左 月，康 舉，安同邦，馬成勇，王啟冰，張 華，蔡曉君

(1.北京石油化工學(xué)院，北京 102617；2.鋼鐵研究總院 焊接研究所，北京 100081；3.深水油氣管線關(guān)鍵技術(shù)與裝備北京市重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，北京 102617)

0 引言

隨著碳達(dá)峰、碳中和目標(biāo)的提出，我國(guó)在不斷嘗試碳排放更低的能源方案。與發(fā)達(dá)國(guó)家相比，核電在我國(guó)能源結(jié)構(gòu)中占比較小，具有很大發(fā)展空間[1-4]。核電的快速發(fā)展促進(jìn)核反應(yīng)堆壓力容器(Reactor Pressure Vessel，RPV)朝著大型化和一體化方向發(fā)展，因此對(duì)其支承件提出了更高的要求。RPV支承件是由低合金高強(qiáng)鋼(HSLA)焊接而成，要求其具備較高的高溫強(qiáng)度、良好的塑韌性。焊接是制造支承件不可或缺的工序，焊接質(zhì)量直接決定著支承結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性和可靠性。目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)核用低合金高強(qiáng)鋼焊材相關(guān)的研究較少。

傳統(tǒng)國(guó)產(chǎn)核用碳鋼、低合金高強(qiáng)鋼焊條型號(hào)主要包括E7018，E9018-B3，E4303和E5015等。劉學(xué)利等[5]通過嚴(yán)格控制P，S雜質(zhì)元素含量(<0.01%)，碳含量在0.06%以下，Ti含量不超過0.04%，當(dāng)w(Mn)/w(Si)>5時(shí)，熔敷金屬組織主要是粒狀貝氏體(Granular Bainite，BG)和針狀鐵素體(Acicular Ferrite，AF)，由兩組織組成的筐簍結(jié)構(gòu)是熔敷金屬具有優(yōu)良性能的關(guān)鍵因素。

胡曉琦[6]通過對(duì)比壓力容器支承裙用CHW-S3HR和H09Mn2兩種焊材中Cu,Mn,Ni,Mo含量對(duì)焊縫金屬韌性及輻照脆化行為的影響表明，Cu含量導(dǎo)致富Cu微粒析出，增加位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)阻力，導(dǎo)致塑韌性下降，將Cu含量控制在0.1%以下時(shí)，能減輕輻照對(duì)熔敷金屬脆化行為的有害作用；另外，較高含量的Mn和Ni促進(jìn)富Cu微粒的析出，加劇輻照效應(yīng)；Mo不會(huì)對(duì)焊縫金屬的輻照脆化行為產(chǎn)生有害作用，但能促進(jìn)貝氏體組織的形成，降低韌性。

綜上可知，核用低合金高強(qiáng)鋼焊材成分調(diào)控主要是控制輻照脆化敏感元素的含量，在盡可能少添加會(huì)增大輻照脆化的合金元素前提下，確保熔敷金屬達(dá)到所需的強(qiáng)韌性匹配是焊材開發(fā)的難點(diǎn)。適當(dāng)?shù)膚(Mn)/w(Ni)能夠提高焊縫韌性，并減小消應(yīng)力處理后焊縫的脆化傾向；適當(dāng)?shù)膚(Mn)/w(Si)能夠起到復(fù)合脫氧作用，提高焊縫強(qiáng)韌性。因此，主要通過控制熔敷金屬中w(Mn)/w(Ni)和w(Mn)/w(Si)，分析不同的w(Mn)/w(Ni)和w(Mn)/w(Si)對(duì)熔敷金屬組織構(gòu)成和強(qiáng)韌化的影響規(guī)律，獲得強(qiáng)韌性匹配良好的焊材，為開發(fā)核用低合金高強(qiáng)鋼焊材提供理論支持。

1 試驗(yàn)材料與方法

采用自主設(shè)計(jì)的3種不同成分的焊條進(jìn)行熔敷金屬焊接試驗(yàn)，焊條直徑為4.0 mm。焊前焊條烘焙400 ℃×1 h，焊接熱輸入為11～13 kJ/cm，道間溫度為100～150 ℃。圖1為熔敷金屬坡口形式及取樣位置示意，熔敷金屬試板尺寸為500 mm×200 mm×20 mm。

(a)坡口示意

(b)取樣示意圖1 坡口形式及取樣位置示意Fig.1 Schematic diagram of groove form andsampling location

按照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行熔敷金屬拉伸試驗(yàn)；按照GB/T 229—2007《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行熔敷金屬-30 ℃低溫沖擊試驗(yàn)。采用EV500-2A型半自動(dòng)維氏硬度計(jì)進(jìn)行熔敷金屬硬度測(cè)試，載荷49 N，加載時(shí)間10 s，相鄰兩壓痕中心距離為1 mm；采用ZOOM6455型體式顯微鏡、GX53型金相顯微鏡(OM)、FEI Quanta650 FEG型掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行熔敷金屬組織、沖擊斷口觀察分析，用Image-Pro Plus6.0軟件對(duì)金相組織進(jìn)行統(tǒng)計(jì)。

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 熔敷金屬成分

表1為自主設(shè)計(jì)開發(fā)的3種焊條熔敷金屬化學(xué)成分?？梢钥闯?，C含量在0.03%～0.045%，Si含量在0.10%～0.30%，Mn含量在0.95%～1.10%，Ni含量在1.00%～1.30%，主要成分差異在于Si和Ni，其他成分波動(dòng)范圍符合NB/T 20009.2—2010《壓水堆核電廠焊接材料 第2部分：1、2、3級(jí)設(shè)備用低合金鋼焊條》要求。

表1 熔敷金屬化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of deposited metal %

2.2 熔敷金屬力學(xué)性能

表2列出熔敷金屬力學(xué)性能?？梢钥闯?，1#熔敷金屬的屈服強(qiáng)度和沖擊吸收能量均最大，分別為592 MPa和142.7 J(平均值)；3#熔敷金屬的屈服強(qiáng)度和沖擊吸收能量均最小，分別為502 MPa和124 J(平均值)；2#熔敷金屬的屈服強(qiáng)度和沖擊吸收能量介于1#和3#之間，分別為581 MPa和128 J(平均值)。2#熔敷金屬的抗拉強(qiáng)度最大(635 MPa)，3#最小(571 MPa)，1#介于上述兩者之間，為606 MPa。此外，3種熔敷金屬的斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率較為接近。

表2 熔敷金屬力學(xué)性能Tab.2 Mechanical properties of deposited metal

圖2示出熔敷金屬室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。

圖2 試樣室溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.2 Tensile stress-strain curve of sample at roomtemperature

從圖2可以看出，3種熔敷金屬都有較明顯的彈性變形、塑性變形和斷裂過程，均屬于韌性斷裂。發(fā)生屈服后，1#熔敷金屬的應(yīng)變硬化速率最小，屈強(qiáng)比最大；3#熔敷金屬的應(yīng)變硬化速率最大，屈強(qiáng)比最??；2#熔敷金屬的應(yīng)變硬化速率和屈強(qiáng)比在1#和3#之間，材料進(jìn)入屈服階段，還有較大的塑性變形空間。對(duì)熔敷金屬進(jìn)行維氏硬度試驗(yàn)，熔敷金屬平均硬度值2#最大，為238.18HV5，3#次之，為201.10HV5，1#最小，為194.05HV5。故2#熔敷金屬的綜合力學(xué)性能最好。

2.3 熔敷金屬組織

影響焊縫力學(xué)性能的根本原因在于材料的顯微組織結(jié)構(gòu)，圖3示出熔敷金屬宏觀形貌以及末道焊中對(duì)應(yīng)的柱狀晶區(qū)、再熱粗晶區(qū)和再熱細(xì)晶區(qū)，進(jìn)一步觀察得到的微觀組織如圖4所示。

圖3 試樣宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of the sample

圖4 熔敷金屬微觀組織Fig.4 Microstructure of deposited metal

從圖4可以看出，不同成分熔敷金屬微觀組織相似。柱狀晶區(qū)內(nèi)主要是沿奧氏體晶界(Grain Boundary，GB)析出呈長(zhǎng)條狀的先共析鐵素體(Proeutectoid Ferrite，PF)和向晶內(nèi)方向生長(zhǎng)的側(cè)板條鐵素體(Ferrite Side Plate，F(xiàn)SP)，晶內(nèi)是AF；再熱粗晶區(qū)主要是塊狀PF和少量FSP，在晶內(nèi)也有AF形成；再熱細(xì)晶區(qū)主要是準(zhǔn)多邊形鐵素體(Quasi-polygonal Ferrite，QF)，在QF間隙存在少量AF。先焊道組織與末道焊組織相似，均由PF，F(xiàn)SP，AF和QF構(gòu)成，受后續(xù)焊道回火影響，先焊道柱狀晶區(qū)和再熱粗晶區(qū)更窄，再熱細(xì)晶區(qū)變寬。

通過Image-Pro Plus6.0軟件對(duì)熔敷金屬微觀組織進(jìn)行定量統(tǒng)計(jì)，每個(gè)試樣統(tǒng)計(jì)25張金相照片，圖5為熔敷金屬組織構(gòu)成體積分?jǐn)?shù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果?？梢钥闯?，1#熔敷金屬AF占比51%，遠(yuǎn)高于2#(39%)、3#(28%)，而1#QF占比最小，為28%，其次是2#，占比34%，最大是3#，占比42%。2#和3#的PF+FSP占比相差不大，分別為27%和30%，均大于1#的PF+FSP占比(21%)。

圖5 熔敷金屬各類組織體積分?jǐn)?shù)Fig.5 The volume fraction of various structures ofdeposited metal

3 討論與分析

3.1 Ni,Si元素對(duì)熔敷金屬性能的影響

1#,2#,3#熔敷金屬成分差異主要在于Si和Ni，1#是中Si低Ni，2#是高Si高Ni，3#是低Si中Ni。從試驗(yàn)結(jié)果(見表2)可知，不同成分熔敷金屬的力學(xué)性能各不相同，其中2#熔敷金屬?gòu)?qiáng)韌性匹配最佳。

對(duì)比1#和2#熔敷金屬成分可知，2#的Si和Ni含量均高于1#，由于Si和Ni的固溶強(qiáng)化作用，使2#具有更高的抗拉強(qiáng)度(635 MPa)。2#熔敷金屬雖然強(qiáng)度提高，韌性卻有所下降，這可能與溶質(zhì)原子大小有關(guān)。在元素周期表中，Ni靠近Fe，與Fe原子半徑接近，故對(duì)基體點(diǎn)陣造成的畸變最小，因此對(duì)韌性的損傷也最小[7]。而Si遠(yuǎn)離Fe，是非碳化物的形成元素，對(duì)韌性損害較大，且固溶量越多，韌性越低，這是2#熔敷金屬低溫韌性低于1#的原因之一。

對(duì)比2#和3#熔敷金屬成分和組織構(gòu)成可知，隨著熔敷金屬中Si,Ni含量增加，熔敷金屬中AF占比增加，其強(qiáng)韌性也同步提高。在低合金高強(qiáng)鋼焊縫中，Ni是奧氏體穩(wěn)定化元素，能夠擴(kuò)大γ區(qū)，降低γ→α轉(zhuǎn)變溫度，抑制焊縫組織在較高溫度下向PF和FSP轉(zhuǎn)變，同時(shí)促進(jìn)焊縫中AF的形成[8-9]。此外，Si也能抑制奧氏體的分解速度，使γ→α轉(zhuǎn)變推遲，同時(shí)Si還是脫氧元素，降低焊縫中的氧含量，促進(jìn)WM-CCT曲線右移(見圖6[10])。由于WM-CCT曲線右移，焊縫組織的轉(zhuǎn)變溫度向AF形成溫度接近，因此，在焊縫中加入適量的Si可促進(jìn)AF的形成[11]。

圖6 合金元素和含氧量對(duì)WM-CCT圖的影響示意Fig.6 Schematic diagram of the influence of alloyingelements and oxygen content on the WM-CCT diagram

與2#熔敷金屬成分相比，1#和3#雖然同時(shí)降低了Si,Ni的含量，但w(Mn)/w(Si)和w(Mn)/w(Ni)變化程度不同，力學(xué)性能也有所差異。從表2可以看出，采用中Si低Ni的1#熔敷金屬韌性最高，分析原因是該成分配比能有效地降低焊縫中氧含量和γ→α轉(zhuǎn)變溫度，促使WM-CCT曲線右移，抑制了高溫相PF和FSP的轉(zhuǎn)變，使組織轉(zhuǎn)變溫度向AF形成溫度接近，從而獲得更多的AF組織，這與圖5試驗(yàn)結(jié)果一致。2#熔敷金屬?zèng)_擊吸收能量雖然降低，但強(qiáng)韌性匹配最佳，材料具有一定的塑性變形空間，綜合性能最好。

由此可見，并非熔敷金屬中Si,Ni含量越多、強(qiáng)韌性越好。多元微合金元素同時(shí)作用時(shí)反應(yīng)機(jī)制十分復(fù)雜，要獲得強(qiáng)韌性匹配良好的熔敷金屬，除了控制Si,Ni含量外，還要考慮w(Mn)/w(Si)和w(Mn)/w(Ni)。適當(dāng)?shù)膚(Mn)/w(Si)能促進(jìn)焊縫脫氧，提高強(qiáng)度，適當(dāng)?shù)膚(Mn)/w(Ni)能提高低溫沖擊韌性，從而獲得最佳的強(qiáng)韌性匹配。

3.2 組織對(duì)性能的影響

通過微觀組織觀察(見圖4)可以看出，3種熔敷金屬微觀組織類型相似，均由大量AF,QF和少量PF,FSP構(gòu)成。結(jié)合表2和圖5可以看出，各類微觀組織占比與其力學(xué)性能有直接關(guān)系。

根據(jù)焊縫固態(tài)相變過程，AF形成溫度范圍在600 ℃～貝氏體點(diǎn)(Bs)，是中溫相變產(chǎn)物。已有研究[12-14]表明，AF在晶內(nèi)形核，板條間呈大角度(>15°)分布，具有較強(qiáng)的抗裂紋擴(kuò)展能力，其貢獻(xiàn)強(qiáng)度接近145 MPa。所以當(dāng)焊縫金屬中生成大量AF組織時(shí)，焊縫金屬?gòu)?qiáng)韌性匹配較好[15-17]。從圖5可以看出，從1#～3#，熔敷金屬中AF占比逐漸減小(51%,39%,28%)。對(duì)應(yīng)的屈服強(qiáng)度和沖擊吸收能量也逐漸降低。當(dāng)w(Mn)/w(Si)和w(Mn)/w(Ni)分別為4.45，1.31時(shí)，能更好地促進(jìn)AF形成，提高其體積占比，進(jìn)而提高了1#熔敷金屬的韌性。

對(duì)比1#和3#熔敷金屬(見表2和圖5)可以看出，PF+FSP體積占比越大，越不利于韌性提高，因此要盡量降低其體積占比。文獻(xiàn)[18]認(rèn)為，當(dāng)PF開始轉(zhuǎn)變溫度(Tsta)過低(<853 K)，則不發(fā)生PF組織轉(zhuǎn)變。采用經(jīng)驗(yàn)公式(1)[18]，計(jì)算得出1#,2#,3#熔敷金屬Tsta分別為844,842,843 K，均小于853 K，因此可認(rèn)為1#,2#,3#的PF轉(zhuǎn)變受到抑制。從圖5也可以看出，3個(gè)熔敷金屬的PF+FSP體積占比小于30%，微觀組織主要是AF和QF，故PF轉(zhuǎn)變受到抑制。

-15.2(Ni%)-20(Cu%)+44.7(Si%)

+104(V%)+31.5(Mo%)+400(Ti%)

(1)

文獻(xiàn)[19-20]指出，QF內(nèi)部較多的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)和較高的位錯(cuò)密度使得焊縫具有低的屈強(qiáng)比和高的應(yīng)變硬化速率。從表2可看出，隨著1#～3#熔敷金屬Q(mào)F占比逐漸升高，其屈強(qiáng)比依次降低，應(yīng)變硬化速率依次升高，與文獻(xiàn)結(jié)果相符?？紤]AF和QF的綜合作用，統(tǒng)計(jì)AF和QF共同占比從大到小依次為1#,2#,3#，而3#熔敷金屬雖然AF占比最少，但AF+QF占比達(dá)到71%，這也是其低溫沖擊吸收能量仍能大于100 J的原因。

綜上可知，不同w(Mn)/w(Si)和w(Mn)/w(Ni)會(huì)影響微觀組織的體積分?jǐn)?shù)，在本研究中，采用中Si低Ni方案(1#試樣)，當(dāng)w(Mn)/w(Si)和w(Mn)/w(Ni)分別為4.45和1.31時(shí)，該成分配比能很好地抑制PF和FSP的析出，促進(jìn)AF形成，使其占比達(dá)到51%，從而使熔敷金屬韌性大大提高，但材料的塑性較差。而當(dāng)采用高Si高Ni方案(2#試樣)，獲得了強(qiáng)韌性匹配良好的熔敷金屬。

圖7示出1#～3#熔敷金屬的沖擊斷口宏觀形貌，1#，2#和3#試樣的剪切斷面率分別為76.05%,74.41%,71.81%，與表2試驗(yàn)結(jié)果一致。

圖7 沖擊斷口宏觀形貌

進(jìn)一步通過SEM對(duì)各區(qū)微觀組織進(jìn)行觀察，圖8示出3個(gè)熔敷金屬斷口放射區(qū)微觀形貌?？梢钥闯觯?個(gè)斷口都屬于準(zhǔn)解理斷裂，解理面層次不平，說明裂紋擴(kuò)展路徑曲折；在準(zhǔn)解理小斷面上有許多白色撕裂棱，表現(xiàn)了良好的抗裂紋擴(kuò)展能力。在過渡區(qū)是韌窩向準(zhǔn)解理過渡，韌窩遍布在撕裂棱和臺(tái)階上，在放射區(qū)則是河流狀花樣和韌窩[21]。3個(gè)試樣的沖擊吸收能量均大于100 J，這與斷口上韌窩的數(shù)量和分布有關(guān)，說明AF在裂紋擴(kuò)展中能起到阻礙作用。

圖8 沖擊斷口微觀形貌

4 結(jié)論

(1)采用自主設(shè)計(jì)研發(fā)的3種焊條進(jìn)行焊接試驗(yàn)，獲得了3種熔敷金屬，其化學(xué)成分為C含量0.03～0.045、Si含量0.10～0.30、Mn含量0.95～1.10、Ni含量1.00～1.30，獲得的組織構(gòu)成主要是大量的AF+QF和少量的PF+FSP。

(2)不同的w(Mn)/w(Ni)和w(Mn)/w(Si)主要影響了AF+QF組織占比，進(jìn)而決定了熔敷金屬的低溫沖擊韌性。1#試樣AF+QF占比79%，沖擊吸收能量最高，為142.7 J(平均值)，3#試樣AF+QF占比70%，沖擊吸收能量最低，為124 J(平均值)。

(3)熔敷金屬的力學(xué)性能與w(Mn)/w(Ni)和w(Mn)/w(Si)密切相關(guān)，當(dāng)w(Mn)/w(Si)和w(Mn)/w(Ni)為4.45和1.31時(shí)，熔敷金屬具有較高的低溫沖擊吸收能量，但屈強(qiáng)比較高，材料沒有塑性變形空間；當(dāng)w(Mn)/w(Si)和w(Mn)/w(Ni)為3.76和0.84時(shí)，AF占比39%，QF占比34%，PF+FSP占比27%，熔敷金屬的屈服強(qiáng)度和沖擊吸收能量分別為581 MPa和128 J(平均值)，強(qiáng)韌性匹配最佳，綜合性能最好。