高、低匹配對G115/T92異種鋼接頭組織與力學性能的影響

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(1.神華國華(北京)電力研究院有限公司，電站高溫材料微創壽命評估中心，北京 100025；2.天津大學材料科學與工程學院，天津 300072)

0 引 言

采用高參數大容量機組可提高發電效率、降低煤耗、控制CO2排放以減少環境污染，現已成為燃煤火電機組發展的主導方向。下階段我國將重點建設蒸汽溫度在630～650 ℃的機組[1]，在該蒸汽溫度范圍內，可應用于厚壁管道和聯箱的鐵素體耐熱鋼包括日本國立材料研究所的MARBN鋼[2]、鋼鐵研究總院的G115鋼[3]、日本新日鐵住金的SAVE12AD鋼[4]。

G115(08Cr9W3Co3VNbCuBN)鋼是由鋼鐵研究總院和寶鋼共同研發的具有自主知識產權的650 ℃新型馬氏體耐熱鋼，該鋼采用“選擇性強化”工藝，通過合理控制硼和氮的配比來有效控制M23C6型碳化物在服役過程中的長大速率，通過添加適量銅元素以進一步增加析出強化效果，通過將鎢質量分數從3.0%調低至2.8%來提高沖擊韌性[3]。因此，G115鋼在溫度為630～650 ℃時具有良好的組織穩定性能、優異的高溫蠕變性能和較好的抗蒸汽氧化性能，主要用于制造在該溫度段服役的大口徑管、集箱等厚壁部件。

當將G115鋼推廣用于制造630～650 ℃超超臨界機組鍋爐的關鍵部件時，不可避免地會與已投入使用的以T/P92鋼為代表的高強度鐵素體耐熱鋼進行異種鋼焊接。焊接接頭是構件失效破壞的薄弱區，而相比于同種鋼焊接，異種鋼焊接接頭的化學成分、組織、性能以及應力分布等更不均勻[5],對機組使用壽命的不利影響更大。

異種鋼焊接時應選擇合適的焊接材料，在DL/T 752-2010中規定，焊接材料宜采用低匹配原則，即對不同強度鋼材進行異種鋼焊接時，焊接材料選適用于低強度側鋼材的。然而，學者們對此觀點不一。張建強等[6-8]研究發現，T91馬氏體耐熱鋼在和G102貝氏體耐熱鋼焊接時宜采用中匹配焊接材料，而在和12Cr1MoV珠光體耐熱鋼焊接時宜采用低匹配焊接材料。黃詠梅[9]研究發現，選用高匹配或低匹配焊接材料焊接T91鋼和12Cr1MoV鋼后，所得接頭的各項指標均合格，但用高匹配焊接材料焊接后接頭的耐熱性能和耐腐蝕性能更好，且能有效防止異種鋼焊接冷裂紋的產生。目前，有關奧氏體鋼與T92鋼的焊接研究較多[10-15]，焊接材料多選用鎳基合金。在對G115鋼與T92鋼進行異種鋼焊接時，焊接材料通常可選用與G115鋼匹配的焊材(高匹配)和與T92鋼匹配的焊材(低匹配)。目前，與G115鋼匹配的焊材尚處于研發階段，實際使用效果亟待試驗驗證；且G115鋼是一種新型馬氏體耐熱鋼，焊接方面的研究較少。

在前期研究中，作者選用E90S-G焊絲和E9015-G焊條，利用焊絲鎢極氬弧焊和焊條電弧焊實現了G115鋼管和T92鋼管的焊接，經(770±5)℃×60 min焊后熱處理，接頭的組織和力學性能良好[16]。在此基礎上，作者使用高、低匹配的焊絲和焊條對G115鋼管和T92鋼管進行了異種鋼焊接，研究了高、低匹配對接頭顯微組織和力學性能的影響，為制訂合理的焊接工藝提供試驗支持。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

母材為G115鋼管和T92鋼管，規格均為φ60 mm×10 mm，熱處理工藝分別為1 070 ℃×90 min正火+780 ℃×180 min回火、(1 040～1 080) ℃×32 min正火+(760～790)℃×60 min回火，晶粒度分別為5.0～6.0級和6.0～7.0級；兩種母材的顯微組織均為回火馬氏體，無δ-鐵素體和自由鐵素體，晶界及板條界分布有M23C6及MX型化合物。高、低匹配焊絲的規格均為φ2.4 mm，焊條的規格分別為φ2.5 mm和φ2.6 mm，由供應商提供。母材與焊接材料的化學成分見表1，其中焊接材料的化學成分由供應商提供，母材的化學成分采用SPECTRO MAXx型直讀光譜儀測得。兩種母材在室溫及650 ℃的力學性能見表2。

表1 母材和焊接材料的化學成分(質量分數)Table 1 Chemical composition of base metals and welding materials (mass) %

表2 兩種母材的力學性能Table 2 Mechanical properties of two base metals

在G115鋼管和T92鋼管試樣上開V形坡口，坡口角度為70°，根部間隙3 mm，鈍邊1 mm，接頭形式見圖1。焊前打磨坡口面及其邊緣20 mm，確保不存在油污及氧化層。將鋼管斜45°對接后，使用WS-400型逆變式氬弧焊機進行多層多道焊：打底層選用焊絲進行手工鎢極氬弧焊，直流正接，電流85 A，電壓9～10 V，焊接速度46～53 mm·min-1，單面焊雙面成形；2～4層填充及蓋面選用焊條進行手工電弧焊，直流反接，電流80 A，電壓22～26 V，焊接速度64～88 mm·min-1;焊前預熱溫度為200～250 ℃。焊接時應控制較小的熱輸入以防止熱影響區過熱，層間溫度嚴格控制在200～250 ℃。為防止根部氧化，打底層和第2層焊接時，鋼管內充氬氣保護，流量為10 L·min-1。焊接完成后，將接頭緩慢冷卻至約100 ℃保溫1 h后，以150 ℃·h-1的升溫速率加熱到(770±5) ℃保溫1 h，再以150 ℃·h-1的降溫速率降至300 ℃，隨爐冷卻。

圖1 G115/T92異種鋼接頭坡口形式及熔敷順序示意Fig.1 Schematic of groove type and build up sequence of G115/T92 dissimilar steel joint

1.2 試驗方法

對焊接接頭進行外觀檢測及X射線無損檢測，對檢測合格的接頭進行下述性能測試。以焊縫為中心線切割出含接頭各區域的金相試樣，經研磨、拋光，用由5g FeCl3、15 mL HCl和80 mL H2O組成的溶液腐蝕后，在ZEISS AX10 Olympus型光學顯微鏡下觀察顯微組織。采用島津HMV-G型顯微硬度計測顯微硬度，載荷4.9 N，保載時間15 s，在距焊縫內表面1，3，6，8 mm處，以焊縫為中心沿兩側軸向每隔0.5 mm取點測試。

按照GB/T 228.1-2010和GB/T 4338-2006，使用UTM5105X型電子式拉伸試驗機進行室溫和高溫拉伸試驗。室溫拉伸試樣的尺寸為φ5 mm×30 mm，拉伸速度為0.375 mm·min-1，使用引伸計測定應變；高溫拉伸試樣的尺寸為φ5 mm×25 mm，拉伸速度為0.125 mm·min-1，使用光柵尺測定應變，試驗溫度為650 ℃。

按照GB/T 2650-2008和DL/T 868-2014，加工出尺寸為10 mm×7.5 mm×55 mm的沖擊試樣， V形缺口分別開于焊縫、G115鋼和T92鋼側熱影響區中，在JBS-300B型沖擊試驗機上進行室溫沖擊試驗，測5個試樣取平均值。使用ZEISS AVO-18型掃描電鏡(SEM)觀察沖擊斷口形貌，用附帶的X-Max型能譜儀(EDS)對熔合區進行線掃描分析。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出：高匹配焊接接頭以熔合區為分界，兩側分別為焊縫和熱影響區；G115鋼和T92鋼側的熔合區寬度相當，均約為50 μm，T92鋼側的熔合區界面相對較清晰；G115鋼和T92鋼側熱影響區的組織均為回火馬氏體，熱影響區近熔合區側為粗晶區，寬度均為200～300 μm，遠離熔合區側為細晶區；焊縫為典型的鑄態組織，柱狀晶位向較為一致，這是因為在焊接過程中焊縫散熱較慢，晶粒沿溫度梯度方向發生了擇優生長。

在焊接過程中，緊鄰熔合線的熱影響區經歷了極高的峰值溫度(1 100～1 500 ℃[17])，組織完全奧氏體化，晶界及板條界的M23C6和MX等析出相固溶于奧氏體中，析出相對晶界的釘扎作用削弱，因此奧氏體晶粒長大；在焊后冷卻過程中，熱影響區發生過冷奧氏體的馬氏體轉變，在原奧氏體晶內形成具有一定位向關系的、較粗大的板條狀馬氏體。由于導熱系數大、冷卻速率快，G115鋼和T92鋼側熱影響區粗晶區的范圍均很小。而在距熔合區距離較遠的熱影響區中，由于峰值溫度較低(Ac3～1 100 ℃[17])而不足以使奧氏體晶粒長大以及析出相充分溶解，且其焊后冷卻速率又較大而易于發生過冷奧氏體的重結晶，因此形成了細晶區。據統計，G115鋼側熱影響區中細晶區的晶粒度為7.0～8.0級，T92鋼側的為9.0級。此外，在近細晶區側的峰值溫度在Ac1～Ac3之間，該處僅發生部分奧氏體轉變，鐵素體和碳化物均未充分溶解，為不完全相變區。

圖2 G115/T92異種鋼接頭的顯微組織(高匹配)Fig.2 Microstructure of G115/T92 dissimilar steel joint (overmatching): (a) heat-affected zone at G115 steel side; (b) weld and (c) heat-affected zone at T92 steel side

由圖2(c)還可以看出，在T92鋼側熔合區附近存在多邊形δ-鐵素體。采集所有含δ-鐵素體的100倍視場照片，使用圖像分析軟件進行定量分析，得到δ-鐵素體體積分數最大為0.9%。

由圖3可以看出，低匹配焊接接頭焊縫、熱影響區的組織均為典型的回火馬氏體，在T92鋼側熔合區附近分布有多邊形的δ-鐵素體，體積分數最大為0.1%，低于高匹配接頭中的。此外，高、低匹配接頭T92鋼側熔合區附近的δ-鐵素體的平均體積分數均低于0.3%。胡小強等[18]研究發現：δ-鐵素體的生成機制與奧氏體化加熱溫度密切相關，在較低的加熱溫度下δ-鐵素體呈針狀，在較高的加熱溫度下呈多邊形；兩種形態的δ-鐵素體均會降低鋼的沖擊韌性，但當其體積分數小于0.3%時，對鋼強度的影響較小。

2.2 微區成分

由圖4(a)可以看出：在高匹配焊接接頭中，T92鋼側熔合區中的鉻元素含量與焊縫和熱影響區中的相當，幾乎不存在濃度梯度；但鎢、鈷、鉬、銅等元素存在明顯的濃度梯度，沿焊縫至T92鋼熱影響區，熔合區中的鎢、銅含量略微降低，鈷含量明顯降低，鉬含量增加。對比圖4(a)和圖4(b)可以看出，低匹配焊接接頭中G115鋼側熔合區中的元素分布與高匹配焊接接頭中T92鋼側的相似，鉻元素幾乎不存在濃度梯度，鎢、鈷、鉬、銅等元素存在濃度梯度。在焊接過程中，在熔合區內G115鋼和T92鋼母材熔化，焊接材料對熔融母材產生一定程度的元素稀釋作用。當某一元素的含量與焊接材料中的相近時，稀釋效果很小，元素的濃度梯度也很小，如鉻元素；當某一元素的含量與焊接材料中的相差較大時，則會在熔合區內產生較大的濃度差。

圖3 G115/T92異種鋼接頭的顯微組織(低匹配)Fig.3 Microstructure of G115/T92 dissimilar steel joint (undermatching): (a) heat-affected zone at G115 steel side; (b) weld and (c) heat-affected zone at T92 steel side

圖4 G115/T92異種鋼接頭截面的EDS線掃描結果Fig.4 EDS linear scanning results on cross section of G115/T92 dissimilar steel joint: (a) overmatching and (b) undermatching

2.3 維氏硬度

由圖5可以看出，高、低匹配焊接接頭的顯微硬度均呈“W”形分布。其中：高匹配焊接接頭焊縫區的硬度波動較大，變化范圍為206～285 HV，低匹配焊接接頭焊縫區的硬度波動較小，變化范圍為217～248 HV；高、低匹配焊接接頭熱影響區的硬度均隨距焊縫距離的減小而增大，最高硬度均出現在緊鄰熔合線的粗晶區；高、低匹配焊接后，G115鋼母材的平均硬度分別為215，233 HV，比焊接前的分別降低了48，30 HV，而T92鋼母材的分別為198，207 HV，比焊接前的分別降低了37，28 HV，高匹配焊接后的降幅更大。焊接后母材硬度的下降是因為受到了焊接熱循環作用以及焊后熱處理作用，相當于進行了二次回火處理。

由圖5還可以看出，高匹配焊接接頭中，G115鋼和T92鋼側的硬度最小值出現在距焊縫中心約11.0 mm處，該處緊鄰不完全相變區，焊接時的峰值溫度略低于Ac1點，發生了過度回火。有學者將該區域定義為亞臨界區[19]，該區域的馬氏體分解較充分，因此硬度較低。低匹配焊接接頭中，G115鋼和T92鋼側的硬度最小值出現在距焊縫中心10.5～11.5 mm處，該處屬于不完全相變區，由于奧氏體遠未達到平衡，鐵素體和碳化物均未充分溶解，故該區域冷卻后的硬度較低。

圖5 G115/T92異種鋼接頭的截面硬度分布Fig.5 Hardness distribution on cross section of G115/T92 dissimilar steel joint: (a) overmatching and (b) undermatching

2.4 拉伸性能

由表3可以看出：高匹配焊接接頭的室溫抗拉強度、屈服強度均低于低匹配焊接接頭的，伸長率略高于低匹配焊接接頭的，650 ℃拉伸性能均低于低匹配焊接接頭的；高、低匹配焊接接頭的室溫拉伸斷裂位置均位于T92鋼母材中，650 ℃拉伸斷裂位置均位于T92鋼側的不完全相變區，說明G115鋼母材和焊縫的強度均較高，而T92鋼母材及熱影響區的較低。

表3 G115/T92異種鋼接頭的室溫及650 ℃拉伸性能Table 3 Tensile properties at room temperature and 650 ℃ of G115/T92 dissimilar steel joint

由T/CISA 003-2017和GB/T 5310-2017可知：G115鋼母材的抗拉強度應不低于660 MPa，屈服強度不低于480 MPa，伸長率不低于20%；T92鋼母材的抗拉強度不低于620 MPa，屈服強度不低于440 MPa，伸長率不低于20%。結合表2分析可知：高匹配焊接接頭的室溫拉伸性能不僅低于兩種母材的，還低于標準指標要求；低匹配焊接接頭的室溫拉伸性能低于兩種母材的，但其抗拉強度和屈服強度均滿足標準指標要求，只有伸長率低于標準指標要求。

2.5 沖擊性能

由T/CISA 003-2017和GB/T 5310-2017可知，G115鋼母材的沖擊功不低于40 J，T92鋼母材的不低于40 J。由表4可以看出：高匹配焊接后，G115鋼側熱影響區和焊縫的沖擊功均小于低匹配焊接后的，T92鋼側熱影響的則大于低匹配焊接后的；無論采用高匹配還是低匹配焊接材料，焊接后T92鋼側熱影響區的沖擊韌性均最好，其次是G115鋼側熱影響區的，焊縫處的最差；除了高匹配焊接后接頭焊縫的沖擊功低于標準指標要求外，其他條件下的沖擊功均滿足標準指標要求。結合圖5(a)分析推測，高匹配下焊縫沖擊功的降低與其硬度分布的不均勻有關。

由圖6可以看出：在高、低匹配焊接接頭焊縫的沖擊斷口上，除了在起裂區和斷裂區出現韌窩外，在擴展區內均可觀察到一定面積的脆性區(白色虛框部分)；在高匹配條件下，沖擊斷口脆性區內可以清晰地看到河流花樣、解理臺階和撕裂棱等準解理形貌，斷裂機制為準解理斷裂機制；在低匹配條件下，沖擊斷口上脆性區的面積相對較小，且脆性區的局部區域上仍存在數量較多的韌窩，尺寸大小不一，部分韌窩底部還分布有第二相粒子，斷裂機制為微孔聚集斷裂和準解理斷裂的混合斷裂機制。韌窩在沖擊過程中可延緩裂紋的擴展，這是導致低匹配接頭焊縫韌性較高的主要原因。

表4 G115/T92異種鋼接頭不同位置的沖擊功Table 4 Impact energy at different positions inG115/T92 dissimilar steel joint J

圖6 G115/T92異種鋼接頭焊縫的沖擊斷口SEM形貌Fig.6 SEM micrographs showing impact fracture of weld in G115/T92 dissimilar steel joint: (a) overmatching, macromorphology;(b) overmatching, micromorphology of brittle area; (c) undermatching, macromorphology and (d) undermatching, micromorphologyof brittle area

3 結 論

(1) 分別采用高、低匹配焊接材料對G115鋼和T92鋼進行異種鋼焊接，所得接頭的焊縫、熱影響區組織均為典型的回火馬氏體，在T92鋼側熔合區附近均分布有多邊形的δ-鐵素體，高、低匹配下δ-鐵素體體積分數最大值分別約為0.9%，0.1%，平均體積分數均低于0.3%；高匹配接頭T92鋼側、低匹配接頭G115鋼側熔合區中的鎢、鈷、鉬、銅元素存在濃度梯度，沿G115鋼至T92鋼的方向，熔合區中的鎢、銅含量略微降低，鈷含量明顯降低，鉬含量增加。

(2) 高、低匹配焊接接頭的截面顯微硬度均呈“W”形分布，熱影響區的硬度均在緊鄰熔合線的粗晶區達到最大，在不完全相變區達到最小；高匹配焊接后焊縫的硬度波動較大，低匹配焊接后的硬度分布較為均勻；焊接后母材的硬度與焊接前的相比均有不同程度的降低，高匹配焊接后的降幅較大。

(3) 高匹配焊接接頭的室溫和650 ℃抗拉強度、屈服強度均低于低匹配焊接接頭的，兩種接頭的室溫拉伸斷裂位置均位于T92鋼母材中，650 ℃拉伸斷裂位置均位于T92鋼側的不完全相變區中；高匹配焊接接頭的G115鋼側熱影響區和焊縫的沖擊功低于低匹配焊接接頭的，T92鋼側熱影響區的則高于低匹配焊接接頭的，兩種接頭焊縫處的沖擊韌性均最差；在高匹配條件下焊縫的沖擊斷裂機制為準解理斷裂機制，在低匹配條件下的為微孔聚集斷裂和準解理斷裂的混合斷裂機制。