一种高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝及焊接方法

摘要

本发明提供的是一种高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝及焊接方法。重量百分比组成为C:

权利要求

1.一种高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝，其特征是重量百分比组成为C:<0.04％，Si:

0.10-0.20％，Mn:3.9-4.1％，S:<0.003％，P:<0.003％，Cr:28.0-31.5％，Mo:<0.01％，Cu:<

0.05％，Nb:2.2-2.5％，Mn+Nb:6.2-6.6％，Ti:0.4-0.9％，Al:<0.50％，Fe:8.5-10.5％，Ca:<0.005％，Mg:<0.005％，O:<0.005％，N:0.20-0.40％，B:<0.001％，Zr:<0.005％，Ta:<

0.02％，Ni为余量，其他杂质元素总和<0.10％。

说明书

一种高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝及焊接方法

技术领域

[0001] 本发明涉及的是一种焊丝，具体地说是一种镍基焊丝。

背景技术

[0002] 二十世纪五十年代，最初的蒸汽发生器采用Inconel 600合金作为传热管材料，所以管板采用ERNiCr-3焊材(Inconel 82)堆焊，同样亦采用ERNiCr-3焊材进行传热管与堆焊层的焊接。但后来在上述焊缝中发现晶间应力腐蚀裂纹(IGSCC)，所以开始研制新的传热管材料，经过一段时间的研究，二十世纪八十年代，开始采用Inconel 690合金作为传热管材料，并采用ERNiCrFe-7(Inconel 52)焊材进行堆焊和焊接。这种材料的含铬量达到30％左右，所以有效地避免了晶间应力腐蚀裂纹的产生。但近年来，美国海军在Inconel 52的焊缝中又发现了一种称为DDC的缺陷。后来经过进一步的探索，在Inconel 52的基础上加入了铌、硼和锆等元素，开发了一种新的改进型焊接材料，称为Inconel 52M焊丝或Inconel 152M焊条，基本上解决了低塑性开裂以及角焊缝根部开裂等问题。目前该焊材已正式列入AWS焊材类别，2003年8月，52M被ASME命名为2142-2。另外一份公开文献中介绍了一种新一代的核焊接材料52MSS，含有2.5％的Nb和4％的Mn可形成最佳的MC碳化物形态和组织，应变裂纹试验(strain to testing-STF)表明52MSS抗DDC能力甚至是Inconel 82的好几倍。

发明内容

[0003] 本发明的目的在于提供一种适用于核岛主设备焊接，解决目前焊丝在现场焊接等苛刻条件下容易出现裂纹缺陷的问题的高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝。本发明的目的还在于提供一种基于高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝的焊接方法。

[0004] 本发明的高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝的重量百分比组成为C:<0.04％，Si:0.10-0.20％，Mn:3.8-4.2％，S:<0.003％，P:<0.003％，Cr:28.0-31.5％，Mo:<0.01％，Cu:<
0.05％，Nb:2.2-2.5％，Mn+Nb:6.2-6.6％，Ti:0.4-0.9％，Al:<0.50％，Fe:8.5-10.5％，Ca:
<0.005％，Mg:<0.005％，O:<0.005％，N:0.20-0.40％，B:<0.001％，Zr:<0.005％，Ta:<
0.02％，Ni为余量，其他杂质元素总和<0.10％。

[0005] 本发明的高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝中，Mn的含量优选为3.9-4.1％。

[0006] 基于本发明的高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝的焊接方法为：焊丝规格为Φ1.2mm,焊接工艺为自动填丝钨极惰性气体保护焊，焊接工艺是，电流：200-230A，电弧电压:
14-16V,送丝速度1200mm/min，电流类型：直流正接(DCEN)，层间温度：100-200℃，保护气体
99.999％Ar,气体流量：14-18L/min。

[0007] 通过我们的研究，当Nb含量基本保持不变，Mn含量由0.79％增加到4.1％以后，距离堆焊试板端面3.2mm位置的裂纹数量由30减小到3，说明690焊丝熔敷金属中加入Mn元素能够改善材料的裂纹敏感性。同时Nb在镍基合金中是固溶强化元素，又是时效强化元素，在焊缝中能提高原子间结合力，稳定焊缝，Nb是强碳化物析出元素，能够在晶界和晶内形成MC型析出物，影响焊丝熔敷金属晶界的迁移和滑移，因此会对材料的高温低塑性裂纹敏感性产生影响，并且提高熔敷金属抵抗高温变形的能力。

[0008] 本发明的高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝，采用钨极氩弧焊焊接，使用99.999％Ar作为保护气体，得到的最终焊缝熔敷金属，按重量百分比计，其基本化学成分组成为C:<0.04％，Si:0.10-0.20％，Mn:3.8-4.2％，S:<0.003％，P:<0.003％，Cr:28.0-31.5％，Mo:<
0.01％，Cu:<0.05％，Nb:2.2-2.5％，Mn+Nb:6.2-6.6％，Ti:0.4-0.9％，Al:<0.50％，Fe:
8.5-10.5％，Ca:<0.005％，Mg:<0.005％，O:<0.005％，N:0.20-0.40％，B:<0.001％，Zr:<
0.005％，Ta:<0.02％，Ni为余量，其他杂质元素总和<0.10％。

[0009] 本发明具有以下优点：

[0010] 1.经试验，本发明高Mn高Nb的抗裂纹缺陷镍基焊丝,堆焊厚度达到30mm时，熔敷金属依然无裂纹缺陷，适用于核岛主设备焊接(包括压力容器驱动管座、接管安全端、堆芯支承块、蒸汽发生器管板堆焊以及管子与管板的焊接)的镍基焊丝。解决目前焊丝在现场焊接等苛刻条件下容易出现裂纹缺陷的问题。

[0011] 2.利用本发明焊丝焊接时，工艺参数适应性强，过程稳定，焊丝送丝性能好，无浮渣，成形性能好。

[0012] 3.本发明焊丝能够实现焊缝的微合金化，得到符合标准要求的焊缝。

[0013] 4.本发明焊丝的焊缝熔敷金属，焊态室温抗拉强度Rm≥630MPa,屈服强度RP0.2≥450MPa,断后伸长率A≥35％，350℃高温抗拉强度Rm≥550MPa,屈服强度RP0.2≥380MPa,断后伸长率A≥30％，室温冲击功AKV≥150J。焊接过程电弧稳定，成形好，缺陷少，工艺性能好。

[0014] 本发明的高Mn高Nb的抗裂纹缺陷的镍基焊丝，适用于核岛主设备焊接(包括压力容器驱动管座、接管安全端、堆芯支承块、蒸汽发生器管板堆焊以及管子与管板的焊接)。解决了目前焊丝在现场焊接等苛刻条件下容易出现裂纹缺陷的问题。

具体实施方式

[0015] 下面举例对本发明做更详细的描述。

[0016] 实施例1，将母合金钢锭进行锻造、轧制，然后经过多道次冷拉及在线退火，清洗处理后，最终形成焊丝，最终使焊丝的化学成分为C:0.024％，Si:0.18％，Mn:3.96％，S:<0.003％，P:<0.003％，Cr:29.75％，Mo:0.03％，Cu:<0.05％，Nb:2.37％，Mn+Nb:6.2-6.6％，Ti:0.55％，Al:0.18％，Fe:9.00％，Ca:<0.005％，Mg:<0.005％，O:<0.005％，N:0.29％，B:<
0.001％，Zr:<0.005％，Ta:<0.02％，Ni为余量。

[0017] 实施例2，将母合金钢锭进行锻造、轧制，然后经过多道次冷拉及在线退火，清洗处理后，最终形成焊丝，最终使焊丝的化学成分为C:0.02,3％，Si:0.16％，Mn:4.01％，S:<0.003％，P:<0.003％，Cr:29.62％，Mo:0.03％，Cu:<0.05％，Nb:2.40％，Ti:0.50％，Al:
0.19％，Fe:8.36％，Ca:<0.005％，Mg:<0.005％，O:<0.005％，N:0.28％，B:<0.001％，Zr:<
0.005％，Ta:<0.02％，Ni为余量。

[0018] 本发明中，焊丝可采用真空感应炉冶炼生产，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以上发明内容的要求即可。

[0019] 为了验证本发明的效果，下面将两个实施例与三个对比例进行比较。

[0020] 表1为实施例镍基焊丝的基本化学成分(重量比％)：

[0021]

[0022]

[0023] 以下将分析焊丝中各个元素的作用以及使用这些元素处于成分控制范围内的原因。

[0024] C:C在奥氏体镍基合金中的溶解度很小，当合金从固溶温度冷却下来时，C处于过饱和状态，收到敏化处理时，C和Cr形成碳化物(主要为(Cr,Fe)23C6型)在晶界析出，会导致晶界处贫Cr,降低熔敷金属的抗晶间腐蚀能力，因此需要对C含量加以限制，C含量应控制在0.04％以下。

[0025] Si:Si即可作为合金元素，又存在有害作用。首先，Si可以作为脱氧剂，参加脱氧反应，少量的Si能够改善TIG焊的工艺性，增加液态金属的浸润性，改善焊道成形，另外Si还能提高材料的强度；但另一方面，Si能够形成低熔点共晶物，增加热裂纹敏感性，因此在合金设计时要考虑Si的因素。本发明设计Si的含量可控制在0.1-0.2％之间。

[0026] Mn:Mn的加入有利于镍基耐蚀合金的抗结晶开裂性能。一方面，Mn优先与S结合形成MnS(熔点1610℃)，减小S形成低熔点共晶物(如：Ni-Ni3S2熔点645℃)的倾向，使得奥氏体-硫化物共晶温度提高；另一方面，增加固液相表面能，减小晶界低熔点共晶液膜形成的可能性，抑制了S、P的不利作用，从而降低熔敷金属结晶裂纹形成倾向。同时，Mn又是脱氧剂，可降低焊缝金属中的含氧量，减少了形成硅酸盐的条件，一般认为，在焊缝金属中加入1％的Mn就可以达到脱S的目的，但是在镍基焊缝金属中Mn有强烈的偏析倾向，在焊缝中存在贫Mn区和富Mn区。当焊缝中含Mn量不足时，贫Mn区会因缺Mn达不到脱S的目的而产生高温裂纹，因此焊缝中应含有足够的Mn,即使存在偏析，也保证贫Mn区能够有足够的Mn脱S，从而降低S的有害作用，提高材料的抗裂纹敏感性。总的来看，Mn元素在690焊丝熔敷金属中以氧化物的形式存在于晶界上，起到了钉扎晶界，阻止晶界滑移的作用，另外，Mn的加入降低了S和P等杂质的有害作用，提高了材料抗沿晶裂纹的敏感性。

[0027] Al、Ti:Al、Ti在镍基合金母材中的主要作用为改善合金性能提高合金的强度。而在镍基焊缝中Al、Ti有脱氧作用，也可以通过固溶和析出强化，提高强度。合金元素与氧的亲和力越强，焊接过程中该元素的氧化烧损比例越大，过渡系数越小，Al、Ti对氧亲和力较强，在焊接过程中存在烧损，随着Al、Ti含量的增加，焊接过程中Al、Ti的烧损量也增加，而焊缝中氧含量却一直保持在一个较低值。Al、Ti的烧损量增加，焊缝中形成的Al、Ti氧化物也增多，Al、Ti的氧化物与杂质元素Ca、Mg形成的氧化物聚集长大，因焊缝中的氧化物增多焊缝熔池的流动性变差，这些聚集长大后的氧化物颗粒就不容易浮出熔池，最终残留在焊缝中或焊缝表面形成点状缺陷。同时,Al、Ti的烧损削弱了其强化焊缝的作用，Al控制在0.1-0.3％，Ti控制在0.5-0.7％。

[0028] S:S是Ni基合金中有害元素。镍基合金中S的溶解度很小，极易形成晶界偏析，产生低熔点共晶的硫化物，偏析于晶界，在热应变的作用下形成晶界开裂，即结晶裂纹。应严格控制，尽可能的降低其含量，该发明中控制S含量<0.003％。

[0029] P:P对镍基合金的影响与S、Pb相似，它在合金中虽含量很少，但不能低估它的有害作用，P在合金中主要是与Ni形成低熔点共晶物,偏析于晶界,增大半熔化区宽度,促使裂纹倾向增大，所以，P在镍基合金中含量必须控制在最低限度，S+P总含量要小于0.005％"[0030] Zr、B:Zr在母合金中偏聚到晶界，减少晶界缺陷，提高晶界结合力，降低晶界扩散速率，从而减缓位错攀移，强化晶界，同时，Zr偏聚于晶界,降低界面能,改变晶界的形态,减小晶相的尺寸，但在焊缝中，Zr与O的结合能力强而容易被氧化烧损,且Zr和B极易引起结晶裂纹，将焊接材料中的Zr含量控制在0.005％以下，B含量控制在0.001％以下。

[0031] Mg、Ca:根据本发明Ca、Mg是特别需要控制的合金元素,其含量与点状缺陷的控制密切相关，目前焊丝在现场焊接过程中容易出现这中点状缺陷,又没有好的控制方法,原因是其将Ca、Mg仅当做一般的杂质元素控制，Ca、Mg与氧的结合能力非常强,形成的CaO和MgO容易和焊接过程中的脱氧产物Al2O3和TiO2聚集长大形成夹杂物残留在焊缝中形成点状缺陷,缺陷主要是Ca、Mg、Al、Ti的氧化物聚集长大而形成的。因此,必须将Ca、Mg控制在极低的范围以下，Mg<0.005％，Ca<0.005％。

[0032] Ta:钽元素在镍基合金中约80％进入γ’相，形成γ’相，而在该焊接材料焊接后的焊缝熔敷金属中希望相组成主要为γ奥氏体与一些碳化物；同时，钽元素是一种战略元素，价格昂贵，应尽量少用。因此,本发明中控制Ta在0.02％以下。

[0033] Cu、Co、Mo:镍基合金中Cu的存在使得在焊接过程中容易形成第二相,提高合金的热裂倾向。因此,应将Cu控制在0.02％以下。在辐照条件下,要使Co元素含量尽量低,本发明控制在0.01％以下。本发明中,Mo元素控制在0.5％以下。

[0034] Nb：Nb在镍基合金中是固溶强化元素，又是时效强化元素，在焊缝中能提高原子间结合力，稳定焊缝、增强焊缝金属耐晶间腐蚀能力，Nb是强碳化结合元素,它与C的结合能力比Cr强,生成NbC减少晶界上C的偏析,从而减少M23C6和M7C3的形成，降低晶界贫Cr。Nb同时又是氮化物形成元素，能替代合金中的Al、Ti与N形成化合物，起到固N而强化基体的作用。因此,采用适量的Nb替代合金中Al、Ti以降低焊缝中Al、Ti的烧损，减少氧化物的形成，同时弥补因降低Al、Ti而削弱的强化焊缝的作用，这是本发明中一个重要的控制点状缺陷产生因素之一，也是得到强韧化焊缝的条件之一。在本发明中,Nb控制在2.1-2.6％之间,优选2.2-2.5％。

[0035] Ni、Cr、Fe:Ni是奥氏体基体，是稳定奥氏体元素；Cr主要起固溶强化作用，也是碳化物形成元素，Cr是稳定合金表面最重要的元素，它在基体材料的表面形成抗氧化和抗腐蚀的保护层，Cr含量达到30％时合金具有良好的抗腐蚀性能；Fe的加入能降低合金的成本,控制在8.5一10.5％。

[0036] O、N:O在材料中为不可避免的残留元素，它不是合金中的必须元素，在所有情况下，将氧含量限制在0.005％以下，越低越好。N可以提高焊缝熔敷金属的强度，一般控制在0.02-0.04％之间。

[0037] 表2焊缝熔敷金属力学性能试验测试结果：

[0038]

[0039]

[0040] 表3以上实施例测试结果的试验条件：

[0041]

[0042] 表4焊缝熔敷金属抗裂性试验测试结果：

[0043]

[0044] 以上实施例测试结果的试验条件：

[0045] 在尺寸为400×50mm的508-III钢母材上堆焊30mm厚的发明焊丝。焊完后以左右两侧端面为基准，去掉端面不平整的部位后，取4个裂纹试件，每件厚度4mm,经线切割、磨光后进行液体渗透探伤，检验在各位置出现的裂纹数量及大小。

[0046] 焊接工艺参数同表3

[0047] 采用本发明设计的焊丝化学成分,实施例1-2由于Mn和Nb的加入，焊缝熔敷金属强度明显提高室温抗拉强度>630MPa，室温屈服强度>450MPa，断后伸长率A≥35％，350℃高温抗拉强度>550MPa，室温屈服强度>380MPa，断后伸长率A≥30％，。比较例中,Mn和Nb含量都较低,其强度较低。

[0048] 采用本发明设计的焊丝化学成分,实施例1-2由于Mn和Nb的加入，焊缝熔敷金属裂纹缺陷明显减少，距离端面3.2mm位置缺陷只有4个，且规格只有约0.2mm，比较例1-3由于Mn和Nb含量少，抗裂纹敏感性明显更差，距离端面3.2mm位置处，缺陷有28个或更多，知道距离端面15.8mm位置才基本没有。

[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,可以进行结构件的焊接,也可以作为一种耐腐蚀材料堆焊在其他材料表面。

[0050] 上述合金可专门使用于核岛主设备的焊接,也可以考虑在其它工业领域使用该合金。