T91 耐热钢激光焊和钨极氩弧焊接头组织及力学性能研究

2021-01-19丁煜瀚华学明

焊管 2020年11期

丁煜瀚，唐彬，李芳，华学明，沈忱

（1. 上海交通大学上海市激光制造及材料表面改性重点实验室，上海 200240；2. 上海电力股份有限公司吴泾热电厂，上海 200241；3. 上海吴泾电力工程有限责任公司，上海 200241）

0 前言

T91 是在P91 耐热钢（9Cr1MoVNb）基础上添加微量合金元素并控制氮含量得到的新型耐热钢，是一种蠕变增强马氏体铁素体钢[1-2]。T91 钢具有良好的力学性能和高温下稳定的微观组织结构，是疲劳加载和蠕变暴露条件下最可靠的材料之一[3-4]。此外，其还具有较高的抗氧化性、抗应力腐蚀开裂性和足够的断裂韧性。这些优良的性能使T91 钢成为最通用的高温应用材料之一[5-8]。目前广泛应用于亚临界和超临界核电站的再热器、过热器集箱，以及蒸汽管道中[9-10]。

在采用钨极氩弧焊（GTAW）时，焊接的坡口和尺寸精度要求高，同时，接头的装配和定位焊接技术难度较高。在预热200 ℃以下焊接时，采用手工钨极氩弧焊在接头的表面或内部都容易产生裂纹，具有较大的冷裂倾向[11]。而激光焊（LW）可以获得高质量的接头强度和较大的深宽比，焊接过程中不用采用多道成型，焊接效率高。 Shanmugarajan 等[12]进行了9Cr-1Mo （P91）钢的激光焊接，试验结果表明，由于显微组织较细，激光焊缝的室温冲击韧性优于母材。同时，Shanmugarajan[13]对Cr-Mo-W-V-Nb 钢的激光焊接接头进行研究，结果发现接头实现了良好的熔合和完全渗透，没有出现焊接缺陷。焊接接头中在细晶热影响区（FGHAZ）和基材（BM）界面没有观察到明显的软化，激光焊接接头在760 ℃保温3 h 后具有优良的室温和高温力学性能，并且拉伸失效总是发生在母材，远离焊缝和HAZ。

本研究通过使用LW 工艺与填丝GTAW 工艺对T91 耐热钢进行对接焊，并进行相应焊缝的组织表征与性能测试，对比研究两种焊接工艺获得的T91 耐热钢焊缝组织与性能差异，为进一步制定和优化T91 耐热钢管的焊接工艺提供理论依据。

1 试验材料与方法

1.1 焊接试验

试验采用直径51 mm、壁厚4 mm 的T91钢管，其化学成分见表1。 T91 耐热钢微观组织如图1 所示，从图1 可以看出， T91 钢具有典型的回火板条马氏体组织，其中较粗的碳化物（M23C6）沿前奥氏体晶界和马氏体包块晶界析出，细小的析出物则均匀分散在马氏体板条内。

表1 T91 耐热钢化学成分 %

图1 T91 耐热钢微观组织

在T91 钢管焊接过程中，采用陶瓷加热毯对焊缝进行150 ℃焊前预热，时长30 min。焊接中使用LW 工艺的意义就在于无需复杂的焊接坡口设计，且得益于LW 自身熔深较好的特性，可在无填丝条件下完成窄间隙单面焊双面成形。所以试验中LW 工艺采用不开坡口的无填丝自熔焊，焊缝设置如图2 （a）所示，焊前使用丙酮对焊缝进行表面清理并精确组对，LW 焊接工艺参数见表2。激光焊接试验装置如图2 （b）所示，激光头固定在支架上， T91钢管固定在三爪卡盘上匀速旋转。在焊接过程中激光热源直接对焊缝一次性熔透完成焊接。激光器型号为恩耐公司CFL 6000W-200，激光头准直与聚焦焦距为C150 mm/F300 mm。

本研究中GTAW 工艺采用当前T91 耐热钢管焊接普遍采用的V 形焊接坡口与工艺设置。焊缝坡口尺寸与焊接位置如图3 所示，相应GTAW 参数见表3。在焊接过程中， GTAW 电弧先对焊缝坡口钝边处进行第一道填丝焊，完成之后再对坡口部分进行第二道GTAW 填丝焊完成焊接，两道次焊接使用相同的GTAW参数。 GTAW 填丝焊使用的填材为Φ2.4 mm TGS-9cb 焊丝，其成分见表4。

图2 T91 耐热钢管LW 对接焊缝示意图及试验装置

图3 T91 耐热钢管GTAW 对接焊缝坡口示意图

表3 GTAW 焊接工艺参数

表4 TGS-9cb 焊丝化学成分 %

本研究对T91 耐热钢管焊缝进行了760 ℃保温2 h，并随炉冷却的后热回火处理，旨在一定程度上降低焊缝残余应力，同时细化焊缝组织并调控M23C6碳化物的析出与分布。

1.2 组织分析与力学性能试验

组织分析方面，热处理后的LW 焊接接头与GTAW 焊接接头在截面取样、抛光、腐蚀（氯化铁∶盐酸∶水=3∶10∶100，腐蚀时间8～10 s）之后使用OLYMPUS-CK40M 光学显微镜进行微观组织分析。焊缝截面硬度使用维氏硬度仪进行测量，压头压力为500 N，压力时间为15 s。硬度测量点位置如图4 所示， LW 与GTAW 对接焊缝试样硬度点均沿母材中心排布，测试点间距为0.2 mm。

图4 硬度测量点分布示意图

拉伸试验使用Zwick Z100 力学试验机，板状拉伸试样尺寸依据ASTM-E8 标准进行加工，试样标距段尺寸为24 mm。取样位置包括焊缝与母材，焊缝试样具体取样位置如图5 所示。室温拉伸速率为1 mm/min。试样的高温性能在600 ℃下以0.02 mm/min 拉伸速率进行测试。拉伸断口使用LaB6 扫描电镜（SEM）进行分析。

图5 焊缝拉伸试样和冲击试样取样位置

冲击试验使用SUNS-PTM2200-D1 摆锤式冲击试验机进行，冲击位置包括焊缝金属、热影响区及母材，试验温度为室温，冲击试样尺寸依据GB/T 229—2007 标准制备，由于管子壁厚仅有4 mm，故采用半尺寸试样进行测试，试样尺寸为55 mm×10 mm×2.5 mm，取样位置如图5 所示。冲击断口使用Vega LaB6-SEM进行分析。

2 试验结果与分析

2.1 焊缝组织形貌表征

LW 焊接接头与GTAW 焊接接头宏观组织形貌如图6 所示。两种工艺焊缝对比可知， LW接头熔化区较窄，而GTAW 接头熔化区较宽。这是由于GTAW 是多层多道焊接，焊接热输入大，熔化区较宽，热影响区也比LW 接头宽，而LW 焊接热量集中且是单道成型。

图6 T91 耐热钢对接焊缝宏观形貌

LW 焊接接头与GTAW 焊接接头对应位置（焊缝、熔合线、热影响区）微观组织形貌如图7所示。两种焊接工艺焊接接头经过760 ℃回火后，组织中的板条马氏体发生了多边化回复，均为回火马氏体组织，针状铁素体在回火过程中合并长大，碳化物沿块状铁素体分布，形成针状组织（图7 中所示），碳化物集中分布会降低焊缝的力学性能。组织中的碳化物呈弥散分布状，阻扰了晶粒的长大和位错的移动，保持了LW 焊接接头和GTAW 焊接接头力学性能的稳定性。 LW 热影响区比GTAW 热影响小，其晶粒比焊缝组织晶粒粗大，由于GTAW 在焊接过程中为多层多道焊，热影响区晶粒更为粗大，组织以回火马氏体为主。

图7 T91 耐热钢焊接接头微观组织形貌

2.2 硬度与拉伸试验结果

图8 LW 焊接接头和GTAW 焊接接头硬度分布图

LW 焊接接头和GTAW 焊接接头显微硬度如图8 所示。 LW 焊接热量集中且是单道成型，焊缝宽度较窄，硬度值约为230HV。而GTAW 为多层焊接，焊接热输入大，焊缝宽度较大。GTAW 焊接过程中，第二层焊接会对第一层焊道产生回火作用，回火具有软化作用，焊缝硬度值较LW 焊缝低，由于多层热作用， GTAW 焊缝组织呈不均匀性，焊缝区的硬度存在一定的起伏。LW 热影响区变化不明显，比GTAW 热影响区小，热影响区的晶粒比焊缝组织晶粒大； GTAW在焊接过程中为多层多道焊，热影响区晶粒更为粗大，组织以回火马氏体为主，因此硬度值也较高，约为210HV。

焊接接头室温拉伸试样断裂位置及强度如图9 所示。图9 （a）为LW 焊接接头常温拉伸断裂位置，图9 （b）为GTAW 焊接接头常温拉伸断裂位置， LW 接头拉伸试样均断裂在母材，而GTAW 接头试样断裂在焊缝区域。常温拉伸性能如图9 （c）所示，可以看到， LW 接头的平均抗拉强度为550 MPa，断裂位置在母材。 GTAW 接头的平均抗拉强度为549 MPa，但是断裂位置发生在焊缝。

常温拉伸断口形貌如图10 所示，两种工艺条件下， LW 接头试样断裂在母材，断口存在大量韧窝，为典型的塑性断裂； GTAW 断裂发生在焊缝，韧窝较图10 （a）偏小，且断口表面存在少量河流花样，具有部分脆性断裂特征。由组织分析可知， GTAW 受多次热作用影响，组织呈现不均匀性，导致焊缝强度降低，因此断裂发生在焊缝。 LW 接头和GTAW 接头高温拉伸结果见表5，两种焊接工艺在600 ℃下的高温拉伸断裂均发生在母材，高温抗拉强度分别为195 MPa 和192 MPa，与母材的高温拉伸强度一致，表明两种工艺的焊接接头在600 ℃下具有良好的高温稳定性能。

图9 焊接接头室温拉伸试样断裂位置及强度

图10 T91 焊缝室温拉伸断口形貌

表5 T91 焊接接头的高温拉伸性能

2.3 室温冲击试验结果

冲击试验结果采用多组试样取平均值，试验结果见表6。从表6 可以看出，两种工艺接头焊缝位置和热影响区的冲击功均高于母材，表明接头具有良好的冲击韧性，均满足使用要求。GTAW 接头和LW 接头的WZ 冲击功分别为146.9 J 和168.9 J， LW 冲击功高于GTAW，这是由于LW 过程中，焊缝区的晶粒较GTAW 细小，因此冲击韧性更高。同时，对冲击断口进行SEM 分析，结果如图11 所示，断口均是韧窝，说明两种接头都具有良好的冲击韧性。 LW 焊缝在强度与冲击韧性方面略优于GTAW 焊缝。