CN111843285B - 一种焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝及其应用 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝及其应用。焊丝化学组分为：C：0.05～0.12％、Si：0.15‑0.40％、Mn：0.40‑1.0％、P：0.01％以下、S：0.008％以下、Ni：0.20％以下、Cr：8.50～9.50％、W：0.90～1.90％、Mo：0.30‑1.10％、Co：2.50‑3.50％、Nb：0.03～0.07％、V：0.15～0.25％、N：0.03～0.07％、B：0.001‑0.004％、Cu：0.10％以下、Ti：0.01％以下、Al：0.03％以下，其余为Fe及不可避免杂质。焊缝成形好，初始韧性高，时效脆化倾向小，接头高温蠕变持久强度优异。

Description

一种焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝及其应用

技术领域

本发明属于焊接材料技术领域，具体涉及一种焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝及其应用。

背景技术

9Cr-3W-3Co系马氏体耐热钢是建设625℃以上蒸汽温度参数超超临界火电机组集箱、蒸汽管道等厚壁承压部件的理想材料，商用牌号有中国研制的G115钢和日本开发的T/P93钢，该类钢的蠕变强度较T/P92钢提高20-50％。在建造高参数超超临界火电机组的过程中，存在大量这类钢的焊接接头，因此需要工艺性能和接头常规力学性能满足要求，尤其是焊缝时效脆化倾向小，同时抗高温蠕变性能优异的配套焊接材料(焊丝)。钨极氩弧焊(GATW)和埋弧焊(SAW)是电站设备制造中常用的焊接方法，其中GATW用于打底焊和小口径管的焊接，SAW用于大口径厚壁管道的焊接。

目前，虽公开了一些用于G115钢焊接的焊丝成分，如专利公开号为CN106914712A的《G115耐热钢用氩弧焊实心焊丝》、专利公开号为CN108127291A的《一种650℃超超临界火电机组用耐热钢实心焊丝》、专利公开号为CN106425157A的《蒸汽温度超超临界火电机组用钢的TIG含焊丝及其制备方法》、专利公开号为CN108838579A的《一种超超临界燃煤电站耐热钢用光亮焊焊丝》等。这些专利文献公布的焊丝均采取了与9Cr-3W-3Co相近的高含量W元素设计，其焊缝存在明显的时效脆化。

发明内容

本发明的目的在于提供一种焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝及其应用。该焊丝实现了在保证焊缝具有优异蠕变强度的同时，减少了Laves相的析出，从而有效控制了焊缝的时效脆化。

为了解决上述技术问题，本发明提供以下技术方案：

一种焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝，以质量百分数计，化学组分为：C：0.05～0.12％、Si：0.15-0.40％、Mn：0.40-1.0％、P：0.01％以下、S：0.008％以下、Ni：0.20％以下、Cr：8.50～9.50％、W：0.90～1.90％、Mo：0.30-1.10％、Co：2.50-3.50％、Nb：0.03～0.07％、V：0.15～0.25％、N：0.03～0.07％、B：0.001-0.004％、Cu：0.10％以下、Ti：0.01％以下、Al：0.03％以下，其余为Fe及不可避免杂质。

进一步地，所述高等级马氏体耐热钢为G115、T/P93或其他9Cr-3W-3Co系马氏体耐热钢。

进一步地，所述焊丝中W含量为：1.0～1.80％。

进一步地，所述焊丝中Mo含量为：0.40～1.0％。

进一步地，所述焊丝中W和Mo含量满足式：1.20％≤Mo+0.5W≤1.50％。

提供一种上述焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝在钨极氩弧焊(GATW)或埋弧焊(SAW)中的应用。

进一步地，所述GATW的焊接工艺为手工GTAW工艺或热丝自动GTAW工艺，其中：

手工GTAW工艺条件为：焊丝直径2.4mm，预热温度150-200℃，层间温度150-250℃，焊接电流80-140A，焊接电压10-14V，焊接速度50-90mm/min，打底焊时背部充氩保护；焊后热处理工艺：760-780℃保温时间0.5-4h；

热丝自动GTAW工艺条件为：焊丝直径1.0mm，预热温度150-200℃，层间温度150-250℃，焊接电流140-240A，焊接电压8.5-11.0V，焊接速度80-140mm/min，热丝电压2.0-5.2V，打底焊时背部充氩保护；焊后热处理工艺：760-780℃保温0.5-4h。

进一步地，所述SAW焊接工艺条件为：焊丝直径2.4mm，预热温度200-250℃，层间温度250-300℃，焊接电流350-400A，焊接电压28-36V，焊接速度350-600mm/min；焊后热处理工艺：760-780℃保温4-8h。

下面将说明根据本发明的钢的每种元素的作用及其范围的原因。除非特别说明，化学成分的％是指质量百分含量。

C：0.05～0.12％

C在焊缝中形成碳化物，提高蠕变强度。C含量过低，碳化物含量减少，不利于蠕变强度。但C含量过高，明显增大焊接裂纹敏感性，因此本发明的C含量范围控制在0.05-0.12％。

Si：0.15-0.40％

Si是一种重要的脱氧剂，适当的Si含量有利于提高焊缝金属的韧性，并且可以改善焊缝成形和提高焊缝的抗氧化性能。然而加入太多会导致蠕变脆化及韧性降低。本发明的Si含量控制在0.15-0.40％。

Mn：0.40-1.0％

Mn是奥氏体稳定化元素，有利于抑制δ-铁素体的形成，同时Mn有脱O去S作用，能提高焊缝的强度和韧性。但是Mn含量过高，降低焊缝的Ac1点，导致焊缝在焊后热处理温度下重新形成奥氏体。因此，Mn含量控制在0.40-1.0％。

P：0.01％以下

P是焊缝中不可避免的杂质元素，它们增大焊缝的裂纹倾向，并且降低焊缝的蠕变断裂延性。因此，本发明将P含量均控制在0.01％以内。

S：0.008％以下

S是焊缝中不可避免的杂质元素，它们增大焊缝的裂纹倾向，并且降低焊缝的蠕变断裂延性。因此，本发明将S含量均控制在0.008％以内。

Ni：0.20％以下

Ni是奥氏体形成元素，有利于抑制δ-铁素体的形成，提高焊缝的冲击韧性。但是，提Ni显著降低Ac1点，导致焊缝在焊后热处理温度下重新形成奥氏体，反而降低冲击韧性，并且不利于高温蠕变强度。本发明Ni含量控制在0.20％以下，甚至在0.10％以下。

Cr：8.50～9.50％

Cr是保证抗蒸汽氧化和热腐蚀最重要的元素。随着Cr含量的增加，焊缝的抗蒸汽腐蚀性能越好。但是，Cr为铁素体形成元素，其含量过高时，焊缝中将产生δ-铁素体，降低焊缝的冲击韧性和蠕变持久强度。因此，本发明的Cr含量控制在8.50-9.50％。

W：0.90～1.90％

W是重要的强化元素，一方面在焊缝中通过固溶强化提高蠕变强度，另一方面可以形成沉淀相或者提高其它沉淀相的稳定性提升蠕变强度。但是其含量过高时，促进δ-铁素体形成，降低焊缝的初始冲击韧性，且增大时效过程中Laves相的析出量，增加时效脆化倾向。因此，本发明的W含量控制在0.90-1.90％，优选为1.0～1.80％。

Mo：0.30～1.10％

Mo在焊缝中通过固溶强化提高蠕变强度。但是其含量过高时，促进δ-铁素体形成，降低焊缝的初始冲击韧性。因此，本发明的Mo含量控制在0.30-1.10％，优选为0.40～1.0％。

Co：2.50～3.50％

Co的主要作用是抑制δ-铁素体的形成，提高焊缝的冲击韧性。此外，Co有利于提高高温蠕变持久强度。考虑到Co为贵金属元素，本发明的Co控制在2.50～3.50％。

Nb：0.03～0.07％

Nb是重要的沉淀强化元素，它与C、N等形成弥散分布的MX型析出物，其在高温下非常稳定，提高焊缝的高温蠕变强度。当其含量低于0.02％时，析出物量少，不能得到充足的强化效果。但是Nb含量过高时，降低焊缝的冲击韧性。为此，本发明将Nb含量控制在0.03％-0.07％。

V：0.15～0.25％

V是重要的沉淀强化元素，它与C、N形成弥散分布的MX型第二相析出物，尤其是形成强化效果显著的VN，明显提高焊缝的高温蠕变强度。但是V含量过高，促进δ-铁素体的形成。为此，本发明将V含量控制在0.15％-0.25％。

N：0.03～0.07％

N为强烈奥氏体形成元素，可以抑制δ-铁素体的形成。此外，其与Nb、V形成弥散分布的MX型析出物，明显提高焊缝的高温蠕变强度。为此，本发明将N含量控制在0.03％-0.07％。

B：0.001-0.004％

B是晶界强化元素，可以提高焊缝的高温蠕变强度，但是B含量过高时的收得率低，且增大焊缝的裂纹敏感性。为此，本发明将B含量控制在0.001-0.004％。

Cu：0.10％以下

Cu虽有抑制铁素体形成和一定的沉淀强化作用，但是考其明显降低Ac1点，导致焊缝在焊后热处理温度下重新形成奥氏体，降低焊缝的冲击韧性。为此，本发明Cu含量控制在0.10％以下。

Ti：0.01％以下

Ti是一种极强的碳氮化物形成元素，影响Nb、V与C、N的结合，同时会形成一次TiN，不利于沉淀强化。因此，本发明的Ti含量控制在0.01％以下。

Al：0.02％以下

Al在焊材中是作为脱氧剂加入的，焊缝中残留的Al含量过高，降低焊缝的持久塑性。此外，Al容易与N优先结合，使得焊缝中固溶的N近似为零，无法形成析出强化作用，降低焊缝的高温蠕变强度。为此，本发明的Al含量控制在0.02％以下。

本发明焊丝焊接9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢的接头组织特征和力学性能：

(1)焊缝为回火马氏体组织，没有δ-铁素体。

(2)在760×1.5h焊后热处理条件下，GTAW焊缝的20℃冲击功KV₂≥120J；在765℃×8h焊后热处理条件下，SAW焊缝的20℃冲击功KV₂≥100J。

(3)焊缝在650℃/1000h时效后的室温冲击功KV₂≥27J。

(4)接头的常温抗拉强度满足R_m≥660MPa。

(5)接头在650℃/10⁴h下的持久强度较T/P92钢接头提高20-40％。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

1.本发明通过降低W元素含量，适当添加Mo元素的成分调整，减少Laves相的形成，抑制时效脆化；进一步控制(Mo+0.5W)在1.20％～1.50％，可使焊缝获得最佳的复合强化效果；此外，本发明优化B与N的含量，减少硼化物的形成，提高了含N的MX相的沉淀强化作用，进一步提高了焊缝的蠕变强度。

2.本发明焊丝通过合金元素组分的优化，其GATW和SAW焊接工艺适应性好，焊缝成形好，缺陷敏感性低，焊缝的初始冲击韧性高，尤其是焊缝的抗高温时效脆化性能有明显提升，其用于9Cr-3W-3Co钢焊接时，接头的高温蠕变持久强度较T/P92钢接头同步提高约20-40％。

附图说明

图1为本发明实施例1焊丝所焊GTAW接头的宏观照片。

图2为本发明实施例1焊丝所焊GTAW接头的焊缝显微组织。

图3为本发明实施例2焊丝所焊SAW接头的宏观照片。

图4为本发明实施例2焊丝所焊SAW接头的焊缝显微组织。

图5为对比例1焊丝所焊接头的焊缝中的Laves相SEM照片。

图6为本发明实施例1焊丝所焊接头的焊缝中的Laves相SEM照片。

图7为本发明实施例1焊丝所焊GTAW接头的持久强度曲线。

具体实施方式

下面通过实施例，并结合附图，对本发明的技术方案作进一步具体的说明。

根据本发明焊丝的成分范围，对本发明焊丝做了多组实施例，并给出了对比例，实施例和对比例中具体化学组分及质量百分含量见表1。

表1实施例1-4和对比例1的焊丝的化学成分(wt％)

由于W和Mo在GATW/SAW过程中的烧损很少，焊缝金属与焊丝中的W和Mo元素含量相近，因此可以通过热力学方法计算实施例1-4和对比例1焊丝的焊缝在650℃时效过程中的Laves相饱和析出量，结果见表2。可以看到，实施例1-4焊缝中的Lave相含量较对比例1明显降低。

表2实施例1-4和对比例1焊丝焊缝在650℃时效时的Laves相体积分数

实施例1	实施例2	实施例3	实施例4	对比例1
					1.0％	0.98％	0.76％	0.45％	1.65％

用实施例1和对比例1焊丝(直径为2.4mm)分别焊接规格Ф45×8mm的G115小口径管，焊接位置为垂直固定(2G)，焊接方法为GTAW，坡口为V形，角度为70°，预热温度150℃，层间温度150-250℃，焊接规范参数见表3。

表3实施例1和对比例1中焊丝的GTAW规范参数

焊后保温缓冷至室温，然后进行760℃×1.5h的高温回火热处理。

实施例1的铁水流动性较对比例1好，因此其工艺操作性好，不容易出现未熔合、未焊透等焊接缺陷。

图1为实施例1焊丝所焊GTAW接头的宏观照片，图中显示：实施例1焊丝可适应GTAW焊接工艺要求，焊缝成形良好，没有出现裂纹、气孔和夹杂等缺陷。

图2为实施例1焊丝所焊GTAW接头的焊缝显微组织，图中显示：实施例1焊丝在GTAW工艺下的焊缝为回火板条马氏体组织，没有出现δ-铁素体。

按照DL/T868焊接工艺评定规程评定实施例1和对比例1接头的室温力学性能，结果列于表4。可以看到，实施例1接头的室温拉伸强度与对比例1相当，但焊缝冲击功明显高于对比例1。

表4实施例1和对比例1的焊丝GTAW接头的常温力学性能

注：1)冲击试样尺寸为5mm×10mm×55mm，试验数据折算为标准试样10mm×10mm×55mm数值；

2)括号内数据为平均值。

对实施例1焊丝所焊GATW接头进行了650℃/1000h时效试验，并与对比例1进行了比较，时效试样焊缝部位的室温冲击测试结果列于表5。可以看出，实施例1焊缝在650℃/1000h时效后冲击功为38J，而对比例仅为12J，表明实施例1焊缝时效脆化倾向明显减小。

图5和图6分别为对比例1和实施例1焊丝所焊接头的焊缝中的Laves相SEM照片；图中显示，实施例1焊丝所得接头的焊缝在650℃/1000h时效后的Laves相析出量较对比例1明显减少，与表2所示的计算结果一致，这是其时效脆化倾向明显减小的原因。依据表2计算结果，实施例2-4焊缝的Lave相体积分数较实施例1焊缝进一步减小，因此它们的时效脆化倾向会进一步减轻。

表5实施例1和对比例1焊丝的GATW焊缝在时效后的室温冲击功(J)

注：1)冲击试样尺寸为5mm×10mm×55mm，试验数据折算为标准试样10mm×10mm×55mm数值；

2)括号内数值为平均值。

对实施例1焊丝所焊GATW接头进行650℃蠕变持久强度测试，结果列于表6。可以看出，无论是在高应力还是在低应力条件下，断裂位置均不在焊缝，表明实施例1焊丝所得焊缝的蠕变强度接近于G115母材。

图7为本发明实施例1焊丝所焊GTAW接头的持久强度曲线，图中显示：用实施例1焊丝焊接G115钢的GTAW接头的外推650℃/10⁴h蠕变持久强度较T/P92钢接头提高了约40％，也说明了实施例1焊丝焊接G115钢可使接头的蠕变持久强度像母材一样同幅度提升，即所得焊缝的蠕变强度与G115母材相当。

表6实施例1焊丝的GTAW接头在650℃下的高温蠕变持久性能测试结果

用实施例2和对比例1焊丝(直径为2.4mm)分别焊接规格Ф530×115mm的大口径G115管道，焊接方法为SAW，坡口为U形。焊接工艺参数：预热温度250℃，层间温度250-300℃，焊接电流350-400A，焊接电压28-32V，焊接速度280-400mm/min。焊后热处理工艺：765℃保温8h。

图3为实施例2焊丝所焊SAW接头的宏观照片，图中显示：实施例2焊丝可适应SAW焊接工艺要求，焊缝成形良好，没有出现裂纹、气孔和夹杂等缺陷。

图4为实施例2焊丝所焊SAW接头的焊缝显微组织，图中显示：实施例2焊丝在SAW工艺下的焊缝为回火板条马氏体组织，没有出现δ-铁素体。

按照DL/T868焊接工艺评定规程评定实施例2和对比例1接头的室温力学性能，结果列于表7。可以看到，实施例2的SAW接头的焊缝的初始冲击功平均值大于100J，明显高于对比例1的SAW接头的焊缝的初始冲击功平均值。

表7实施例2和对比例1焊丝的SAW接头常温力学性能

注：1)冲击试样尺寸为10mm×10mm×55mm；2)括号内数据为平均值。

显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的实例，而并非对实施方式的限制。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而因此所引申的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之内。

Claims (6)

1.一种焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝，其特征在于，以质量百分数计，化学组分为：C：0.05～0.12％、Si：0.15-0.40％、Mn：0.40-1.0％、P：0.01％以下、S：0.008％以下、Ni：0.20％以下、Cr：8.50～9.50％、W：0.90～1.90％、Mo：0.30-1.10％、Co：2.50-3.50％、Nb：0.03～0.07％、V：0.15～0.25％、N：0.03～0.07％、B：0.001-0.004％、Cu：0.10％以下、Ti：0.01％以下、Al：0.03％以下，其余为Fe及不可避免杂质；其中所述焊丝中W和Mo含量满足式：

1.20％≤Mo+0.5W≤1.50％。

2.根据权利要求1所述的焊丝，其特征在于，所述焊丝中W含量为：1.0～1.80％。

3.根据权利要求1所述的焊丝，其特征在于，所述焊丝中Mo含量为：0.40～1.0％。

4.一种权利要求1-3任一项所述的焊缝抗时效脆化的高等级马氏体耐热钢用焊丝在钨极氩弧焊或埋弧焊中的应用。

5.根据权利要求4所述的应用，其特征在于，所述钨极氩弧焊的焊接工艺为手工钨极氩弧焊工艺或热丝自动钨极氩弧焊工艺，其中：

手工钨极氩弧焊工艺条件为：焊丝直径2.4mm，预热温度150-200℃，层间温度150-250℃，焊接电流80-140A，焊接电压10-14V，焊接速度50-90mm/min，打底焊时背部充氩保护；焊后热处理工艺：760-780℃保温时间0.5-4h；

热丝自动钨极氩弧焊工艺条件为：焊丝直径1.0mm，预热温度150-200℃，层间温度150-250℃，焊接电流140-240A，焊接电压8.5-11.0V，焊接速度80-140mm/min，热丝电压2.0-5.2V，打底焊时背部充氩保护；焊后热处理工艺：760-780℃保温0.5-4h。

6.根据权利要求4所述的应用，其特征在于，所述埋弧焊工艺条件为：焊丝直径2.4mm，预热温度200-250℃，层间温度250-300℃，焊接电流350-400A，焊接电压28-36V，焊接速度350-600mm/min；焊后热处理工艺：760-780℃保温4-8h。

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