郭新芳，崔鳳友，范宏舉，萬夫偉，陳瀾文，劉 鵬，馮雪雁

1.中國電建集團(tuán)核電工程有限公司，山東 濟(jì)南 250102

2.山東建筑大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，山東 濟(jì)南 250101

0 前言

大唐鄆城630℃超超臨界燃煤機(jī)組示范項(xiàng)目是目前全球蒸汽參數(shù)最高的火電機(jī)組。蒸汽溫度和蒸汽壓力決定了火電機(jī)組的效率，高溫段耐熱鋼管的制造與加工是制約高性能火電機(jī)組成套技術(shù)和能力的最重要的因素［1-3］。如果不解決材料技術(shù)問題就不能擺脫對國外廠商的依賴，無法形成自有成套技術(shù)和生產(chǎn)能力。因此盡快開發(fā)出具有自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的先進(jìn)耐熱鋼，形成中國制造的成套技術(shù)和知識(shí)產(chǎn)權(quán)勢在必行。

G115鋼（08Cr9W3Co3VNbCuBN）是鋼鐵研究總院和寶鋼共同研發(fā)的具有我國自主知識(shí)產(chǎn)權(quán)的新型馬氏體耐熱鋼，其組織和性能與美國P93相近，采用選擇性強(qiáng)化設(shè)計(jì)理念，通過合理控制B和N的配比有效控制M23C6碳化物在服役過程中的長大速率，在Nb和V之外通過添加適量Cu元素進(jìn)一步增加析出強(qiáng)化效果［4-6］。G115鋼在620～650℃溫度區(qū)間組織穩(wěn)定、性能優(yōu)異，具有最高的持久性能和抗蒸汽腐蝕性能，其在625℃和650℃下的目標(biāo)許用應(yīng)力是T/P92鋼的1.5倍以上［7-8］。其抗高溫蒸汽氧化性能和可焊性與P92鋼相當(dāng)，有潛力應(yīng)用于620～650℃溫度段的大口徑管和集箱等厚壁部件以及小口徑過熱器和再熱器管的制造［9］。

大口徑厚壁耐熱鋼管進(jìn)行性能熱處理時(shí)，由于大壁厚，管徑不同位置存在明顯的溫度梯度，導(dǎo)致母材晶粒較為粗大。晶粒粗大的厚壁G115鋼管焊接時(shí)，若工藝參數(shù)選擇不當(dāng)，焊接接頭極易出現(xiàn)各種顯微缺陷，對力學(xué)性能造成不利影響。近年來，該新型鋼材料的焊接研究正在開展，例如徐連勇等［10］采用CMT+P方式對G115鋼同質(zhì)焊接后，焊接接頭的室溫拉伸性能特別是熱影響區(qū)的沖擊韌性明顯提高，但該方法在實(shí)際生產(chǎn)應(yīng)用中尚未被使用，目前對G115鋼同質(zhì)焊接的研究文獻(xiàn)較少，其焊接方法仍處于探索階段。

本文針對厚壁115 mm的新型國產(chǎn)G115鋼開展焊接工藝研究，利用金相顯微鏡、顯微硬度計(jì)、沖擊試驗(yàn)機(jī)等分析測試手段，研究焊后微觀組織結(jié)構(gòu)特征及其與焊接工藝之間的影響規(guī)律，重點(diǎn)分析焊縫、熱影響區(qū)及母材組織結(jié)構(gòu)特征及性能變化，為G115耐熱鋼的實(shí)際焊接應(yīng)用提供重要的試驗(yàn)與研究基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料及工藝

試驗(yàn)材料為尺寸φ530 mm×115 mm的G115大厚壁耐熱鋼管。其化學(xué)成分及力學(xué)性能如表1、表2所示。接頭采用近V型坡口形式（見圖1），采用TIG焊打底+SMAW填充、蓋面方法進(jìn)行焊接，工藝參數(shù)如表3所示。TIG焊采用的焊絲為GTR-W93，直徑φ2.4 mm，焊條電弧焊采用的焊條為GER-93，直徑分別為φ2.6 mm和φ3.2 mm。使用純度≥99.99%氬氣保護(hù)熔池，正面保護(hù)氣流量10～12 L/min，背面保護(hù)氣流量10～15 L/min。焊前對接頭進(jìn)行預(yù)熱處理，預(yù)熱溫度為200℃，以防止冷裂紋的產(chǎn)生。采用多層多道焊，保持層間溫度為200～250℃，焊后進(jìn)行770℃×11 h回火處理。焊后接頭用FeCl3鹽酸溶液（FeCl35 g+HCl 50 mL）進(jìn)行顯蝕處理，接頭截面宏觀金相組織如圖2所示。根據(jù)圖2的測量結(jié)果，熱影響區(qū)寬度為3～4 mm。

圖1 接頭坡口Fig.1 Joint groove

圖2 接頭宏觀金相形貌Fig.2 Macroscopic metallographic appearance of joint

表1 G115鋼管的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Chemical Composition of G115 Steel（wt.%）

表2 G115鋼管的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the G115 steel

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding process parameters

利用Nikon Epiphot 300U/200型臥式金相顯微鏡、HV-1000型顯微硬度計(jì)及JBW-300H型沖擊試驗(yàn)機(jī)對接頭各區(qū)域顯微組織、硬度分布及沖擊韌性等進(jìn)行試驗(yàn)與分析。

2 結(jié)果與討論

2.1 蓋面區(qū)顯微組織

圖3a為蓋面區(qū)母材顯微組織，組織呈現(xiàn)片狀馬氏體組織形態(tài)，同時(shí)還存在少量的殘余奧氏體，且片狀馬氏體在原奧氏體晶粒內(nèi)部和邊界形核長大。圖3b為蓋面區(qū)HAZ組織形貌，受焊接熱循環(huán)的影響，熱影響區(qū)晶粒長大，遠(yuǎn)離焊縫方向，形成粗大的針片狀馬氏體且逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l馬氏體。隨著多層熱循環(huán)的影響，板條馬氏體數(shù)量變多，殘余奧氏體逐漸減少。圖3c為蓋面區(qū)熔合區(qū)組織形貌，靠近母材一側(cè)主要由針片狀馬氏體和板條馬氏體組成，靠近焊縫一側(cè)主要為等軸晶形態(tài)組織。圖3d為蓋面區(qū)焊縫微觀組織，焊縫區(qū)存在典型馬氏體組織，與母材相比其晶粒更為細(xì)小。形成等軸晶形貌的原因?yàn)椋憾鄬雍附訒r(shí)，因后一層焊縫對前一層焊縫進(jìn)行加熱，使其發(fā)生相變再結(jié)晶，從而導(dǎo)致柱狀晶消失，形成細(xì)小的等軸晶。

圖3 蓋面區(qū)顯微組織Fig.3 Microstructure of capping area

2.2 填充區(qū)顯微組織

填充區(qū)顯微組織如圖4所示。其母材組織與蓋面區(qū)母材組織相同（見圖4a），圖4b為填充區(qū)HAZ組織形貌，晶粒進(jìn)一步生長，形成較為粗大的片狀馬氏體，且片狀馬氏體開始減少，出現(xiàn)板條狀組織，其板條馬氏體組織顯著增多。圖4c為填充區(qū)熔合區(qū)組織形貌，靠近母材一側(cè)主要由針片狀馬氏體和板條馬氏體組成，而靠近焊縫一側(cè)組織主要為等軸晶形態(tài)。圖4d為填充區(qū)焊縫區(qū)組織形貌，存在回火馬氏體組織，在填充焊過程中，后一層焊縫會(huì)對前一層焊縫二次加熱，使組織發(fā)生相變再結(jié)晶，形成等軸晶。

圖4 填充區(qū)顯微組織Fig.4 Microstructure of filling area

2.3 焊根區(qū)顯微組織

圖5a為焊根區(qū)母材顯微組織，呈現(xiàn)明顯的針片狀組織形態(tài)，為典型的片狀馬氏體。圖5b是焊根區(qū)HAZ組織形貌，其晶粒較母材進(jìn)一步生長，形成較粗大的片狀馬氏體，且片狀馬氏體開始減少，出現(xiàn)板條狀組織，促使板條馬氏體增多，同時(shí)殘余奧氏體有所減少。焊根區(qū)熔合區(qū)（見圖5c）靠近母材一側(cè)顯微組織也主要由針片狀馬氏體和板條馬氏體組成，靠近焊縫一側(cè)顯微組織主要為等軸晶（見圖5d）。根部TIG焊接時(shí)，熔池與其兩側(cè)母材相之間的部分熱量發(fā)生傳導(dǎo)，造成冷卻速度較快，使得焊縫金屬的過冷度增加，提高了形核率，促進(jìn)了等軸晶的形成。

圖5 焊接根部顯微組織Fig.5 Microstructure of welding root area

2.4 接頭硬度分布及影響

采用HV-1000型顯微硬度計(jì)測試接頭硬度，加載載荷0.2 kgf，加載時(shí)間10 s，硬度測點(diǎn)間隔5 mm，試驗(yàn)結(jié)果如圖6所示。

圖6 焊接接頭各區(qū)域硬度分布Fig.6 Hardness distribution of each area of welded joint

由圖6可知，熱影響區(qū)硬度與母材硬度相差不大，母材平均硬度為235.5 HV，熱影響區(qū)的平均硬度為245 HV，焊接接頭的硬度分布趨勢為從母材到焊縫區(qū)硬度逐漸升高，在焊縫或近焊縫處硬度達(dá)到最大。熔合線處的平均硬度為250.3 HV，焊縫的平均硬度為271.3 HV。焊縫區(qū)最大硬度值為302.8 HV，最小硬度值為234.1 HV。母材區(qū)域的馬氏體組織為片狀馬氏體，熱影響區(qū)片狀馬氏體減少，板條馬氏體增多，晶粒變得更加細(xì)小，顯微硬度高于母材。在焊縫區(qū)，晶粒變成更加細(xì)小的等軸晶，同時(shí)，焊縫區(qū)的顯微組織不再是單一的馬氏體組織，還會(huì)析出一部分碳化物組織，這一區(qū)域馬氏體與滲碳體共存，其硬度值比單一馬氏體組織要高。從結(jié)果看，顯微硬度試驗(yàn)結(jié)果與金相顯微組織試驗(yàn)結(jié)果吻合。

綜上所述，焊縫區(qū)、熱影響區(qū)及熔合區(qū)存在較為明顯的組織轉(zhuǎn)變，會(huì)明顯影響接頭各區(qū)域的硬度分布［3，5］，這勢必對接頭的力學(xué)性能（例如韌性）有一定的影響。

2.5 接頭沖擊韌性

利用線切割制備沖擊韌性分析試樣，沖擊件規(guī)格為55 mm×10 mm×10 mm，試樣截取位置如圖7所示。將試樣夾持在JBW-300H型沖擊試驗(yàn)機(jī)上，按照NB47014、GB/T229（20 ℃、KV2）標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行試驗(yàn)，沖擊試驗(yàn)結(jié)果如圖8所示。

圖7 沖擊試樣截取示意Fig.7 Schematic diagram of impact sample interception

圖8 接頭沖擊吸收功Fig.8 Impact absorption energy of the joint

在焊縫和熱影響區(qū)各取3個(gè)試驗(yàn)區(qū)，每個(gè)區(qū)域制備3個(gè)試樣，即每個(gè)區(qū)域的沖擊值為3個(gè)試樣的平均值。焊縫區(qū)位置編號(hào)從上往下分別為1（蓋面區(qū)）、2（填充區(qū)）、3（焊根區(qū)），熱影響區(qū)區(qū)域位置編號(hào)從上往下分別為4（蓋面區(qū)）、5（填充區(qū)）、6（焊根區(qū)）。

試驗(yàn)結(jié)果表明，焊縫區(qū)的沖擊吸收能量平均值分別為46.22 J、44.79 J、39.22 J，熱影響區(qū)的沖擊吸收能量平均值分別為37.77 J、35.87 J、76.45 J。結(jié)果分析可知，熱影響區(qū)根部的沖擊吸收功明顯高于焊縫，熱影響區(qū)填充區(qū)的沖擊吸收功略低于焊縫。焊縫根部的沖擊吸收功較低，該區(qū)域幾乎全為晶粒各向異性的等軸晶，晶粒的大小和取向趨于一致，容易產(chǎn)生裂紋［8］，且其晶粒尺寸相對較大，韌性較差。根據(jù)承壓設(shè)備焊接工藝評定NB T47014標(biāo)準(zhǔn)，各區(qū)域至少取3個(gè)試樣，且各區(qū)域的沖擊吸收功平均值不得小于31 J，因此，該試驗(yàn)結(jié)果均符合標(biāo)準(zhǔn)，滿足使用要求。

3 結(jié)論

（1）采用TIG+SMAW焊接工藝，選擇了合理的焊接工藝參數(shù)，經(jīng)770℃回火處理實(shí)現(xiàn)了G115大厚壁無縫鋼管的焊接。接頭蓋面熱影響區(qū)的晶粒粗大，遠(yuǎn)離焊縫方向，組織由粗大針片狀馬氏體向板條馬氏體轉(zhuǎn)變，填充影響區(qū)晶粒進(jìn)一步生長，形成較為粗大的片狀馬氏體，且片狀馬氏體開始減少，出現(xiàn)板條狀組織，焊根熱影響區(qū)晶粒也較大，形成較為粗大的片狀馬氏體；蓋面熔合區(qū)靠近母材一側(cè)主要由針片狀馬氏體和板條馬氏體組成，靠近焊縫一側(cè)呈現(xiàn)等軸晶組織，填充熔合區(qū)和焊根熔合區(qū)組織與蓋面熔合區(qū)組織相同。

（2）接頭硬度分布由母材（平均235.5 HV）到焊縫逐漸增大，在焊縫或近焊縫處（平均271.3 HV）硬度達(dá)到最大，但熔合線（平均250.3 HV）處硬度略有下降。

（3）焊縫的沖擊吸收功平均值為43.41 J，熱影響區(qū)的沖擊功平均值為50.03 J；滿足承壓設(shè)備焊接工藝評定NB T47014標(biāo)準(zhǔn)要求的最小值31 J，G115鋼SMAW+TIG焊接頭沖擊性能符合實(shí)際使用要求。