超級馬氏體不銹鋼焊絲MAG 焊熔敷金屬沖擊性能優(yōu)化

焦帥杰，王國佛，賈玉力，李向陽，楊玉亭，韓瑩

(1.哈爾濱焊接研究院有限公司,哈爾濱,150028；2.哈爾濱威爾焊接有限責(zé)任公司,哈爾濱,150028)

0 序言

超級馬氏體不銹鋼具有較高的強(qiáng)度、韌性以及良好的耐腐蝕性、抗空蝕性和焊接性等特點(diǎn)，近年來在大型水輪機(jī)制造業(yè)中得到廣泛應(yīng)用[1].超級馬氏體不銹鋼通常采用淬火+回火的熱處理工藝.超級馬氏體不銹鋼的淬火組織為淬火馬氏體和少量殘余奧氏體，回火組織為回火馬氏體和彌散分布于馬氏體基體中的逆變奧氏體[2].超級馬氏體不銹鋼焊接結(jié)構(gòu)的焊縫形成的淬火馬氏體呈現(xiàn)出高強(qiáng)低韌的特點(diǎn)，焊后回火熱處理能夠提高材料的韌性，降低焊縫和熱影響區(qū)的顯微硬度[3-4].回火過程中形成的逆變奧氏體組織，是超級馬氏體不銹鋼韌性提高的主要原因.

水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪是水電站的核心部件，目前大型水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪的材料大多采用超級馬氏體不銹鋼，轉(zhuǎn)輪的上冠、下環(huán)和葉片之間需要進(jìn)行大量的焊接.國產(chǎn)HS13/5L 焊絲相當(dāng)于AWS A5.9 ER410NiMo 實(shí)心焊絲，已成功替代進(jìn)口，廣泛用于三峽、白鶴灘等水電站的大型水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪的焊接.厚截面大型水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪的焊接通常采用傳統(tǒng)的多道次電弧焊工藝[5]，其中氬弧焊的焊接效率低下[6]，不適合在轉(zhuǎn)輪大厚度焊縫焊接中應(yīng)用，目前轉(zhuǎn)輪焊接大多采用熔化極活性氣體保護(hù)焊(metal active gas arc welding,MAG 焊).然而MAG 焊熔敷金屬的沖擊韌性不足母材的2/3，焊接接頭仍為水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪性能較薄弱的部位[7]，隨著中國水電事業(yè)的發(fā)展，更為嚴(yán)苛的工況條件會對水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪的沖擊性能提出更高的要求，所以有必要進(jìn)一步提高熔敷金屬的沖擊韌性.

裴沖等人[8]和牟淑坤等人[9]分別研究了橫焊與立焊、平焊與立焊位置下焊縫的組織和韌性，結(jié)果表明，不同焊接位置下焊縫的微觀組織、晶粒特征、焊接缺陷等方面可能存在差異，立焊位置下的焊縫具有更高的韌性.目前對于超級馬氏體不銹鋼焊接的研究主要集中在平焊位置，還未深入開展立焊位置的相關(guān)研究.為了探索能否通過改變焊接位置來優(yōu)化HS13/5L 焊絲MAG 焊熔敷金屬的沖擊性能，分別在平焊和立向上焊兩種位置下進(jìn)行熔敷金屬試驗(yàn)，研究焊接位置對其沖擊性能的影響規(guī)律，利用夏比沖擊試驗(yàn)、光學(xué)顯微鏡、X 射線衍射等方法分析其沖擊韌性和微觀組織，重點(diǎn)比較了兩種焊接位置熔敷金屬的相組成以及夾雜物特征的差異，最終在立向上焊位置下獲得了微觀組織基本相同、夾雜物含量較低的高韌性超級馬氏體不銹鋼熔敷金屬.未來大型水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪焊接結(jié)構(gòu)的韌性要求更高，研究成果將為高韌性轉(zhuǎn)輪接頭焊接工藝的制定提供借鑒.

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)采用焊絲為哈爾濱威爾焊接有限責(zé)任公司生產(chǎn)的HS13/5L 實(shí)心焊絲，焊絲直徑為1.2 mm.圖1 為平焊及立向上焊坡口示意圖.母材的材質(zhì)為Q235，尺寸為500 mm × 300 mm × 20 mm，V 形坡口的角度為45°，坡口根部間隙為18 mm，底板厚度為10 mm.使用HS13/5L 焊絲在坡口內(nèi)部兩側(cè)以及底板上表面各堆焊兩層過渡層.采用MAG 焊分別進(jìn)行平焊和立向上焊焊接，焊接工藝參數(shù)如表1 所示，其中平焊位置的焊接規(guī)范為φ1.2 mm不銹鋼焊絲熔敷金屬試驗(yàn)通用的焊接規(guī)范，立向上焊工藝參數(shù)為工廠工藝評定用規(guī)范，上述參數(shù)下焊接過程穩(wěn)定，焊道成形良好，便于操作.熱處理工藝為590 ℃ × 8 h.熔敷金屬的化學(xué)成分如表2 所示.

圖1 焊接坡口示意圖Fig.1 Schematic diagram of welding groove

表1 MAG 焊焊接工藝參數(shù)Table 1 MAG welding process parameters

表2 熔敷金屬化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 2 Chemical compositions of deposited metals

熔敷金屬沖擊試驗(yàn)按照國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》在室溫下進(jìn)行，夏比V 形缺口沖擊試樣尺寸為55 mm × 10 mm ×10 mm，缺口位于焊縫中心，缺口方向?yàn)槿鄯蠼饘俸穸确较?金相及顯微硬度試樣經(jīng)研磨、拋光后，使用1 g 苦味酸+5 mL 鹽酸+100 mL 乙醇溶液進(jìn)行腐蝕，采用OLYMPUS GX51 型金相顯微鏡觀察熔敷金屬的微觀組織.試樣經(jīng)研磨后在5%高氯酸水溶液中電解拋光2 min，采用X′PERT 型多功能X 射線衍射儀(X-ray diffraction,XRD)進(jìn)行物相分析，靶材為銅靶，測試電壓為40 kV，電流為40 mA，衍射角度為20°～ 120°，掃描速度為1.8 °/min.分別對平焊、立向上焊焊態(tài)熔敷金屬的橫截面金相拋光表面拍攝10 張夾雜物照片，并使用自動圖像分析軟件Image-Pro Plus 分析夾雜物的尺寸、數(shù)量等特征.采用HVS-1000A 型顯微硬度計(jì)測量平焊、立向上焊熱處理態(tài)熔敷金屬的顯微硬度，載荷為4.9 N，在熔敷金屬的上、中、下部位各測試5 個點(diǎn).采用ZEISS EVO18 型掃描電子顯微鏡分別對平焊、立向上焊熔敷金屬的焊態(tài)和熱處理態(tài)的沖擊試樣斷口進(jìn)行分析，并通過OXFORD 型能譜儀測定斷口中夾雜物的化學(xué)成分.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 熔敷金屬微觀組織

超級馬氏體不銹鋼合金元素含量較高，具有良好的淬透性.圖2 為平焊、立向上焊熔敷金屬的焊態(tài)組織，圖2a 和圖2b 分別為平焊、立向上焊的焊縫組織，主要為淬火板條馬氏體，呈現(xiàn)出樹枝柱狀晶的形態(tài)，同時還存在少量的枝晶間δ-Fe 組織.多層多道焊中，后焊道對前焊道有再熱作用.圖2c 和圖2d 分別為平焊、立向上焊的層道間重?zé)釁^(qū)組織，微觀組織為淬火板條馬氏體+少量枝晶間δ-Fe.由此可知，熔敷金屬焊縫和重?zé)釁^(qū)均為淬火馬氏體和δ-Fe 組織，平焊、立向上焊的焊態(tài)組織基本沒有差別.

圖3 為平焊、立向上焊熔敷金屬的回火熱處理態(tài)組織.從圖3 可見，組織為回火板條馬氏體，焊縫區(qū)域?yàn)榈湫偷闹鶢罹螒B(tài)，層道間重?zé)釁^(qū)域出現(xiàn)部分等軸晶，不同取向的馬氏體板條束分布于原奧氏體晶界內(nèi).回火熱處理難以消除焊態(tài)組織中已有的δ-Fe，因而回火后熔敷金屬中仍存在少量的δ-Fe 組織.

超級馬氏體不銹鋼的奧氏體相在光學(xué)顯微鏡下無法分辨，于是通過X 射線衍射的手段來表征奧氏體相并計(jì)算其相對含量，并測試了平焊焊態(tài)、平焊熱處理態(tài)、立向上焊焊態(tài)、立向上焊熱處理態(tài)4 種狀態(tài)的熔敷金屬試樣.圖4 為4 種試樣的X 射線衍射圖譜，圖譜中可標(biāo)定出α-Fe 和γ-Fe 的衍射峰，Miller 方法[10]可用來計(jì)算對應(yīng)Cu 靶輻射的α-Fe，γ-Fe 兩相的相對含量，計(jì)算公式如式(1)和式(2)所示.

圖4 熔敷金屬XRD 圖譜Fig.4 XRD pattern of deposited metals

式中：Vγ為γ-Fe 相的體積分?jǐn)?shù)；Vα為α-Fe 相的體積分?jǐn)?shù)；Iγ為γ-Fe 相(111)晶面衍射線的累積強(qiáng)度；Iα為α-Fe 相(110)晶面衍射線的累積強(qiáng)度.

表3 為奧氏體相含量的XRD 測量結(jié)果，兩種焊接位置下熔敷金屬中的奧氏體相含量相近，焊態(tài)熔敷金屬中含有約1%的殘余奧氏體，回火熱處理態(tài)熔敷金屬中含有約13%的逆變奧氏體.經(jīng)過回火熱處理產(chǎn)生了較多含量的逆變奧氏體，這有利于焊縫金屬韌性的恢復(fù)，熱處理態(tài)試樣的沖擊韌性應(yīng)該會比焊態(tài)試樣的高.結(jié)合圖2 和圖3 的微觀組織分析結(jié)果，說明焊接位置的改變并沒有影響超級馬氏體不銹鋼熔敷金屬的組織類型，兩種焊接位置下的微觀組織無顯著差異.

圖2 焊態(tài)熔敷金屬微觀組織Fig.2 Microstructure of the as-welded deposited metals.(a) weld in the flat welding position;(b) weld in the vertical-up welding position;(c) reheat zone in the flat welding position;(d) reheat zone in the vertical-up welding position

圖3 回火熱處理態(tài)熔敷金屬微觀組織Fig.3 Microstructure of the as-tempered deposited metals.(a) weld in the flat welding position;(b) weld in the vertical-up welding position;(c) reheat zone in the flat welding position;(d) reheat zone in the vertical-up welding position

表3 奧氏體含量XRD 測定結(jié)果(體積分?jǐn)?shù),%)Table 3 XRD analysis results of austenite

2.2 夾雜物特征

為了避免回火過程中析出的碳化物等第二相粒子對夾雜物的分析產(chǎn)生干擾，于是只對焊態(tài)熔敷金屬的夾雜物進(jìn)行了觀察.圖5 為夾雜物的尺寸、密度等特征分析結(jié)果.試驗(yàn)中熔敷金屬夾雜物的尺寸分布符合正態(tài)分布的特點(diǎn)，夾雜物的平均直徑能夠很好地用來表征夾雜物的尺寸特征，其中平焊位置夾雜物的平均直徑為0.47 μm，立向上焊位置的為0.48 μm，立向上焊位置夾雜物的尺寸略高于平焊位置，總體上夾雜物直徑都處于0.3～ 1 μm 的范圍內(nèi).平焊位置熔敷金屬夾雜物的面密度平均值為17 629 個/mm2，相比立向上焊位置的14 485 個/mm2增加了約22%，F(xiàn)oroozmehr 等人[11]研究了同種類別的超級馬氏體不銹鋼熔敷金屬的夾雜物特征，其夾雜物面密度的數(shù)值與文中的在同一數(shù)量級.立向上焊位置的熱輸入高于平焊位置，熔池金屬在高溫階段停留時間延長，冷卻速度降低，會促進(jìn)夾雜物尺寸的增大[12]，立向上焊位置熔池停留時間的延長有利于夾雜物浮出熔池表面，使得夾雜物數(shù)量減少.另外，熔敷金屬中夾雜物的來源，一是焊絲冶煉時產(chǎn)生的，二是在焊接過程中形成的，由于采用同一盤焊絲進(jìn)行焊接，所以基本可以排除焊絲自身所含夾雜物的差異.兩種焊接位置下的熔滴過渡方式不同，平焊為射流過渡，而立向上焊為短路過渡，短路過渡的熔滴比表面積遠(yuǎn)小于射流過渡的熔滴，因此相比平焊位置，立向上焊位置的熔滴在過渡到熔池的過程中所受到的氧化作用較輕，帶入熔敷金屬中的夾雜物較少.綜上所述，在立向上焊位置下焊接有利于降低熔敷金屬中夾雜物的含量.

圖5 焊態(tài)熔敷金屬夾雜物特征Fig.5 Inclusions characteristics of the as-welded deposited metals.(a) inclusions diameter size;(b)inclusions surface density and area fraction

2.3 熔敷金屬沖擊性能和顯微硬度

圖6 為熔敷金屬的夏比V 形缺口試樣沖擊測試結(jié)果.平焊位置熔敷金屬焊態(tài)和回火熱處理態(tài)的室溫沖擊吸收能量平均值分別為47 和91 J，立向上焊位置熔敷金屬焊態(tài)和回火熱處理態(tài)的室溫沖擊吸收能量平均值分別為73 和126 J，相比平焊位置的熔敷金屬，立向上焊焊態(tài)試樣沖擊吸收能量增加了26 J，回火熱處理態(tài)試樣沖擊值增加了35 J.由以上沖擊測試結(jié)果可知，立向上焊位置明顯提高了熔敷金屬的室溫沖擊吸收能量.

圖6 熔敷金屬沖擊測試結(jié)果Fig.6 Impact properties of deposited metals

圖7 為平焊、立向上焊熱處理態(tài)熔敷金屬的上、中、下部位的顯微硬度，顯微硬度均處在260～290 HV 的范圍內(nèi).平焊熱處理態(tài)熔敷金屬上部、中部、下部的顯微硬度平均值分別為267，279，275 HV，立向上焊位置的分別為269，274，274 HV，平焊與立向上焊熔敷金屬中、下部位的顯微硬度均比上部區(qū)域增加了約10 HV，推測原因是多層多道焊的熔敷金屬的中、下部位焊道受到上層焊道的熱循環(huán)作用，產(chǎn)生了如圖3c 和圖3d 所示的重?zé)釁^(qū)等軸晶，使得顯微硬度值略有提高.

圖7 回火熱處理態(tài)熔敷金屬的顯微硬度Fig.7 Microhardness of the as-tempered deposited metals

2.4 斷口微觀形貌分析

圖8 為沖擊斷口啟裂區(qū)形貌，呈現(xiàn)出典型的韌窩形貌，該區(qū)域分布有大小不等的等軸或拋物線形韌窩，平焊、立向上焊沖擊斷口試樣啟裂區(qū)斷裂特征無明顯差異.

圖8 斷口啟裂區(qū)形貌Fig.8 Fracture morphologies of crack initiation region.(a) dimple of the as-welded deposited metals in the flat welding position;(b) dimple of the astempered deposited metals in the flat welding position;(c) dimple of the as-welded deposited metals in the vertical-up position;(d) dimple of the as-tempered deposited metals in the verticalup position

圖9 為平焊焊態(tài)、平焊熱處理態(tài)、立向上焊焊態(tài)和立向上焊熱處理態(tài)試樣沖擊斷口擴(kuò)展區(qū)的微觀形貌.在4 個試樣沖擊斷口的擴(kuò)展區(qū)均出現(xiàn)了尺寸不足0.5 mm × 0.5 mm 的準(zhǔn)解理區(qū)域，如圖9a～圖9d 所示，準(zhǔn)解理面周圍分布有大量的撕裂棱以及韌窩帶，韌窩帶區(qū)域的一些韌窩內(nèi)和部分點(diǎn)狀裂紋源內(nèi)都存在有夾雜物顆粒.另外，在平焊焊態(tài)試樣和立向上焊熱處理態(tài)試樣的擴(kuò)展區(qū)發(fā)現(xiàn)了少量的二次裂紋.擴(kuò)展區(qū)絕大部分區(qū)域?yàn)閳D9e～ 圖9h所示的韌窩狀斷口形貌，其中焊態(tài)試樣擴(kuò)展區(qū)為小而淺的韌窩，而熱處理態(tài)試樣擴(kuò)展區(qū)的韌窩表現(xiàn)為大而深的特點(diǎn)，熱處理態(tài)試樣的韌性要優(yōu)于焊態(tài)試樣.立向上焊沖擊試樣的斷口擴(kuò)展區(qū)韌窩尺寸大于平焊試樣，且斷口表面凸凹不平，表現(xiàn)出更優(yōu)異的韌性斷裂特征，沖擊斷口的形貌變化與沖擊吸收能量之間的變化趨勢相一致.韌窩底部分布有大量的球形夾雜物，對圖9e 和圖9f 所示斷口韌窩中的夾雜物進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，夾雜物的直徑基本都小于1 μm，立向上焊夾雜物的數(shù)量少于平焊，與金相拋光表面夾雜物的分析結(jié)果表現(xiàn)出相同的規(guī)律.通過掃描電子顯微鏡-能譜儀的手段來判斷這些第二相粒子的種類，其中圖9e～ 圖9h 白色箭頭所指處為EDS 分析的位置，結(jié)果如表4 所示，Cr 元素的含量和基體接近，認(rèn)為這些第二相粒子不是回火過程中析出的富Cr 碳化物等沉淀物，而是含有Si，Mn，Al 等元素的氧化物.

表4 夾雜物EDS 分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 4 EDS analysis results of inclusions

圖9 斷口擴(kuò)展區(qū)形貌Fig.9 Fracture morphologies of crack propagation region of deposited metals.(a) quasi-cleavage of the as-welded deposited metals in the flat welding position;(b) quasi-cleavage of the as-welded deposited metals in the vertical-up welding position;(c) quasi-cleavage of the as-tempered deposited metals in the flat welding position;(d) quasi-cleavage of the as-tempered deposited metals in the vertical-up welding position;(e) dimple of the aswelded deposited metals in the flat welding position;(f) dimple of the as-welded deposited metals in the verticalup position;(g) dimple of the as-tempered deposited metals in the flat welding position;(h) dimple of the astempered deposited metals in the vertical-up position

2.5 立向上焊提高超級馬氏體不銹鋼熔敷金屬韌性的討論

相組成及其含量都會影響材料的性能，逆變奧氏體是超級馬氏體不銹鋼中重要的韌化相，以往研究表明[4,13-14]，逆變奧氏體含量的增加會提高超級馬氏體不銹鋼的沖擊韌性，然而在該研究中，立向上焊并沒有造成組織中逆變奧氏體含量的增加，兩種焊接工藝下熔敷金屬微觀組織的類型相似.

使用MAG 焊工藝不可避免地會造成熔敷金屬增氧的問題，焊接時保護(hù)氣體中的CO2分解產(chǎn)生的O 與焊絲中的合金元素反應(yīng)會形成氧化物夾雜.在試樣斷裂過程中，氧化物夾雜與金屬基體之間的界面可能會形成裂紋源，夾雜物的密度、尺寸等特征對材料的韌性有著重要的影響.超級馬氏體不銹鋼MAG 焊熔敷金屬中氧化物的類型主要是以Si-Mn-O 和Si-Mn-Al-O 為主的復(fù)合氧化物，氧化物數(shù)量的增加會降低材料的沖擊韌性[7,15].在試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)立向上焊熔敷金屬中夾雜物的面密度小于平焊，這會在一定程度上改善熔敷金屬的沖擊性能.

焊縫組織的形態(tài)和大小也會影響熔敷金屬的沖擊韌性，柱狀晶的尺寸和比例越大，焊縫的沖擊韌性越低，在多層多道焊工藝中，焊接熱循環(huán)作用有可能會細(xì)化焊縫的柱狀晶組織，從而提高焊縫金屬的韌性[16-17]，上述圖3c 和圖3d 所示的平焊和立向上焊的層道間重?zé)釁^(qū)組織表現(xiàn)出等軸晶的形態(tài)，說明先焊焊道的焊縫組織柱狀晶在后焊焊道的再熱作用下，發(fā)生重結(jié)晶而轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶.對于平焊和立向上焊焊縫組織的柱狀晶和等軸晶是否存在差別，還有待進(jìn)一步深入的研究.

3 結(jié)論

(1)與平焊相比，立向上焊焊接工藝能顯著提高超級馬氏體不銹鋼焊絲熔敷金屬的韌性，經(jīng)590 ℃ ×8 h 焊后熱處理室溫沖擊吸收能量可以達(dá)到120 J以上.兩種焊接位置下熔敷金屬的斷裂形式均為韌性斷裂，立向上焊熔敷金屬斷口擴(kuò)展區(qū)的韌窩尺寸更大.

(2)平焊、立向上焊熔敷金屬的微觀組織類型相似，焊態(tài)組織均為淬火板條馬氏體和少量的殘余奧氏體、δ-Fe；回火熱處理態(tài)組織均為回火板條馬氏體、逆變奧氏體和δ-Fe.

(3)平焊、立向上焊熔敷金屬中的夾雜物為含有Mn，Si，Al 等元素的復(fù)合氧化物，平焊位置熔敷金屬夾雜物的面密度比立向上焊位置增加了22%左右，夾雜物數(shù)量的減少是立向上焊位置熔敷金屬韌性提高的原因之一.