的高溫穩(wěn)定性能。

（3） LW 接頭和GTAW 接頭焊縫和熱影響區(qū)的沖擊功均高于母材， 接頭具有良好的沖擊韌性。

（4） 激光焊可以大大提高生產(chǎn)效率， 且易于實(shí)現(xiàn)自動(dòng)化焊接。