堆焊方式对奥氏体不锈钢堆焊层组织和性能的影响

邓传印，熊建坤，徐 健，许德星，杨建平，毛桂军

东方汽轮机有限公司，四川 德阳 618000

0 前言

在核电设备制造中，低合金钢因其价格低、强度高的特点得到广泛应用，尤其适用于大口径大壁厚的通流管件。常规岛汽轮机组高压缸体制造中涉及缸体与管接的焊接，为匹配耐蚀性通常需在管端堆焊奥氏体不锈钢，经坡口加工后以同种奥氏体材料填充焊接完成。在异种钢焊接中存在焊缝金属稀释、碳迁移、焊接残余应力的典型问题，对接头性能产生不利影响［1-3］，甚至在焊接过程中出现界面剥离现象［4］。张茂龙［5］等人采用带极堆焊以不同焊接参数在SA508材料上依次堆焊EQ309L、WQ308L不锈钢，研究了堆焊稀释率对显微组织和接头力学性能的影响。以上研究均采用埋弧焊工艺，针对焊条电弧堆焊层组织和性能的研究较少。

本文采用焊条电弧焊在16Mn管端堆焊E318-15焊材，比较分析了管口端面堆焊中常用的横焊和环焊两种方式对堆焊层化学成分、显微组织和显微硬度的影响，以为优化堆焊工艺方案、提高接头安全性奠定理论基础。

1 试验材料及方法

采用焊条电弧焊在16Mn管口端面进行FOX SAS 4（E318-15/Φ4.0）不锈钢堆焊，管口端面规格为Φ650×60，母材和焊材化学成分如表1所示。在堆焊方式上半圈采用沿着圆周的环向施焊，另外半圈采用沿着径向的施焊方式，焊接示意和焊后实物如图1所示。

图1 横焊、环焊示意和焊后实物照片Fig.1 Schematic diagram of horizontal welding and circumferential welding and physical photos after welding

表1 母材和焊材化学成分（质量分数，%）Table 1 Chemical composition of 16Mn and Typical Chamical composition of E318-15（wt.%）

两种焊接方式的焊接工艺参数如表2所示。表中焊接速度为焊工根据不同堆焊方式在保证焊缝熔合良好前提下自身控制形成。焊接过程中每焊完一根焊条使用风枪扁铲锤击清渣。层间温度控制在300℃以内。每层以两种方式各焊半圈，直到堆焊总厚度达到50 mm。

表2 焊接工艺参数Table 2 Welding process parameters

焊接完成后在不同区域取样制样，金相试样采用 4% 硝酸酒精和 FeCl3（5 g）+HCl（50 mL）+H2O（100 mL）溶液进行腐蚀。使用Thermo SCIENTIFIC 3460型光谱仪、Axiovert 40 MAT型光学金相显微镜、MACROVICKERS5112型显微硬度仪测试观察化学成分、金相组织和显微硬度。

为测量堆焊层的化学成分，分别在熔合线以下3 mm（记为-3 mm）、熔合线处（记为0 mm）、熔合线以上2 mm、4 mm、6 mm、…、20 mm处进行线切割，制得尺寸20 mm×20 mm×3 mm的试样1块，20 mm×20 mm×2 mm的试样11块，然后进行测试面标记和光谱测试。所切取的试样照片如图2所示，图2a为整体形貌，图2b为分层取样试块排列及0位测试面形貌（左侧为横焊试样，右侧为环焊试样，测试面上银灰色为熔覆焊材，相邻的黑色为原来母材），图2c为基材-3 mm处光谱测试后形貌。

图2 光谱测试取样及试样形貌Fig.2 Spectrum test sampling and sample morphology

依次在纯奥氏体焊缝区、层状偏析带、熔合线附近、母材热影响区和母材基体上进行显微硬度测量，除纯奥氏体区测试点外，其余各点间距在1～1.5 mm间，测量单位HV10。

2 实验结果与分析

2.1 堆焊层成分

不同堆焊方式堆焊层成分变化如图3所示，对两种堆焊方式，C和Mn元素随着距离熔合线越远含量降低并逐渐趋于稳定；其余合金元素均随着距离熔合线越远含量升高并逐渐趋于稳定。

图3 不同堆焊方式堆焊层成分变化Fig.3 Composition change of surfacing layer with different surfacing methods

对比两种堆焊方式成分变化曲线可见，无论含量升高或降低，在含量趋于稳定前，横焊试样和环焊试样成分变化曲线差异明显，尤其是距离熔合线0 mm、2 mm、4 mm三处成分构成的一段曲线，横焊样类似对数函数曲线，环焊样类似指数函数曲线，对含量增长的不同熔敷合金元素（Cr、Ni、Mo、Nb、V），两条曲线构成了一个相似形状的多边形（或理解为含量差值区域），对比可知在同一距离下横焊试样元素含量均比环焊高，其中2 mm处成分差值最大。随后在4 mm处成分差值迅速缩小，主要合金元素Cr、Ni甚至基本相同，在达到6 mm后无论横焊还是环焊，元素含量基本达到最大值，后续随着与熔合线距离增大元素含量基本保持稳定。以上规律同样适用于随距离增大含量逐渐降低的C元素。

在相同焊接方法前提下，影响熔敷金属化学成分的主要是焊接工艺参数，包括焊材规格、电流、电压、焊接速度、压道程度、摆动方式等，本文中横焊和环焊两种方式主要工艺参数差异为焊接速度和压道程度。对比两种堆焊方式在环端面上的施焊空间，可见横焊时受径向尺寸限制需不断折返施焊（径向仅长60 mm），焊接速度比环焊慢，因此单位时间、单位长度内熔入的熔敷金属更多，同时较慢的焊接速度也有利于电弧力对熔池的搅拌而非熔化更多母材。锤击清渣后，横焊压道宽度约占上一道的1/2，而环焊压道量小于1/3，同时对比图2b光谱试样0位测试面，环焊试样在两条焊道间有明显的未熔化母材，说明相邻焊道熔池重叠量较小，熔池中会有更多母材熔入，而横焊时熔入熔池的上一道焊缝体积较多，熔入的母材较少，具有更低的稀释率。

通过宏观金相观察前2 mm范围均属于第一层熔敷金属焊缝，由于环焊方式母材稀释率高，2 mm处合金含量较0 mm处增加较少，4 mm处为第二层熔敷金属，此时受母材稀释作用大大减小，合金成分迅速增长。而横焊方式由于压道较多，首层焊缝受母材稀释作用减弱，使得0 mm和2 mm处成分均明显高于环焊，呈现出具有不同增长率的曲线。对于2 mm到4 mm成分增长率，横焊试样反而低于环焊试样，这是由于此时均为第二层焊接，在添加的熔敷金属成分相同前提下，成分变化主要受首层焊缝的影响。因二者最终成分将一致，所以首层焊缝成分低的，第二层焊缝成分将大大提高，具有更高的增长率。即便如此，直到6 mm处（第3层）环焊试样成分含量才增长至与横焊试样基本相同。

2.2 金相组织

从横焊和环焊区域分别取样，以垂直于焊缝走向的横截面为金相观察面。图4为两种焊接方式下熔合线界面附近组织形貌，其中界线左侧深色区为母材基体，右侧浅色区为不锈钢堆焊区。对比图4a～4d可见，相比于环焊试样，横焊试样在熔合线近母材侧存在明显的粗晶区（带），宽度约20 μm；而环焊试样在熔合线近堆焊侧存在的深色条带比横焊试样宽，宽度约为20 μm。

对比基体侧热响区组织，如图4h、4i所示环焊样过热区域出现了魏氏铁素体组织［6］，而横焊试样为较均匀的块状铁素体、珠光体组织。

由图4e、4f可见，远离熔合线的堆焊层区域两种试样均存在粗大的条带组织，进一步观察，在环焊试样金相宏观照片（见图7b）上发现此类组织仅在堆焊层第一层出现，且呈现条带间隔特征，条带腐蚀后色差与母材侧相当，均比不锈钢堆焊层腐蚀程度深，色泽灰暗，图5a、5b进一步显示了横焊试样和环焊试样上述灰色条带的形貌，基本为胞状树枝晶和等轴数枝晶的混合组织，图4g为光镜500倍下组织形貌。

图4 横焊和环焊试样堆焊界面处组织形貌以及环焊试样出现的魏氏组织Fig.4 Microstructure at the surfacing interface of transverse and circumferential welding samples and the widmanstatten structure of circumferential welding samples

图5c、5d为横焊试样和环焊试样的焊缝本体，组织均为鱼骨状δ铁素体+奥氏体基体。

图5 横焊和环焊不锈钢堆焊层组织形貌Fig.5 Microstructure of stainless steel surfacing layer for transverse welding and circumferential welding

熔合线附近母材过热区奥氏体化后晶粒粗大，环焊试样由于焊接速度较快，热输入较低，随后以较快速度冷却后部分区域形成了粗大的魏氏组织，根据魏氏组织评审图谱评级可达3级。横焊试样焊接速度慢，热输入较高，熔合线附近过热区组织冷速相对较慢，形成了等轴铁素体和珠光体混合组织。过热区冷速差异与焊接方式有直接关系，横焊方式焊缝走向为W字型，相比于环焊方式的C字型走向，其道间温度上升更快，因此过热区组织冷速较慢。焊缝锤击清渣后实测道间温度，横焊方式焊接完第3根焊条后道间温度上升至210℃，而环焊方式要达到这一温度需焊接7根焊条。

熔合线近堆焊侧的深色条带，在光镜下部分区域发现了明显的板条束组织（见图6a）。文献报道［7］此条带组织为类马氏体，同时Ni含量对该组织的抑制作用明显［8］，结合2.1节化学成分含量测定，可见横焊试样首层含Ni量高于环焊试样，有利于抑制马氏体生成；同时横焊较慢的焊接速度和较大的热输入对熔池的搅拌作用更强，固液界面附近温度梯度更小，抑制了晶体生长。经电镜观察，横焊试样和环焊试样熔合区组织形貌差异明显，类马氏体带宽度尺寸分别为10 μm和30 μm以内，如图6b、6c所示。

图6 熔合区类马氏体组织形貌Fig.6 Martensite like structure morphology in fusion zone

跨越熔合区深入焊缝区，在焊缝首层形成明显的间隔条带，这与熔池结晶过程中的层状偏析有关。结合显微硬度分析，深色条带为马氏体组织，浅色区域为奥氏体。

虽然横焊试样和环焊试样在热影响区和熔合线附近组织差异明显，但从焊缝金属到热影响区其组织演变情况均可概括为：奥氏体—奥氏体+马氏体—类马氏体—熔合线—热影响区，这与张佐［9］等人对异种钢焊接边界的研究结果相符。

2.3 显微硬度

对横焊试样和环焊试样进行显微硬度检测，测试结果如图7a所示，图7b为环焊试样宏观金相上的硬度测试分区，并标示了部分测试点对应的标记号（从上到下依次进行标记，共10点）。在堆焊层的纯A区，如图7a中第1点，环焊试样硬度比横焊试样高22 HV10。而灰色条带区和熔合线附近横焊试样硬度均高于环焊试样，最大差值出现在靠近熔合线的第④点，达76 HV10。越过熔合线进入母材基体区测试硬度，两种试样呈现了不同的硬度变化趋势，环焊样为升高→降低→升高→稳定，横焊样为降低→升高→稳定。即环焊试样熔合线两边，基体侧组织硬度高于堆焊侧，而横焊试样基体侧所有测试点硬度均低于堆焊侧，且靠近熔合线处的测试点为最低值。

图7 横焊和环焊试样焊态下显微硬度对比Fig.7 Comparison of microhardness between transverse welding and circumferential welding samples in as welded state

灰色条带区中第②点硬度达330 HV10，压痕全部在灰色条带组织上（见图8e），结合组织形态可推断其为马氏体，第③点处于条带之间硬度降低，第④点靠近熔合线且完全处于白亮区，硬度进一步下降，第⑤点在熔合线附近的母材上，其压痕较第④点小（见图8c），结合图8f可见压痕处在魏氏组织区，强硬度较块状铁素体基体升高。

图8 环焊试样显微硬度压型分布形貌Fig.8 Microhardness profile of ring weld specimen

根据图3各元素含量，可计算第②点、第③点、第④点处镍当量分别为11.3%和10.8%，因此熔池凝固过程中奥氏体不稳定，容易产生马氏体［10］。由于A+M的混合组织特点，两种焊接方式其灰色条带区（堆焊首层）组织硬度在整个接头中均为最高，同时压痕与马氏体组织的位置关系决定了硬度的高低。而母材热影响区域横焊试样较大的热输入及压道方式导致近熔合线出现等轴铁素体甚至珠光体球化现象，导致硬度低于同位置的环焊试样。

3 结论

（1）在电流和电压相同条件下，管口端面堆焊时采用横焊压道方式有利于减小母材稀释率，在提升熔敷金属合金成分含量方面较环焊明显。前3层熔敷金属所含Cr、Ni、Mo、Nb、V、Si元素横焊均比环焊试样高，含量最大比值分别为：144%、136%、116%、136%、150%、111%，同时C含量较低，最大比值为52%。

（2）熔合线两侧横焊和环焊试样组织不同，横焊试样在熔合线母材侧附近存在粗化的等轴铁素体和珠光体混合组织带；环焊试样在熔合线堆焊侧附近存在更宽的类马氏体条带，同时在母材侧过热区出现魏氏组织。上述差异与横焊方式更高的热输入和更低的母材稀释率有关。同时两种焊接方式下，在堆焊层首层均出现了A+M的混合组织，且呈条带状分布。

（3）由于马氏体的存在，两种焊接方式下堆焊层首层混合组织硬度均比接头其余位置高，母材侧均存在软化区域，但环焊试样由于存在魏氏组织出现硬度升高现象。两种焊接方式下，接头硬度最高值和最低值均出现在横焊试样中，分别为338 HV10和170 HV10，差值达168 HV10。在灰色条带区和熔合线附近横焊试样硬度均高于环焊试样，最大差值出现在靠近熔合线的第4点，达76 HV10。