激光焊接核電用CLF-1鋼的組織與性能

徐國建， 井志成， 張國瑜， 劉祥宇， 廖洪彬

(1. 沈陽工業大學 材料科學與工程學院， 沈陽 110870； 2. 遼寧增材制造產業技術研究院有限公司， 沈陽 110870； 3. 核工業西南物理研究院，成都 610041)

目前國內外學者對RAFM鋼的焊接性進行了相關研究.張建超等[5]采用激光焊制備了無缺陷RAFM鋼焊接接頭；張超等[6]對9%Cr RAFM鋼攪拌摩擦焊接頭的組織和性能進行了分析，結果表明，攪拌摩擦焊接頭不同區域微觀組織存在明顯差異；王燦等[7]對CLF-1鋼開展了真空電子束焊接試驗，優化了電子束焊接工藝參數，得到成形良好、無表面缺陷及內部缺陷的焊縫.Manugula等[8]采用適宜的焊后熱處理條件提高了RAFM鋼電子束焊縫的沖擊功；Vora等[9]為提高焊接效率，采用活性鎢極惰性氣體保護焊(A-TIG)工藝制備了6mm厚的RAFM焊接接頭；Li等[10]針對CLAM鋼進行了激光-TIG復合焊接，實現了材料強度和韌性的良好結合.

目前國內外學者對RAFM鋼焊接方法的研究主要集中在真空電子束焊和TIG焊.由于TIG焊效率較低，而真電子束焊受真空環境制約，針對核聚變裝置結構復雜、尺寸較大且板材較厚的特點，在實際應用制造中上述兩種工藝方法均具有一定局限性.因為激光焊接具有高效、高質量以及在大氣環境下可以施焊等特點[11]，所以近年來人們嘗試用激光焊取代TIG焊和真空電子束焊.我國核聚變包層模塊結構材料主要采用CLF-1鋼，由于服役條件惡劣，因而對CLF-1鋼的焊接質量要求較高，該鋼種的焊接難易程度與焊接接頭性能的好壞成為直接影響CLF-1鋼能否實現大批量工程應用的關鍵.目前我國針對包層模塊結構材料CLF-1鋼的高功率激光焊接接頭組織與性能的詳細研究報道較少，因此，CLF-1鋼焊接接頭組織和性能的研究對促進我國核聚變行業的發展具有重要科學與實用價值.

1 材料及方法

試驗材料為由核工業西南物理研究院與中科院沈陽金屬研究所聯合開發的RAFM(CLF-1)鋼，供貨狀態為固溶(980 ℃×1 h)+高溫回火(740 ℃×1.5 h)處理態，其化學成分如表1所示.CLF-1鋼掃描電鏡顯微組織形貌如圖1所示.由圖1可見，CLF-1鋼組織主要由回火板條馬氏體組成，在馬氏體板條邊界及內部分布著回火過程中析出的碳化物相.試驗板材尺寸為55 mm×65 mm×10 mm，接頭形式為I型對接接頭，焊前利用丙酮反復擦拭去除對接面及其附近的油污等雜物.激光焊接平臺由IPG公司生產的10 kW光纖激光器(傳輸光纖芯徑為200 μm)、6軸KUKA機器人、HighYag萬瓦級激光焊接頭(準直鏡焦距為200 mm，聚焦鏡焦距為300 mm)及正面和背面惰性氣體(Ar)保護裝置等組成.優化獲得的最佳工藝參數為：激光束入射角度0°、激光輸出功率10 kW、離焦量0 mm、焦點直徑0.3 mm、焊接速度2 m/min與保護氣體(Ar)流量20 L/min.

表1 CLF-1鋼化學成分(w)Tab.1 Chemical composition of CLF-1 steel (w) %

圖1 CLF-1母材SEM組織Fig.1 SEM microstructure of CLF-1 base metal

焊后對焊接樣件進行740 ℃×1.5 h回火處理(PWHT)，利用機械切割方法截取焊接接頭橫斷面制成金相試樣，經研磨拋光后采用100 mL酒精+5 mL鹽酸+1 g苦味酸試劑進行腐蝕.采用OLYMPUS SZ61體視顯微鏡觀察了焊縫橫斷面宏觀形貌，采用OLYMPUS GX51光學顯微鏡(OM)、SU8010型場發射掃描電子顯微鏡與日立S-3400掃描電子顯微鏡(SEM)分析了焊接接頭顯微組織以及拉伸和沖擊試樣斷口形貌.采用透射電鏡(TEM)對微觀組織和析出相進行了分析，利用其配套的能譜儀(EDS)分析了合金元素的分布狀態.采用HVS-1000A型數顯電子維氏硬度儀測試了焊接接頭的硬度，加載載荷為0.981 N，持續時間為10 s.采用MTS500型萬能試驗機和JBW-300HD型沖擊試驗機對試樣分別進行室溫拉伸與沖擊試驗.

2 結果及分析

2.1 焊縫宏觀形貌

在最佳工藝參數下完成了10 mm板厚CLF-1鋼的單道一次焊接成形，得到正反面成形良好的焊接接頭，實現了單面焊雙面成形，且無裂紋、咬邊、塌陷和焊瘤等焊接冶金缺陷存在，焊縫正反面宏觀形貌如圖2所示.

圖2 焊縫正反面宏觀形貌Fig.2 Macro-morphologies of front and back welds

2.2 焊接接頭顯微組織

圖3分別為焊態與PWHT態焊縫金屬的OM與SEM形貌.由圖3可見，兩種狀態下焊縫金屬均由大量馬氏體、少量不均勻分布的δ-鐵素體和微量針狀析出相組成.另外，PWHT態焊縫金屬中還存在微量點狀析出相.

CLF-1鋼雖然含碳量較低，但Cr、W、Mn、V、Ta、N、Ni等元素的添加，使得焊縫金屬的碳當量增加；除了Co以外所有合金元素都使鋼的連續冷卻曲線向右移動，使得奧氏體的穩定性增加，促進了形成馬氏體的傾向；激光焊接過程中激光能量密度高而熔池體積小，使得熔池金屬溫度梯度大，冷卻速度快.在上述三點因素影響下焊態室溫能夠形成大量板條馬氏體.

由圖5和圖6可知，其等高線圖呈現橢圓形，即鮮花椒添加量和菜籽油添加量的交互作用以及十三香添加量與菜籽油添加量的交互作用顯著。

室溫下鋼中鐵素體形成元素添加量可通過Schaeffler碳當量經驗公式[12]間接給出，其表達式為

w(Creq)=ω(Cr)+1.5ω(W)+11ω(V)+

2.5ω(Ta)+8ω(Ti)-40ω(C)-

2ω(Mn)-30ω(N)

(1)

式中：ω為對應元素的質量分數；w(Creq)為Cr當量.當w(Creq)大于6.5時，表明鋼中形成δ-鐵素體的趨勢較大；當w(Creq)小于6.5時，表明鋼中幾乎不會形成δ-鐵素體.由式(1)計算得到CLF-1鋼的w(Creq)大于8.7，滿足δ-鐵素體形成條件.另外，CLF-1鋼含有一定量的鐵素體化元素(Cr、W、V、Ta)，這些合金元素能夠穩定δ-鐵素體.其次，由Fe-C二元合金平衡狀態圖可知，當液態金屬冷卻到1 495 ℃時會發生包晶反應，即δ-Fe+L(液相)→γ(奧氏體)，由于包晶反應需要的時間比較長，而激光焊接冷卻速度較快，因而上述包晶反應不能完全進行，總會有部分δ-鐵素體保留到室溫.焊態室溫下獲得了少量細小的δ-鐵素體(見圖3a)，這些細小δ-鐵素體的硬度約為195 HV.由于CLF-1鋼的再結晶溫度為780 ℃，本文試驗焊后回火溫度(740 ℃)低于再結晶溫度，因而未發生再結晶，故PWHT態焊縫中δ-鐵素體基本保持不變.δ-鐵素體硬度較低，在外力作用下抵抗變形能力較差，導致CLF-1鋼焊縫金屬的韌性降低，因此，應盡量避免δ-鐵素體在焊縫中的存在.

圖3 不同狀態焊縫組織形貌Fig.3 Microstructures and morphologies of welds at different states

焊態CLF-1鋼室溫組織中具有微量白色針狀析出相，且其分布在馬氏體邊緣和馬氏體板條之間(見圖3c)；PWHT態CLF-1鋼室溫組織中除了含有微量白色針狀析出相外，還存在分布于δ-鐵素體邊界和板條馬氏體內部的微量白色點狀析出相(見圖3d).對比圖3c、d可知，微量白色針狀析出相是在冷卻過程中形成的，而微量白色點狀析出相是在PWHT過程中形成的.雖然激光焊接過程中冷卻速度較快，但CLF-1鋼中含有與C親和力較大的Cr、Fe、W等合金元素，由于存在成分偏析，容易在馬氏體邊緣及馬氏體板條之間形成細小針狀碳化物，這種細小針狀碳化物在后續回火處理中基本保持不變.由于激光快速冷卻過程中于室溫下獲得了過飽和馬氏體固溶體，回火過程中馬氏體中過飽和合金元素需要在短距離范圍內擴散遷移與偏聚，因此，在PWHT過程中析出了白色點狀析出相，該析出相具有一定彌散強化作用，這也是PWHT態CLF-1鋼沖擊功提高的主要原因.

PWHT態CLF-1鋼焊縫金屬透射電鏡照片如圖4a所示.由圖4a可見，馬氏體呈板條狀，黑色析出相分布在馬氏體板條之間，該類析出相的EDS分析結果如圖4b所示.PWHT態CLF-1鋼的Cr和W含量分別由焊態CLF-1鋼的8.54%和1.34%提升為10.94%和2.01%(質量分數)，通過透射電鏡衍射斑點分析最終確定該類析出相為Cr23C6或Fe21W2C6，可以簡寫為M23C6[13].

2.3 焊接接頭力學性能

2.3.1 硬度

焊態和PWHT態CLF-1鋼焊接接頭硬度分布如圖5所示.由圖5可見，焊態CLF-1鋼焊縫金屬具有最高硬度.由于PWHT態CLF-1鋼組織由焊態板條馬氏體轉變為回火馬氏體，焊態CLF-1鋼中的碳等合金元素固溶在板條馬氏體中處于過飽和狀態，經回火處理后碳等合金元素沉淀析出，形成彌散分布的碳化物，使得焊縫硬度明顯降低(其硬度約為270～280 HV).另外，PWHT態CLF-1鋼焊縫金屬硬度與原始母材硬度(約為260 HV)相近.這是由于CLF-1鋼供貨狀態為固溶+高溫回火狀態，而激光焊接形成的熔池金屬冷卻速度快(相當于固溶處理)，經過后續高溫回火處理后，CLF-1鋼基本與原始母材的供貨狀態接近，因而兩者硬度相差不大.PWHT態CLF-1鋼母材硬度要比原始母材低40 HV左右.熱處理后焊接接頭近旁的母材部分與原始母材相比，相當于再次進行了高溫回火，使得原始母材回火馬氏體中過飽和合金元素具有更多時間進行沉淀析出，因而導致硬度進一步下降，且低于原始母材硬度.

圖4 碳化物分布與確定Fig.4 Distribution and determination of carbides

圖5 不同狀態下焊接接頭硬度分布Fig.5 Hardness distribution of welded joints at different states

2.3.2 拉伸性能

分別利用焊態與熱處理態CLF-1鋼焊接接頭各制取4組拉伸試樣，其拉伸斷裂位置和斷口SEM形貌如圖6所示，室溫(23 ℃)拉伸試驗結果如表2所示.由表2可知，焊態CLF-1鋼焊接接頭的抗拉強度σb均值約為766 MPa，屈服強度σs均值約為374 MPa，伸長率A均值約為14.64%，斷面收縮率Z均值約為63.95%；PWHT態CLF-1鋼焊接接頭的σb均值約為666 MPa，σs均值約為401 MPa，A均值約為17.64%，Z均值約為73.72%；焊態與熱處理態CLF-1鋼拉伸試樣的斷裂位置均位于母材.與焊態比較，PWHT態CLF-1鋼σb下降，而σs、A和Z均有提高.這主要是由于熱處理可使焊態來不及析出的碳等合金元素充分擴散析出，使得過飽和馬氏體轉變為回火馬氏體，點狀分布的析出相能夠起到彌散強化效果.由圖6c、d可知，焊態與熱處理態CLF-1鋼的拉伸試樣斷口附近均出現明顯頸縮現象，斷口形貌均布滿大量韌窩，但與焊態比較，PWHT態CLF-1鋼斷口處的韌窩更加均勻細小，且數量也更多.兩種狀態的CLF-1鋼均屬于塑性斷裂.

圖6 拉伸斷裂位置和斷口SEM形貌Fig.6 Tensile fracture positions and SEM morphologies of fracture surfaces

2.3.3 沖擊功

沖擊功是CLF-1鋼研究及應用的重要考核指標之一，為此本文對CLF-1鋼母材、焊態焊縫和PWHT態焊縫進行了全尺寸(10 mm×10 mm×55 mm)室溫(23 ℃)沖擊試驗，試驗結果如表3所示.由表3可知，焊態焊縫的平均沖擊功僅為母材的17%，PWHT態焊縫的平均沖擊功約提高到母材的50%.

圖7為沖擊試樣斷口宏觀照片與SEM形貌.由圖7可知，焊態試樣呈現準解理斷口形貌，PWHT態和母材試樣均呈現塑性斷口形貌，但與PWHT態相比，母材的斷口韌窩更加均勻細小.焊態CLF-1鋼焊縫金屬由大量板條狀馬氏體、少量δ-鐵素體與微量針狀碳化物組成.熱處理后雖然δ-鐵素體仍然存在，但碳化物以點狀析出相形式從板條狀馬氏體中析出，起到了彌散強化效果，使得焊縫沖擊功相比焊態有較大幅度的提高.但與母材相比，由于焊縫金屬中產生了δ-鐵素體，這是焊縫金屬沖擊功低于母材的主要原因.

表2 不同狀態焊接接頭拉伸試驗結果Tab.2 Tensile test results of welded joints at different states

表3 不同狀態焊縫與母材沖擊試驗結果Tab.3 Impact test results of welds at different states and base metal

圖7 沖擊試樣斷口宏觀照片與SEM形貌Fig.7 Macrophotographs and SEM morphologies of fracture surfaces of impact specimens

3 結 論

通過以上分析可以得到如下結論：

1) CLF-1鋼最佳工藝參數為：激光功率10 kW、離焦量0 mm、焦點直徑0.3 mm、焊接速度2 m/min、保護氣體(Ar)流量20 L/min.在最佳工藝參數下獲得了正反面成形良好且無冶金缺陷的焊接接頭，實現了10 mm板厚CLF-1鋼的單道一次單面焊雙面成形.

2) 焊態與PWHT態CLF-1鋼的焊縫組織由大量板條馬氏體、少量不均勻分布的δ-鐵素體和微量碳化物組成，針狀焊態析出碳化物分布在馬氏體邊緣及板條之間，點狀PWHT態析出碳化物分布在δ-鐵素體邊界及板條馬氏體內部.

3) 焊態CLF-1鋼焊縫金屬硬度較高，PWHT態CLF-1鋼焊縫硬度降低.焊態和PWHT態CLF-1鋼的拉伸試樣均斷裂于母材，說明焊縫金屬力學性能達到了母材水平.相比于焊態，PWHT態CLF-1鋼的抗拉強度下降，而屈服強度、伸長率和斷面收縮率均有提高.

4) 與母材相比，由于焊縫金屬中產生了δ-鐵素體，導致焊態和PWHT態CLF-1鋼焊縫金屬的室溫沖擊功降低，焊態焊縫金屬平均沖擊功僅為母材的17%，PWHT態焊縫金屬平均沖擊功約恢復到母材的50%.

5) 經過PWHT熱處理后，CLF-1鋼焊縫抗拉強度超過母材，焊縫室溫沖擊功有所提高，綜合性能較好，PWHT熱處理是改善RAFM鋼激光焊縫綜合性能的有效手段.