張國瑜, 徐 諾, 徐國建, 李午紅, 邱曉杰

(1. 沈陽工業(yè)大學 a. 材料科學與工程學院, b. 教師發(fā)展與教育評估中心, 沈陽 110870; 2. 南京中科煜宸激光技術有限公司 煜宸研究院, 南京 210038)

為了實現(xiàn)氚增值及提取等一系列測試過程,氦冷固態(tài)試驗包層系統(tǒng)(HCCB TBS)需要使用氚增值試驗包層模塊(TBM)在聚變中子輻照下產生和釋放氚,以獲取清潔、無污染的巨大能量[1].所用材料必須在中子輻照的惡劣環(huán)境下保持良好的機械性能.基于9Cr-1Mo鋼開發(fā)了CLF-1低活化鐵素體/馬氏體鋼,該鋼選用W、V、Ta等元素代替了9Cr-1Mo鋼中的Mo、Ni、Nb等活化元素,具有良好的熱物理和力學性能,如良好的高溫穩(wěn)定性、塑性、輻照膨脹性、較低的熱膨脹系數(shù)及較高的導熱系數(shù)等[2].因此,CLF-1鋼將成為未來聚變堆增值區(qū)(BB)和中國聚變工程試驗堆(CFETR)的重要候選結構材料之一.CLF-1鋼的組織形態(tài)由回火馬氏體與彌散分布碳化物組成,沖擊韌性較高,含有較多合金元素,焊接性較差,焊接接頭各區(qū)域力學性能離散性較大,組織和化學成分也會存在較大差異,同時一定數(shù)量殘余鐵素體(δ-Fe)的存在會導致焊接接頭沖擊韌性降低[3].為了適應聚變堆TBM的服役環(huán)境,目前現(xiàn)有的焊接工藝包括鎢極氬弧焊(TIG)、攪拌摩擦焊(FSW)、常壓激光焊(ALW)及電子束焊(EBW)等.而ALW和EBW憑借較小的熱輸入量、焊接熱影響區(qū)(HAZ)面積、焊接變形及較大的焊縫深寬比的優(yōu)勢,成為TBM結構的首選焊接工藝,而焊縫沖擊韌性的好壞是TBM結構焊接制造的重要考核指標之一[4-11].

隨著先進連接技術和TBM中新結構模型的快速發(fā)展,對TBM中厚板結構的連接提出了更高要求.普通小功率激光器由于功率密度不足,難以實現(xiàn)一次性穿透焊接.但隨著光電技術的逐漸突破,激光器功率可達50 kW以上,且光束質量與穩(wěn)定性良好,這將促進TBM中厚板結構超高功率激光焊接技術的又一次重大突破.但超高功率激光焊接過程中,高能量密度的激光束接觸金屬材料的瞬間,產生了大量且致密的金屬蒸氣羽煙(MVP),嚴重阻礙了激光向熔池內部的能量傳輸,同時部分激光束能量被其吸收和反射,增加了高功率激光焊接難度.近年來有研究[12]表明,在真空環(huán)境下激光焊接焊縫的熔深顯著增大,焊縫成形質量得到極大改善.2001年大阪大學Katayama教授研究了在30～30 000 Pa真空度范圍內的不銹鋼及鋁合金的激光焊接特性,結果發(fā)現(xiàn)隨著真空度的提高,焊縫熔深增加,熔寬變窄.當處于高真空條件時,激光焊接的熔深可以顯著增加,因而在實現(xiàn)大厚板的深熔焊接方面具有明顯優(yōu)勢[13].本文采用VLW工藝方法,研究了CLF-1鋼的VLW特性、焊縫顯微組織及力學性能,研究結果可為提升TBM的焊接性能與核聚變行業(yè)的持續(xù)穩(wěn)定發(fā)展提供理論依據(jù)和實用參考價值.

1 材料及試驗方法

試驗材料為10 mm厚CLF-1低活化鐵素體/馬氏體鋼板材,供貨狀態(tài)為調質態(tài)(980 ℃/1 h固溶處理+740 ℃/2 h高溫回火).母材微觀結構由細小的回火馬氏體、富Cr、Fe、W和C的橢圓狀碳化物(M23C6)和富Ta或V的高密度球狀碳化物(MX)組成如圖1[14]所示.CLF-1鋼的具體化學成分如表1所示.試板尺寸為300 mm×150 mm×10 mm.

表1 CLF-1鋼元素成分(w)Tab.1 Element composition of CLF-1 steel (w) %

圖1 CLF-1鋼顯微組織Fig.1 Microstructures of CLF-1 steel

圖2為VLW試驗裝置簡圖.焊前對焊件進行激光清洗及丙酮擦拭清洗,去除油污等雜質,避免在焊接部位產生氣孔或夾雜等冶金缺陷.采用YLS-30000真空激光焊接設備焊接試板,在大量試驗基礎上獲得了VLW最佳工藝參數(shù)為:真空度30 Pa、激光束入射角度0°、激光輸出功率8 kW、離焦量0 mm、焊接速度2 m/min、熱輸入量2 400 J/cm;ALW最佳工藝參數(shù)為:激光束入射角度0°、激光輸出功率10 kW、離焦量0 mm、焊接速度2 m/min、熱輸入量3 000 J/cm.

圖2 VLW結構示意圖Fig.2 Schematic structure of VLW

完成試板焊接后進行X射線探傷檢驗(RT)和超聲波檢驗(PT),檢驗合格后對焊接試板進行710 ℃/2 h高溫回火處理(PWHT),顯微組織分析試樣、拉伸試樣及沖擊試樣的截取位置和形狀尺寸如圖3所示(單位:mm).利用Villella試劑(100 mL酒精+5 mL鹽酸+1 g苦味酸)腐蝕經磨拋后的金相試樣,腐蝕時間約為15 s.采用光學顯微鏡(OM)、透射電鏡(TEM)、掃描電鏡(SEM)及電子背散射衍射儀(EBSD)觀察焊縫的顯微組織和沖擊試樣斷口形貌.采用脈沖加熱氣相色譜儀(SQM-1)對焊縫金屬(WM)中的氧含量進行測量;采用維氏硬度儀(FALCON 503)測量焊縫硬度(間距為0.2 mm);采用拉伸試驗機(WDD-10 kN)測試了室溫下焊縫的拉伸性能;采用沖擊試驗機(PTM-2000)測試了室溫下焊縫的沖擊韌性,沖擊性能測試結果取平均值,試樣數(shù)量不得少于3個.

圖3 試樣提取位置和形狀尺寸Fig.3 Sampling positions and shape sizes of specimens

2 結果及分析

2.1 真空度對金屬蒸氣羽煙的影響

在不同真空環(huán)境下拍攝的MVP動態(tài)行為如圖4所示,圖像采集頻率為2 000幀/s.當真空度由1 000 Pa升至600 Pa時(真空壓力越小真空度越高),MVP亮度明顯降低(灰色圖像顯示),且較好地抑制了熔池金屬飛濺的產生,熔池上部的MVP密度明顯降低.當真空度升至30 Pa時,MVP面積、高度以及亮度均得到了有效抑制.

圖4 焊接過程MVP形態(tài)Fig.4 MVP morphologies during welding process

圖5為不同真空環(huán)境下焊縫的氧含量檢測分析結果.圖6為焊縫的氧含量強度及濃度曲線.對比圖5和圖6可知,焊縫中氧元素的最大強度和最大濃度均隨真空度的增大呈逐漸減小趨勢.當真空度為1 000 Pa時,WM中氧元素最高強度為80,平均值為16.5,最高濃度為4.22%,平均值為0.85%;當真空度為30 Pa時,氧含量最高強度為22,平均值為3.6,最高濃度為1.16%,平均值為0.24%.與真空度為1 000 Pa相比,真空度為30 Pa時氧元素最高強度和最高濃度均顯著降低,焊接金屬中的氧氣會對焊縫產生許多負面影響.在焊接過程中由于焊縫金屬中氧元素的存在,將引起焊縫金屬的氧化、脫氫和裂紋等不利反應,導致焊縫中大量有益元素流失,最終使得焊縫的沖擊韌性嚴重下降.后續(xù)試驗結果表明,當真空度為30 Pa時焊縫性能處于最優(yōu)狀態(tài).

圖5 焊縫的氧含量檢測結果Fig.5 Detection results of oxygen content in welds

圖6 焊縫氧含量的強度與濃度曲線Fig.6 Intensity and concentration curves of oxygen content in welds

2.2 焊縫顯微組織

為了進一步分析VLW CLF-1鋼的接頭組織特征,采用對比方法分析了同等厚度CLF-1鋼的VLW和ALW焊縫的OM顯微組織,結果如圖7所示.由圖7a可見,VLW焊縫形貌呈現(xiàn)明顯的丁字形,焊縫金屬主要為板條馬氏體組織,未發(fā)現(xiàn)δ-Fe.這是因為在真空環(huán)境中實施激光焊接時,一定的真空度對MVP具有明顯抑制作用,提升了熔池對激光的吸收率,減小了激光對母材的熱輸入量;其次,真空環(huán)境中不存在氣流運動,從而降低了焊接過程的冷卻速率,延長了包晶反應(δ-Fe+L→γ)階段的停留時間,增加了δ-Fe向奧氏體轉變的時間,從而消除了焊縫中的δ-Fe.由圖7b[15]可見,ALW焊縫金屬主要由板條馬氏體和少量δ-Fe組成.

圖8為CLF-1鋼的焊縫EBSD組織及晶粒分布情況.圖8中IPF著色取樣圖顯示了焊縫的晶粒結構,其中紅色、藍色和綠色分別代表(001)、(111)和(101)的晶粒取向特征.由圖8a可見,VLW焊縫區(qū)晶粒無明顯擇優(yōu)取向.由圖8b可見,VLW焊縫平均晶粒尺寸為16.77 μm.由圖8c、d可見,ALW焊縫晶粒平均尺寸為19.52 μm,明顯高于VLW焊縫.經理論計算可知,ALW熱輸入量約為3 000 J/cm,VLW熱輸入量約為2 400 J/cm,試驗數(shù)據(jù)與理論分析計算相吻合.

圖8 焊縫EBSD組織與晶粒分布Fig.8 EBSD microstructures and grain size distribution of welds

PWHT態(tài)下CLF-1鋼的焊縫TEM組織如圖9所示.由圖9a可見,VLW焊縫組織由回火馬氏體及少量碳化物組成.碳化物的析出是由于馬氏體中過飽和元素在PWHT態(tài)下進行短距離擴散、遷移和偏析所造成的.同時由EDS測試結果可知,沿原始奧氏體晶界和馬氏體邊界析出的橢圓狀相為富Cr、Fe、W和C的M23C6碳化物,在馬氏體內部彌散分布的析出相為富Ta或V的MX碳化物,該碳化物有效阻礙了位錯滑移,起到了良好彌散強化效果.VLW焊縫中M23C6碳化物平均尺寸約為120 nm,MX碳化物平均尺寸約為20 nm.同時發(fā)現(xiàn)在馬氏體邊界周圍存在高密度位錯結構.由圖9b可知,ALW焊縫中M23C6和MX碳化物平均尺寸分別為140 nm和40 nm,明顯大于VLW焊縫,彌散強化效果下降.另一方面,VLW焊縫MX碳化物中的Ta、V元素含量明顯增加,使其在板條馬氏體內部的釘扎力增大.因此,VLW焊縫的沖擊韌性相較ALW焊縫得到顯著提升[16].

圖9 焊縫TEM組織Fig.9 TEM microstructures of weld

2.3 焊縫力學性能

圖10為PWHT態(tài)不同焊接接頭中心位置的顯微硬度測試結果.由圖10可知,VLW焊縫與ALW焊縫硬度無明顯差別[15].VLW焊縫區(qū)的平均顯微硬度為269.2 HV,熱影響區(qū)的平均顯微硬度為242 HV,均高于母材的平均顯微硬度(213.8 HV),焊縫無軟化現(xiàn)象.

圖10 VLW和ALW焊縫硬度分布Fig.10 Hardness distribution of VLW and ALW welds

表2為PWHT態(tài)下VLW和ALW焊縫的室溫V形坡口夏比沖擊試驗結果.由表2可知,VLW焊縫的平均沖擊韌性為280 J,遠超于母材(237 J),約為ALW焊縫(118 J)的2.4倍.VLW焊縫的平均沖擊韌性大幅度高于ALW的原因為:VLW焊縫金屬含氧量降低導致氧化和夾渣物減少;VLW的熱輸入量低,熔池存在時間短,焊縫金屬獲得了細小的馬氏體、M23C6和MX碳化物,同時碳化物起到了更好的彌散強化效果;VLW焊縫金屬不存在δ-Fe.

表2 母材及焊縫沖擊試驗結果Tab.2 Impact test results of base metal and welds J

VLW焊縫沖擊試樣斷口形貌如圖11所示.由圖11可知,斷口上存在大量韌窩,韌窩大小、形狀、深淺不一,表現(xiàn)為韌性斷裂.

圖11 VLW沖擊試樣斷口SEM組織Fig.11 SEM microstructure for impact fracture of VLW sample

3 結 論

通過以上分析可以得到如下結論:

1) 針對10 mm中厚板低活化鐵素體/馬氏體CLF-1鋼,采用VLW工藝能夠獲得成形良好,無氣孔、未熔合、裂紋等冶金缺陷的焊縫.

2) 環(huán)境真空度為30 Pa時,WM氧化程度最低,對MVP抑制效果最強.與ALW相比,VLW熱輸入量的降低了600 J/cm,焊縫中回火馬氏體尺寸、M23C6及MX碳化物尺寸更加細小,彌散強化效果增強,有效阻礙了位錯滑移,且焊縫金屬中無δ-Fe存在.

3) VLW焊縫在PWHT態(tài)下的平均沖擊韌性為280 J,遠超于母材(237 J),相較ALW焊縫提高了162 J,沖擊試樣斷口為韌性斷裂,滿足了TBM焊后使用的沖擊性能要求.