一种具有高冲击性能的四代核电用马氏体耐热钢焊丝及其焊
接工艺
技术领域
[0001] 本
发明涉及
焊接材料技术领域，具体涉及
一种具有高冲击性能的四代核电用马氏体耐热钢焊丝及其焊接工艺，该焊丝适用于四代核电
加速器驱动次临界/
铅冷快堆(ADS/LFR)结构的马氏体耐热钢的焊接。
背景技术
[0002] 加速器驱动次临界系统(ADS)是世界上公认最具有前景的嬗变技术之一，他是利用加速器产生的质子束流轰击次临界堆中的重金属
散裂靶(如液态铅或铅铋
合金)，引起散裂反应。马氏体耐热钢具有抗高能
中子辐照、高温性能良好等优点，被认为是未来四代核电的候选结构材料。然而，结构材料在实际应用的过程中不可避免的需要焊接。气体保护焊(如钨极氩弧(TIG)焊，
熔化极气体保护(MIG)焊)由于具有良好的焊接适应性和焊接
质量在核电焊接过程中被广泛采用。
[0003] 9Cr2WVTa钢是在原T/P91钢的
基础上，采用W、V、Ta等元素来代替Mo、Nb、Ni，使其成为未来四代核电铅冷快堆的候选材料。国外鲜有报道相关材料的化学成分范围，更没有提及其焊接材料的设计准则和成分范围。这方面国内则刚刚起步，相应配套焊材的研制工作在国内尚处于空白阶段。
[0004] 针对马氏体耐热钢焊接材料在国内才刚刚起步，在国内现有的焊材体系中，还未发现有此类替代焊丝，也未发现相关的技术报导。因此，研究适用于马氏体耐热钢9Cr2WVTa气体保护焊的
填充焊丝成为目前亟待解决的问题。
发明内容
[0005] 为了克服
现有技术中马氏体耐热钢焊丝冲击功较低等问题，本发明提供一种具有高冲击性能的四代核电用马氏体耐热钢焊丝及其焊接工艺，通过
焊缝的微合金化作用，以提高焊缝金属的综合
力学性能、耐高温、抗Pb-Bi
腐蚀性和抗辐照肿胀等性能。
[0006] 为实现上述目的，本发明所采用的技术方案如下：
[0007] 一种具有高冲击性能的四代核电用马氏体耐热钢焊丝，按重量百分比计，该焊丝化学成分为：C：0.1-0.2％，Cr：8.0-12.0％，W：1.0-3.0％，V：0.15-0.35％，Ta：0.05-0.25％，Mn：0.5-1.8％，Al：0.05-0.35％，Si：0.2-0.6％，Ti≤0.1％，余量为Fe及不可避免的杂质。
[0008] 该焊丝化学成分中，P＜0.005wt.％，S＜0.005wt.％，控制P和S之外的其他杂质元素总和＜0.1wt.％。
[0009] 该焊丝的焊接
母材为马氏体耐热钢9Cr2WVTa，其适用于四代核电加速器驱动次临界/铅冷快堆(ADS/LFR)结构件。
[0010] 本发明马氏体耐热钢用焊丝，采用如下方法进行制备：
[0011] 首先，按所述焊丝成分配料，采用
真空电弧熔炼方法
冶炼制备
母合金钢坯；然后，将母
合金钢锭进行常规的
锻造、
轧制、多道次冷拉及
退火，最终制备成所述焊丝。
[0012] 采用所述焊丝对马氏体耐热钢进行焊接，焊丝规格为Φ1.0mm，采用钨极氩弧焊焊接，焊接工艺过程具体如下：
[0013] 半自动填丝钨极惰性气体焊TIG，焊接工艺是，
电流强度：90-280A，电弧
电压：10-16V，送丝速度为：8-16mm/s，焊接速度为：0.8-1.2mm/s，电流种类/极性：直流DC/正接SP，层间
温度：150～200℃；焊后进行750℃/2h
热处理；焊接过程中使用Ar作为保护气体，气体流量：10L/min。
[0014] 焊接后获得的焊缝熔敷金属的化学成分为(wt.％)：C：0.1-0.2％，Cr：8.0-12.0％，W：1.0-3.0％，V：0.15-0.35％，Ta：0.05-0.25％，Mn：0.5-1.8％，Al：0.05-0.35％，Si：0.2-0.6％，Ti≤0.1％，P＜0.005％，S＜0.005％，Fe为余量；其中，P、S为杂质元素，P、S之外的其他杂质元素总和＜0.1％。
[0015] 本发明马氏体耐热钢焊丝设计原理如下：
[0016] C元素：
[0017] C在马氏体钢中除了起固溶强化作用外，还与钢中的
合金元素形成
碳化物，起析出强化的作用。C是影响
焊接性的重要元素，对冲击性能影响较大。与此同时，C是强奥氏体化稳定元素，提高C含量可以降低
铁素体的形成倾向，但过高的C含量会增加辐照肿胀率，易在高温辐照下形成数量较多、尺寸较大的M23C6颗粒。因此，C含量应控制在0.1-0.2％范围。
[0018] Mn元素：
[0019] Mn是奥氏体化稳定元素，通过增加Mn以弥补降C所损失的强度，同时保证焊缝金属为全马氏体组织。Mn含量高于母材上限含量时可以显著提高接头的韧性，但含量过高会降低奥氏体向铁素体的转变温度(AC1)，进而影响后续焊接接头的回火过程。因此，Mn含量应控制在0.5-1.8％范围。
[0020] Ti元素：
[0021] Ti作为微合金元素，通过细化晶粒，改变
相变动力学和溶质
原子过饱和状态的脱溶以弥补降C所损失的强度。与此同时，Ti也是强碳化物形成元素，在焊缝中形成TiC析出物，但过量的Ti会使焊缝金属中出现δ铁素体。因此，Ti含量应控制在≤0.1％。
[0022] W、V、Ta元素：
[0023] W是提高马氏体钢强度的重要因素，但过量的W元素会在长期热时效过程中会出现Laves相，从而降低材料的塑韧性。V、Ta元素是碳化物形成元素，在焊接过程中能形成大量弥散细小的颗粒相，控制晶粒生长，细化晶粒，从而提高材料的强度和韧性。因此，W含量应控制在1.0-3.0％范围，V含量应控制在0.15-0.35％范围，Ta含量应控制在0.05-0.30％范围。
[0024] Cr、Al、Si元素：
[0025] Cr含量与辐照肿胀率基本呈正比。Cr含量提高，δ铁素体出现的可能性增大，冲击韧性不利。焊缝中加入9％左右的Cr可以减少δ铁素体生成，提高焊缝的高温抗蠕变强度和抗辐照肿胀性能。Al、Si在马氏体钢中主要起到细化晶粒、提高抗
氧化性的作用。但是，过量的Al、Si则在焊接过程中，焊缝易于开裂。因此，Cr含量应控制在8-12％范围，Al含量应控制在0.05-0.35％，Si含量应控制在0.2-0.8％范围。
[0026] S、P元素：
[0027] S、P都是焊缝中有害杂质元素。焊接过程中易产生低熔点共晶物，偏析于
晶界，促使裂纹倾向增大。所以，S、P总含量要小于0.01％。
[0028] 本发明所具有以下优点：
[0029] 1、利用本发明焊丝焊接时，过程稳定，
缺陷少，工艺性能好。
[0030] 2、本发明焊丝能够实现焊缝的微合金化，熔敷金属的冲击韧性得到显著提高，具有相对优良的综合力学性能。
[0031] 3、采用本发明焊丝及焊接工艺获得的焊缝熔敷金属，合金元素烧损极少，室温冲击功达到125-170J，显著提高了马氏体耐热钢焊丝的室温冲击性能。
屈服强度500-650MPa，
抗拉强度700-800MPa，延伸率≥20％，断面收缩率≥60％，具有良好的综合力学性能。
附图说明
[0033] 图2为实施例2的焊缝表层显微组织图；其中：(a)焊缝截面宏观图；(b)为(a)中A区域的放大图；(c)为(b)中A-1区域的放大图；(d)为(b)中A-2区域的放大图；
[0034] 图3为实施例2的焊缝中部显微组织图；其中：(a)焊缝截面宏观图；(b)为(a)中B区域的放大图；(c)为(b)中B-2区域的放大图；(d)为(b)中B-1区域的放大图；(e)为(c)中B-3区域的放大图；(f)为(c)中B-4区域的放大图。
具体实施方式
[0035] 本发明焊丝是针对用于四代核电加速器驱动次临界/铅冷快堆(ADS/LFR)结构的马氏体耐热钢(9Cr2WVTa钢)设计，焊丝可采用真空电弧熔炼方法生产，亦可采用电炉加炉外精炼方法冶炼生产，只要焊丝最终的化学成分能满足本发明限定范围即可。表1为各实施例和比较例中马氏体耐热钢焊丝的基本化学成分。
[0036] 表1各实施例和对比例马氏体耐热钢焊丝的基本化学成分(重量比％)
[0037]
[0038]
[0039] 实验中待焊母材选用9Cr2WVTa马氏体耐热钢焊接试板，其基本化学成分范围(重量比％)为：C：0.15～0.22％，Cr：8.0-12.0％，W：1.0-3.0％，V：0.15-0.35％，Ta：0.05-0.25％，Mn：0.5-0.8％，Al：0.05-0.35％，Si：0.2-0.6％，Ti：≤0.1％，P：＜0.005％，S：＜
0.005％，Fe为余量，其他杂质元素总和＜0.1％。
[0040] 表2为实施例马氏体耐热钢熔敷金属的基本化学成分(重量比％)：
[0041]合金元素 C Cr W V Ta Mn Al Si Ti P S
实施例1 0.11 8.98 1.93 0.25 0.12 0.53 0.18 0.47 ＜0.01 0.007 0.0016
实施例2 0.13 8.94 1.94 0.24 0.12 1.10 0.19 0.44 0.075 0.007 0.001
实施例3 0.11 8.96 1.97 0.25 0.12 1.34 0.18 0.48 ＜0.01 0.007 0.0014
实施例4 0.13 8.88 1.91 0.24 0.11 1.12 0.18 0.43 0.028 0.007 0.001
实施例5 0.15 8.99 1.94 0.25 0.12 1.09 0.18 0.49 ＜0.01 0.007 0.0014
比较例1 0.085 9.03 1.94 0.25 0.11 0.95 0.17 0.49 ＜0.01 0.007 0.0016
比较例2 0.18 10.24 1.40 0.18 0.12 0.51 ＜0.01 1.22 ＜0.01 0.005 0.010[0042] 表3以上实施例测试结果的试验条件
[0043]
[0044] 表2为采用上述实施例1-5和比较例1-2焊丝焊接9Cr2WVTa钢焊接试板后其相应的熔敷
金属化学成分，对应的焊接工艺如表3所列。可以看见，采用上述焊接工艺焊接，其熔敷金属的合金元素烧损极少。
[0045] 图1为实施例2的典型焊接接头宏观形貌，共焊接8层26道次。图2为表层焊缝的显微组织，其组织主要为马氏体+
片层状的δ铁素体(A-1区域)，在层间熔合线处存在着尺寸较大的
块状δ铁素体组织(A-2区域)。图3为中间焊缝的显微组织，其组织相对细小均匀，在每一焊道内(B-2区域)，其组织主要为马氏体+蠕虫状的δ铁素体，根据该焊道后续经历不同程度的焊接热作用，其δ铁素体又分为等轴的蠕虫状δ铁素体组织(B-3区域)和拉长的δ铁素体组织(B-4区域)。在焊缝层与层之间，则存在着尺寸较大的块状δ铁素体组织(B-1区域)。
[0046] 表4各实施例退火状态下熔敷金属试验测试结果
[0047]
[0048] 当焊丝中C含量＜0.10％，如比较例1(0.086％C)，其室温冲击功仅为70.3J(焊后热处理)。当焊丝中C含量＞0.20％，如比较例2(0.22％C)，其室温冲击功仅为20.1J(焊后热处理)。采用本发明设计的焊丝化学成分，实施例1-5室温冲击功能达到125-170J(焊后热处理)，显著提高了马氏体耐热钢焊丝的室温冲击性能。与此同时，当焊丝中C含量＜0.10％，如比较例1(0.086％C)，其抗拉强度未达到700MPa。当焊丝中C含量＞0.20％，如比较例2(0.22％C)，其屈服强度和抗拉强度分别高于650MPa和800MPa，延伸率和断面收缩率均不足20％和60％，而实施例1-5屈服强度在500-650MPa，抗拉强度在700-800MPa，延伸率≥20％，断面收缩率≥60％。具有良好的综合力学性能。
[0049] 根据本发明的焊接材料不仅可以用于非
熔化极气体保护焊，也可以用于熔化极气体保护焊。
[0050] 本发明焊丝可专
门使用于四代核电加速器驱动次临界/铅冷快堆(ADS/LFR)结构材料的焊接，也可以考虑在其它工业领域使用该合金。
