預置鎳基合金片對異種鋼UNGW接頭組織及性能的影響

鄭韶先，徐龍強，趙錫龍，史偉

(1.蘭州交通大學，蘭州 730070；2.蘭州蘭石檢測技術有限公司，蘭州 730314)

0 前言

異種鋼接頭已被廣泛應用于電站鍋爐、石油化工等行業的高溫高壓及腐蝕環境中[1-6]。然而，異種鋼接頭鎳質量分數低于5%～6%的不均勻混合區內易形成馬氏體，可明顯降低接頭的塑韌性。同時，異種鋼接頭在高溫環境下長時間服役，會發生碳的擴散遷移[7-11]，而馬氏體層能加速碳的擴散，致使脫碳層處因晶粒粗化而軟化，因而在脫碳層處易發生蠕變斷裂[12-13]。

通常在高溫下服役的異種鋼接頭，大都采用鎳基合金作為填充金屬。這是由于鎳基合金可以顯著提高不均勻混合區鎳的分布梯度，不僅能有效減小馬氏體層的厚度，而且還能降低異種界面兩側由于線膨脹系數差異較大所形成的熱應力。然而選擇填充鎳基合金，一方面會因鎳基合金焊材消耗量大，使得焊接成本大大提高；另一方面，焊接熔池內的熔融鎳基合金是以奧氏體為先析出相凝固，若熔合比控制不當則極易導致焊縫區開裂。

為了提高15CrMo鋼熔合線附近焊縫區的鎳含量，并防止整個熔池以奧氏體為先析出相發生凝固，文中在15CrMo鋼一側嘗試采用預置鎳基合金片的方法進行了15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼的超窄間隙焊接(Ultra-narrow gap welding，UNGW)，利用脈沖電弧將超窄間隙兩側壁及鎳基合金片快速熔化并凝固，填充金屬則選用鎳含量較低的奧氏體不銹鋼焊絲ER347L。通過對焊態下和熱時效處理后的異種鋼UNGW接頭微觀組織及硬度分布的分析，明確了預置鎳基合金片對異種鋼UNGW焊縫成形、微觀組織及高溫下碳擴散的影響。

1 試驗方法

試驗先采用DN-5微型電阻焊機將不同厚度的鎳基合金片點焊至15CrMo鋼表面，焊點間距約為10 mm，從而可有效防止UNGW時鎳基合金片熔化端頭因受熱不均而產生翹曲，以致鎳基合金片與間隙側壁之間形成較大間隙而發生電弧攀升，電阻點焊鎳基合金片工藝及參數見表1。而后采用細顆粒焊劑約束的脈沖電弧[14]進行15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼的UNGW，預置有Ni基合金片的I形坡口示意圖如圖1所示。

試驗所用的工件為120 mm×20 mm×20 mm的15CrMo和120 mm×20 mm×15 mm的1Cr18Ni9Ti，墊板為260 mm×20 mm×4 mm的1Cr18Ni9Ti。鎳基合金片材質為Inconel 625，尺寸為120 mm×15 mm，焊絲為φ1.6 mm的ER347L，鎳基合金片及焊絲的化學成分見表2。

表1 電阻點焊鎳基合金片工藝及參數

圖1 預置Ni基合金片的I形坡口示意圖

表2 鎳基合金片及焊絲的主要化學成分(質量分數，%)

試驗所用焊劑為SJ 601，顆粒度為380～830 μm。點焊鎳基合金片后的焊件及超窄間隙焊接后的焊件外觀形貌如圖2所示，其中UNGW工藝參數見表3。

熱時效處理采用SG-QF 1200箱式氣氛爐，顯微組織及EDS測試分別采用HAL 100型光學顯微鏡和SSX-550掃描電鏡。硬度測試采用FM-700型顯微硬度計，加載載荷為0.98 N。15CrMo母材用腐蝕液為4%硝酸酒精，不銹鋼母材及焊縫區組織采用10% CrO3水溶液電解腐蝕，電解電流和電解時間分別為5 A和120 s。

圖2 焊件外觀形貌

表3 UNGW工藝參數

2 試驗結果

2.1 異種鋼UNGW接頭橫截面形貌

預置不同厚度的鎳基合金片所對應的15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼UNGW接頭橫截面形貌如圖3所示，可以看出圖3a的左側側壁熔高h1與右側側壁熔高h2基本相等，而圖3b、圖3c及圖3d的相差較大，并且在圖3c及圖3d的焊縫中心區域均形成了凝固裂紋。導致圖3b、圖3c及圖3d所示異種鋼UNGW焊縫左右兩側側壁熔高相差較大的原因，一方面在于焊接時存在不同程度的磁偏吹，以致電弧偏向15CrMo鋼一側加熱；另一方面在于鎳基合金片抑制了電弧對15CrMo鋼側壁的加熱作用，致使圖3c和圖3d在焊接時即使電弧偏向15CrMo鋼一側加熱，也仍然在15CrMo鋼一側形成了明顯的熔合不良缺陷。考慮到UNGW焊后清渣時，一般都會將焊道表面下方一定厚度的焊縫區金屬打磨掉，以形成略微下凹的焊道表面，從而有利于下一道焊縫焊接時電弧能有效加熱超窄間隙側壁。顯然，圖3a的焊縫區金屬的打磨厚度較小，故焊縫成形相對較好；而圖3b、圖3c及圖3d的焊縫區金屬的打磨厚度較大，故焊縫成形相對較差。

圖3 15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼UNGW接頭橫截面形貌(h1為左側側壁熔高；h2為右側側壁熔高)

2.2 異種鋼UNGW接頭微觀組織分析

UNGW的焊接熱輸入很小，約為1.2 kJ/mm，因此異種鋼UNGW接頭兩側的HAZ及焊縫區冷卻速度都很快，以致15CrMo的HAZ過熱區內形成了馬氏體和貝氏體組織，如圖4a、圖5a、圖6a、圖7a所示。1Cr18Ni9Ti的HAZ過熱區組織則由奧氏體和少量蠕蟲狀鐵素體組成，如圖4c、圖5c、圖6c、圖7c所示。另外，圖4和圖5的焊縫區組織為以FA模式凝固的細小奧氏體等軸晶及晶內少量枝晶狀鐵素體組成。同時在圖5a所示的15CrMo熔合邊界個別位置處有以A模式凝固的奧氏體胞狀晶形成。圖6b和圖7b的焊縫中心區域組織為以A模式凝固的粗大奧氏體柱狀枝晶。圖6中靠近兩側熔合邊界的焊縫區組織呈細小的等軸晶，等軸晶的基體為奧氏體，在等軸晶奧氏體上分布著枝晶狀鐵素體，顯然該等軸晶也是以FA模式凝固的。在圖6a所示的15CrMo熔合邊界大部分位置處都有以A模式凝固的胞狀晶奧氏體形成。圖7中靠近兩側熔合邊界的焊縫區組織均為以A模式凝固的細小胞狀晶奧氏體。

圖4 預置0.3 mm鎳基合金片的異種鋼接頭微觀組織

圖5 預置0.6 mm鎳基合金片的異種鋼接頭微觀組織

圖6 預置0.9 mm鎳基合金片的異種鋼接頭微觀組織

圖7 預置1.2 mm鎳基合金片的異種鋼接頭微觀組織

在預置0.9 mm鎳基合金片的焊縫區內部，選擇不同形態的微觀組織進行了EDS分析，SEM圖片如圖8所示，EDS分析結果見表4。可以看出，圖8a的柱狀枝晶奧氏體的平均鎳含量最高，圖8c的等軸晶奧氏體的平均鎳含量最低，而圖8b的胞狀晶奧氏體的平均鎳含量則介于前兩者之間，并且三者的平均鎳含量均高于ER347L焊絲和1Cr18Ni9Ti母材，顯然上述3種微觀組織比ER347L焊絲和1Cr18Ni9Ti母材多出的鎳只能是來源于熔化的鎳基合金片。這表明由于焊接熱輸入很小，熔化的鎳基合金片不能充分的與熔池金屬均勻混合，以致在焊縫中心區域出現了明顯的鎳偏聚，降低了焊縫中心區域的成分過冷度，使得焊縫中心區域由預置鎳基合金片較薄時的等軸晶轉變為了預置鎳基合金片較厚時的柱狀枝晶或胞狀晶[15]。 此外，文中還對15CrMo熔合線附近的焊縫區進行了EDS分析，SEM圖片如圖9所示，EDS分析結果見表5。可以看出熔合線附近焊縫區的鎳質量分數比填充金屬(ER347L)的提高了約2%，結果表明在15CrMo側預置鎳基合金片，可明顯提高熔合線附近焊縫區的鎳含量。

圖8 焊縫區不同凝固組織的SEM圖片(預置0.9 mm鎳基合金片)

表4 焊縫區不同凝固組織的EDS分析結果(質量分數，%)

圖9 15CrMo側熔合線的SEM圖片

表5 15CrMo側熔合附近的EDS分析結果(質量分數，%)

圖10為預置鎳基合金片厚度分別為0.9 mm和1.2 mm時在焊縫中心區域出現的凝固裂紋，可以看出凝固裂紋均形成于以A模式凝固的粗大奧氏體柱狀枝晶交匯處。這是由于在焊縫中心區域出現了明顯的鎳偏聚，以致形成了以A模式凝固的粗大柱狀枝晶，而A凝固模式的析出相為全奧氏體組織，對S，P等雜質元素具有較低的溶解度，導致柱狀枝晶交匯處聚集了較多的溶質與雜質而形成了多種低熔點共晶，并在凝固過程中轉變成液態薄膜，加之粗大且方向性強的奧氏體柱狀枝晶晶界有利于液態薄膜的浸潤和擴展，很容易轉變成大面積的液態薄膜，以致凝固收縮時晶界液膜被拉開而擴展成裂紋。

圖10 焊縫中心的凝固裂紋

2.3 高溫下異種鋼UNGW接頭15CrMo熔合線附近的碳擴散區形貌

對預置不同厚度鎳基合金片和未預置鎳基合金片的15CrMo/1Cr18Ni9Ti異種鋼UNGW接頭進行熱時效處理，熱時效溫度和時間分別為650 ℃和120 h，熱時效后的15CrMo熔合線附近的碳擴散區形貌如圖11所示。可以看出，圖11所示各接頭的15CrMo熔合線附近均形成了一定寬度的碳擴散區，其中未預置鎳基合金片的異種鋼接頭碳擴散區寬度是預置鎳基合金片的近兩倍，并且預置0.3 mm，0.6 mm，0.9 mm和1.2 mm鎳基合金片的異種鋼接頭碳擴散區寬度基本相同。這表明預置鎳基合金片明顯比未預置鎳基合金片的接頭具有更好的抑制碳擴散的效果，因為高溫下的碳原子總是由活度系數高的區域向活度系數低的區域擴散，而提高焊縫區鎳的質量分數將有利于增大15CrMo熔合線附近焊縫區碳的活度系數。然而預置的鎳基合金片厚度在0.3～1.2 mm范圍內變化時，15CrMo熔合線附近的碳擴散區寬度并未出現明顯變化，這是因為當鎳基合金片的厚度在0.3～1.2 mm范圍內變化時，如表5所示15CrMo熔合線附近焊縫區的平均鎳質量分數相差很小，使得碳原子的活度系數相差也很小，因而所表現出的對碳擴散的抑制效果也不明顯。

圖11 經650 ℃×120 h熱時效后的15CrMo熔合線附近的碳擴散區形貌

2.4 異種鋼UNGW接頭顯微硬度分布

圖12和圖13為預置鎳基合金片的異種鋼UNGW接頭15CrMo側熔合線附近區域的顯微硬度分布。由于焊態下15CrMo的HAZ過熱區內形成了馬氏體組織，并且在熔合邊界附近的不均勻混合區內存在馬氏體層，以致這兩個區域的顯微硬度明顯比母材的高，如圖12所示。經熱時效處理后，由于高溫下發生了碳原子的擴散遷移，在熔合邊界附近的焊縫區內形成了增碳層，其內部有大量的碳化鉻析出，以致增碳層的硬度明顯比母材的高；同時在熔合線附近的HAZ內形成了脫碳層，由于該區域碳含量較低且晶粒出現了一定的粗化，使得脫碳層的硬度明顯比母材的低，如圖13所示。

圖12 未熱時效處理接頭硬度分布

圖13 650 ℃×120 h熱時效處理接頭硬度分布

3 結論

(1)預置鎳基合金片厚度小于0.6 mm時，15CrMo/ 1Cr18Ni9Ti異種鋼UNGW接頭熔合線附近焊縫區部分區域以A模式凝固并形成胞狀晶奧氏體，而焊縫的其它區域則仍以FA模式凝固，凝固組織為細小的等軸晶奧氏體及晶內少量枝晶狀鐵素體，并且焊縫中心無凝固裂紋形成。

(2)預置0.9～1.2 mm厚的鎳基合金片時，因鎳基合金片熔化后一部分會在焊縫中心區域形成明顯的鎳偏聚，以致該區域以A模式凝固，同時降低了焊縫中心區域的成分過冷度，使得焊縫中心區域形成了粗大的柱狀枝晶奧氏體，而在粗大的柱狀枝晶交匯處會聚集較多的溶質與雜質，從而形成了凝固裂紋。

(3)在15CrMo側預置厚度為0.6～0.9 mm的鎳基合金片可使熔合線附近焊縫區的Ni質量分數比填充金屬(ER347L)的提高約2%，明顯比未預置鎳基合金片的接頭具有更好的抑制碳擴散的效果，但當鎳基合金片厚度在0.3～1.2 mm范圍內變化時接頭抑制碳擴散的效果并無明顯變化。

(4)顯微硬度測試表明焊態的異種鋼接頭不均勻混合區內仍存在馬氏體層，而熱時效后在熔合線附近會形成一定寬度的富碳硬化區及貧碳軟化區。