0.   引言

能源是社會(huì)經(jīng)濟(jì)增長(zhǎng)和發(fā)展的基礎(chǔ),為了經(jīng)濟(jì)的可持續(xù)發(fā)展,國(guó)家大力發(fā)展水電、核電等行業(yè)。新建的水電站中800~1 000 MW級(jí)特大型水電機(jī)組轉(zhuǎn)輪主要由上冠、下環(huán)和葉片組焊而成,在運(yùn)轉(zhuǎn)過程中要承受幾十至幾百米高水流沖擊和泥沙的沖蝕,因此對(duì)接頭性能要求非常嚴(yán)格[1-3]。用作水輪機(jī)轉(zhuǎn)輪的材料主要為0Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼[4-6],常用的焊接工藝包括電弧焊、氣體保護(hù)焊、鎢極氣體保護(hù)焊和激光焊等[7]。目前,有關(guān)0Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼鑄造和熱處理工藝的研究很多[8-10],但對(duì)其焊接工藝的研究卻較少,相關(guān)研究也主要集中在選擇合適的焊接材料以獲得與0Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼相匹配的化學(xué)成分和力學(xué)性能、焊接結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)以及焊接接頭的應(yīng)力腐蝕行為等方面[11-12]。0Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼在實(shí)際工程應(yīng)用中會(huì)出現(xiàn)較多的焊接問題,如焊接接頭脆化和微裂紋等,導(dǎo)致產(chǎn)品返修量增大、生產(chǎn)成本提高[13]。焊接工藝參數(shù)會(huì)影響焊接接頭的質(zhì)量和性能,其研究有著重要的意義。焊接熱輸入則是綜合焊接電流、焊接速度、電弧電壓的一種參數(shù),對(duì)焊接接頭組織與性能有重要影響。因此,作者對(duì)中厚0Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼板進(jìn)行多層多道電弧焊,研究了不同焊接熱輸入下焊接接頭的顯微組織及力學(xué)性能,以期為該材料的水電機(jī)組關(guān)鍵部位焊接工藝參數(shù)制定提供技術(shù)參考。 

1.   試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用母材為尺寸300 mm×150 mm×20 mm的0Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼板,處理工藝為鍛造→二次正火（1 040 ℃+1 010 ℃）→二次回火（620 ℃+600 ℃）；顯微組織如圖1所示,為回火馬氏體和少量δ鐵素體,其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為780,580 MPa。焊接材料選用E410NiMo-15焊條,焊條直徑為4.0 mm,其抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為850,620 MPa。母材及焊接材料的化學(xué)成分如表1所示。采用IGBT型逆變式直流弧焊機(jī)對(duì)試驗(yàn)鋼板進(jìn)行多層多道焊,接頭所開坡口形式為V形坡口,坡口角度為60°,采用單面焊雙面成型,具體的焊接方法如圖2所示,基板預(yù)熱溫度為140 ℃,層間溫度為200 ℃,焊接電壓為25~27 V,焊接電流為150,160,170 A,焊接速度為14~18 cm·min−1,參考文獻(xiàn)[14]計(jì)算得到的焊接熱輸入分別為9,13,17 kJ·cm−1。 

圖  1  0Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼的顯微組織

Figure  1.  Microstructure of 0Cr13Ni4Mo martensitic stainless steel

圖  2  焊接方法示意

Figure  2.  Schematic of welding method

焊接完成后,在焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)取樣,經(jīng)磨拋,用100 mL三氯化鐵鹽酸溶液（40 mL濃鹽酸、10 g三氯化鐵和蒸餾水組成）腐蝕后,采用SK-2009型倒置式光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用DX-2500型X射線衍射儀（XRD）對(duì)焊縫和熱影響區(qū)的物相組成進(jìn)行分析,采用銅靶,Kα射線,工作電壓為30 kV,工作電流為10 mA,掃描范圍為20°~90°,掃描速率為0.01 （°）·s−1。采用HVS-1000型維氏顯微硬度計(jì)測(cè)焊接接頭的硬度,載荷為4.903 N,保載時(shí)間為20 s,測(cè)試位置為焊縫、熱影響區(qū)及母材,測(cè)試間距為0.5 mm。按照GB/T 2650—2008,在焊接接頭上沿焊接方向截取標(biāo)準(zhǔn)V型缺口沖擊試樣,缺口位于焊縫中心,缺口方向垂直于焊縫表面,在PTM2302型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行常溫（22 ℃）沖擊試驗(yàn)。按照GB/T 2651—2008,以焊縫為中心沿焊接方向截取如圖3所示的拉伸試樣,采用SHT4305型萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),拉伸速度為5 mm·min−1,測(cè)4次取平均值。 

圖  3  拉伸試樣尺寸

Figure  3.  Size of tensile sample

2.   試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1   顯微組織

由圖4可知,當(dāng)焊接熱輸入為9 kJ·cm−1時(shí),焊縫和熱影響區(qū)組織均為板條馬氏體、少量δ鐵素體和殘余奧氏體,且組織均比母材細(xì)小。母材與焊接材料中較高含量的鉻、鉬等合金元素使得δ相區(qū)右移,γ-Fe相區(qū)左移,奧氏體相區(qū)縮小,焊接時(shí)組織在高溫停留時(shí)間較短,冷卻速率太快,高溫δ鐵素體來不及向奧氏體轉(zhuǎn)變從而保留至室溫組織中[15]。當(dāng)焊接熱輸入為13 kJ·cm−1時(shí),焊縫和熱影響區(qū)的組織均為板條馬氏體、少量δ鐵素體和殘余奧氏體,相比焊接熱輸入為9 kJ·cm−1的組織略顯粗大。當(dāng)焊接熱輸入為17 kJ·cm−1時(shí),焊縫組織為粗大的馬氏體柱狀晶、少量δ鐵素體和殘余奧氏體,熱影響區(qū)組織為板條馬氏體、殘余奧氏體和δ鐵素體,馬氏體呈條束狀,但組織致密性較差。3種焊接熱輸入下焊縫的板條馬氏體組織比熱影響區(qū)細(xì)小,但二者均比母材細(xì)小,且焊縫和熱影響區(qū)中都存在少量δ鐵素體。隨著焊接熱輸入的增大,焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)的板條馬氏體組織變粗大,δ鐵素體含量增多。熱輸入的增大會(huì)加速原子的擴(kuò)散速率而促進(jìn)相變,奧氏體向δ鐵素體轉(zhuǎn)變的動(dòng)力學(xué)增強(qiáng),從而導(dǎo)致δ鐵素體含量增加；同時(shí)較大的熱輸入也為δ鐵素體的形成提供了更多的時(shí)間,因此保留至室溫的δ鐵素體增多[16]。 

圖  4  不同焊接熱輸入下焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織

Figure  4.  Microstructures of different areas of welded joints under different welding heat inputs: (a–c) weld and (d–f) heat affected zone

由圖5可知,不同焊接熱輸入下焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)均會(huì)出現(xiàn)α相（110）、（200）、（211）晶面衍射峰,且衍射峰尖銳,表明晶粒細(xì)小。焊縫和熱影響區(qū)相同晶面指數(shù)的衍射峰強(qiáng)度稍有差異,這可能是因?yàn)樵诤附舆^程中熱循環(huán)不同導(dǎo)致晶粒大小的不均勻以及晶粒間織構(gòu)類型和密度的不同[17]。隨著焊接熱輸入的增大,焊縫的衍射峰半高寬增大,熱影響區(qū)的衍射峰半高寬變化較小,可知隨著焊接熱輸入的增大,焊縫晶粒尺寸增大,而熱影響區(qū)晶粒尺寸受焊接熱輸入的影響較小。 

圖  5  不同焊接熱輸入下焊接接頭不同區(qū)域的XRD譜

Figure  5.  XRD spectra of different regions of welded joints under different welding heat inputs: (a) weld and (b) heat affected zone

2.2   力學(xué)性能

當(dāng)焊接熱輸入為9,13,17 kJ·cm−1時(shí),焊接接頭的抗拉強(qiáng)度分別為811,810,815 MPa,屈服強(qiáng)度分別為601,602,600 MPa,均高于母材且符合項(xiàng)目規(guī)定（抗拉強(qiáng)度不低于780 MPa,屈服強(qiáng)度不低于580 MPa）,屈強(qiáng)比均小于0.9,接頭的拉伸性能良好。拉伸試樣斷裂位置均為母材,這是由于焊縫的板條馬氏體組織相對(duì)細(xì)小,抗拉強(qiáng)度高于母材。當(dāng)焊接熱輸入為9,13,17 kJ·cm−1時(shí),焊接接頭的沖擊吸收能量分別為44,42,36 J,隨著焊接熱輸入增大而減小,這是由于隨著焊接熱輸入的增大,焊縫的組織變粗大,δ鐵素體含量增多所致。 

由圖6可見,隨著距焊縫中心距離的增大,不同焊接熱輸入下焊接接頭的硬度基本呈先增大后減小的趨勢(shì),硬度在熔合線附近達(dá)到最大值,這是因?yàn)榭拷酆暇€的完全淬火區(qū)為過熱區(qū),在焊接過程中大量合金元素溶入奧氏體中形成硬度較高的馬氏體[15]。不同焊接熱輸入下焊縫、熱影響區(qū)和母材的平均硬度分別為320,305,290 HV。焊縫的板條馬氏體組織比熱影響區(qū)和母材細(xì)小,因此其硬度較高。隨著焊接熱輸入的增加,焊縫和熱影響區(qū)的硬度均略微降低。隨著焊接熱輸入的增大,焊縫和熱影響區(qū)的組織變粗大,因此硬度降低。由于母材和焊接材料的碳含量低,而決定馬氏體硬度的因素主要為馬氏體的碳含量,因此不同焊接熱輸入下的焊接接頭硬度整體偏低。 

圖  6  不同焊接熱輸入下焊接接頭的硬度分布曲線

Figure  6.  Distribution curves of hardness of welded joints under different welding heat inputs

2.3   沖擊斷口形貌

由圖7可見,在不同焊接熱輸入下沖擊斷口均由少量深的大型韌窩[18-19]和大量小型等軸韌窩構(gòu)成,呈典型的韌性斷裂特征,說明焊縫具有良好的韌性。相較于17 kJ·cm−1焊接熱輸入下的沖擊斷口,焊接熱輸入為9,13 kJ·cm−1下沖擊斷口中的韌窩尺寸略大且均勻,且17 kJ·cm−1焊接熱輸入下韌窩內(nèi)部有少量夾雜物,因此焊接熱輸入為9,13 kJ·cm−1下焊接接頭的沖擊吸收能量更高,沖擊韌性更好。韌窩的形成主要與焊縫的微觀結(jié)構(gòu)有關(guān),雖然不同焊接熱輸入下焊縫的晶粒尺寸和分布不同,但其組織主要由細(xì)小的板條馬氏體組成,這些細(xì)小且均勻分布的板條馬氏體能夠提高材料的塑性和韌性,從而發(fā)生微孔聚集型斷裂而形成韌窩。 

圖  7  不同焊接熱輸入下焊接接頭的沖擊斷口微觀形貌

Figure  7.  Impact fracture micromorphology of welded joints under different welding heat inputs: (a–c) at low magnification and (d–f) at high magnification

3.   結(jié)論

（1）0Cr13Ni4Mo馬氏體不銹鋼焊接接頭焊縫和熱影響區(qū)的組織均為板條馬氏體、少量δ鐵素體和殘余奧氏體。焊縫中的板條馬氏體組織比熱影響區(qū)細(xì)小,二者均比母材細(xì)小。隨著焊接熱輸入的增大,焊縫和熱影響區(qū)的板條馬氏體組織變粗大,δ鐵素體含量增多。 

（2）不同焊接熱輸入下焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別約為810,600 MPa,均高于母材且符合項(xiàng)目規(guī)定,屈強(qiáng)比均小于0.9,接頭的拉伸性能良好,在拉伸后均在母材處斷裂。隨著焊接熱輸入增大,沖擊吸收能量減小,焊接熱輸入為9,13 kJ·cm−1下沖擊斷口中的韌窩尺寸略大且均勻,沖擊韌性更好。不同焊接熱輸入下焊縫的硬度在310~340 HV,其平均硬度高于熱影響區(qū)和母材,隨著焊接熱輸入的增加,焊縫和熱影響區(qū)的硬度均略微降低。

文章來源——材料與測(cè)試網(wǎng)