CN111843284A - 一种9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢用焊丝及其在GTAW焊接工艺中的应用 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种9Cr‑3W‑3Co马氏体耐热钢用焊丝及其在GTAW焊接工艺中的应用。以质量百分数计，焊丝化学组分为：C：0.05～0.12％、Si：0.50％以下、Mn：1.0％以下、P：0.01％以下、S：0.008％以下、Ni：0.20％以下、Cr：8.50～9.50％、W：2.50～3.0％、Co：2.50‑3.50％、Nb：0.03～0.07％、V：0.15～0.25％、N：0.03～0.07％、B：0.004％以下、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。该焊丝GTAW焊缝金属的A_C1点高，焊缝冲击韧性高和高温蠕变持久强度优异。

Description

一种9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢用焊丝及其在GTAW焊接工艺中 的应用

技术领域

本发明属于焊接材料技术领域，具体涉及一种9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢用焊丝及其在GTAW焊接工艺中的应用。

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，该类钢的蠕变持久强度较T/P92钢提高20％-50％。G115钢与T/P93钢的主要区别在于前者添加了约1％的Cu元素。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温力学性能满足要求，尤其是抗高温蠕变性能优异的配套焊接材料。钨极氩弧焊(GATW)具有保护效果好、单面焊双面成型和焊接质量稳定等诸多优点，是超超临界电站设备常用的焊接方法，被用于打底焊以及小口径管的全位置填充焊接。近年来窄间隙GTAW方法开始用于大口径马氏体耐热钢管道的焊接。

目前，虽公开了一些G115钢的氩弧焊焊丝成分，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》等。这些专利文献公布的氩弧焊焊丝均采取了与G115钢相同的含Cu元素的成分设计，导致焊缝的A_C1点偏低，降低了焊后高温回火处理温度。为了避免在焊后热处理过程中形成新的奥氏体，不得不延长焊后热处理时间，这会大大降低生产效率。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》，该焊丝虽不含Cu元素，焊缝获得了较高的冲击韧性，但是其C元素含量过高，增大了焊接裂纹敏感性，此外其W元素含量明显低于母材，将降低高温蠕变持久强度。此外，上述专利文献大多采取了高B、低N的成分设计，受焊接冶金过程所限，这些焊丝在常规GTAW焊接工艺下难以获得高B、低N成分组合的焊缝，不仅存在B元素的极大浪费，并且可能增大焊缝的显微缺陷敏感性，还不利于焊缝的高温持久蠕变强度。

发明内容

本发明的目的在于提供一种9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢用焊丝及其在GTAW焊接工艺中的应用，该焊丝合金元素含量较现有焊丝有所降低，焊缝的A_C1点提高，成形性好，缺陷敏感性低，焊缝冲击韧性高和高温蠕变持久强度优异，可在常规GTAW工艺下焊接G115、P93等9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢。

为了解决上述技术问题，本发明提供以下技术方案：

提供一种9Cr-3W-3Co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：0.50％以下、Mn：1.0％以下、P：0.01％以下、S：0.008％以下、Ni：0.20％以下、Cr：8.50～9.50％、W：2.50～3.0％、Co：2.50-3.50％、Nb：0.03～0.07％、V：0.15～0.25％、N：0.03～0.07％、B：0.004％以下、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，所述焊丝中C含量为：0.06～0.10％。

进一步地，所述焊丝中Si含量为：0.15～0.35％。

进一步地，所述焊丝中Mn含量为：0.40～1.0％。

进一步地，所述焊丝中Ni在0.10％以下。

进一步地，所述焊丝中N含量为：0.03～0.06％。

进一步地，所述焊丝中B含量为：0.001～0.003％。

进一步地，所述焊丝中Al含量为：0.015％以下。

提供上述9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢用焊丝在GTAW焊接工艺中的应用。

进一步地，所述焊丝的GTAW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1.5-4h；

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1.5-4h。

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％。

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，不利于蠕变强度的提高。但C含量过高，明显增大焊缝的裂纹敏感性，因此本发明的C含量范围控制在0.05-0.12％。优选为0.06～0.10％。

Si：0.50％以下

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0.50％以下，优选为0.15～0.35％。

Mn：1.0％以下

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有脱氧去硫作用，能提高焊缝的强度和韧性。但是Mn含量过高，降低焊缝的A_C1点，导致焊缝在焊后热处理温度下重新形成奥氏体。因此，Mn含量最多为1.0％。为了保证脱氧效果，优选为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，虽有利于抑制δ-铁素体的形成，提高焊缝的冲击韧性。但是，提Ni显著降低A_C1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强度。因此，本发明的Cr含量控制在8.50-9.50％。

W：2.50～3.0％

W是最重要的强化元素，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，并且会增大时效脆化倾向，降低焊缝的冲击韧性。因此，本发明的W含量控制在2.50-3.0％。

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％，优选为0.03～0.06％。

B：0.004％以下

B是晶界强化元素，可以提高焊缝的高温蠕变强度，但是B在焊接过程中易烧损。此外，B含量过高增大焊缝的裂纹敏感性。为此，本发明将B含量控制在0.004％以内，优选为0.001～0.003％。

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，但是考虑到其明显降低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，不利于发挥沉淀强化作用。因此，本发明的Ti含量控制在0.01％以下。

Al：0.03％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0.03％以下，优选为0.015％以下。

本发明焊丝通过GTAW焊接工艺焊接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)焊缝A_C1点≥800℃。

(3)在760×1.5h焊后热处理条件下，焊缝的20℃冲击功KV₂≥80J；在770×1.5h焊后热处理条件下，焊缝的20℃冲击功KV₂≥150J。

(4)接头的常温抗拉强度R_m≥700MPa。

(5)接头在650℃/10⁴h下的蠕变持久强度较T/P92钢接头同步提高20-50％以上。

与现有技术相比，本发明具有以下优点：

1.本发明通过Cu、Ni、B、N等元素含量的调整与优化，并严格控制Al、Ti等杂质元素的含量，得到了适用于焊接9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢用焊丝，其中，将Cu、Ni两种元素的含量控制在低水平，提高了焊缝的A_C1点，降低了焊材成本；适当提高N含量，不仅降低了焊丝的冶炼难度，并且提高了焊缝的抗高温蠕变性能，使接头的高温蠕变持久强度较T/P92钢接头也同步明显提升。

2.本发明焊丝的合金元素含量较现有焊丝降低，焊缝的A_C1点提高，成形性好，缺陷敏感性低，焊后热处理工艺窗口宽，焊缝的冲击韧性高，所焊9Cr-3W-3Co钢接头的高温蠕变持久强度较T/P92钢接头同步提高20-50％，成本低，可在常规GTAW工艺下焊接G115、P93等9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢。

附图说明

图1为本发明实施例1焊丝所焊接头的宏观照片。

图2为本发明实施例1焊丝所焊接头焊缝的显微组织。

图3为本发明实施例1焊丝所焊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，实施例和对比例的具体化学组分及各组分的质量百分含量见表1。

表1 实施例1-3和对比例1-2焊丝的化学成分(wt％)

通过热丝自动GTAW方法堆焊制备焊丝的熔敷金属相变点测试试样，工艺条件为：焊丝直径1.0mm，预热温度150℃，层间温度150-250℃，焊接电流200A，焊接电压10V，焊接速度100mm/min，热丝电压4.5V。用热膨胀法测试焊缝金属的A_C1点，结果见表2。可以看到，通过将Cu和Ni含量控制在低水平，实施例1-3的焊丝所得焊缝的A_C1点相较于对比例2有明显提高。

表2 实施例1-3和对比例2的焊丝所得焊缝的相变点

相变点	实施例1	实施例2	实施例3	对比例2
					A<sub>C1</sub>/℃	804	808	806	778

用实施例1-3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)，焊接方法为手工GTAW工艺，坡口为V形，角度为70°，焊接工艺参数见表3。

表3 实施例1-3焊丝的手工GTAW焊接工艺参数

焊后保温缓冷至室温，然后进行760℃×1.5h，或760℃×4h，或770℃×1.5h的高温回火热处理。

图1为实施例1焊丝所焊接头的宏观照片，图中显示：实施例1焊丝在常规GTAW焊接工艺下，焊缝成形良好，没有出现裂纹、气孔和夹杂等缺陷，说明其缺陷敏感性低。

图2为实施例1焊丝所焊接头焊缝的显微组织，图中显示：实施1焊丝在常规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1-3焊丝所焊接头的常温拉伸和弯曲性能，结果列于表4。可以看到，接头的常温拉伸和弯曲性能均满足要求。

表4 实施例1-3焊丝的接头常温拉伸和弯曲性能

注：焊后热处理条件为760℃×1.5h。

对实施例1和对比例1焊丝所焊接头进行焊缝部位的室温冲击测试，结果列于表5。可以看出，实施例焊缝在760℃×4h条件下的冲击功明显高于对比例1。此外，实施例1焊缝在780℃×0.5h下的冲击功超过180J，这表明实施例1由于提高了A_C1点，能以较高的热处理温度、较短的热处理时间获得冲击韧性优异的焊缝，提高了生产效率。

表5 实施例1和对比例1焊丝的接头焊缝部位的室温冲击性能

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

2)括号内数值为平均值。

对实施例1焊丝所焊的焊接接头进行了650℃蠕变持久强度测试，结果列于表6。可以看出，在高应力条件下，断裂位置在母材，在低应力条件下，断裂位置由母材转移至HAZ。这说明无论是在高应力还是在低应力区，接头断裂位置均不在焊缝。图3为实施例1焊丝所焊接头的持久强度曲线，图中可以看出，与G115钢和T/P92钢两种母材相比，用本发明焊丝所焊G115钢接头的外推650℃/10⁴h持久强度较T/P92钢接头也同步提高了约50％，表明本发明焊丝所得焊缝的蠕变持久强度与母材相当。

表6 实施例1焊丝所得接头在650℃下的高温蠕变持久性能测试结果

本发明通过Cu、Ni、B、N等元素含量的调整与优化，并严格控制Al、Ti等杂质元素的含量，得到了适用于焊接9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢焊丝。该焊丝的合金元素含量较现有焊丝降低，GTAW焊缝的A_C1点提高，成形性好，缺陷敏感性低，焊后热处理工艺窗口宽，焊缝的冲击韧性高，所焊9Cr-3W-3Co钢接头的高温蠕变持久强度较T/P92钢接头同步提高20-50％。

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 (10)

1.一种9Cr-3W-3Co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：0.50％以下、Mn：1.0％以下、P：0.01％以下、S：0.008％以下、Ni：0.20％以下、Cr：8.50～9.50％、W：2.50～3.0％、Co：2.50-3.50％、Nb：0.03～0.07％、V：0.15～0.25％、N：0.03～0.07％、B：0.004％以下、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。

2.根据权利要求1所述的焊丝，其特征在于，所述焊丝中C含量为：0.06～0.10％。

3.根据权利要求1所述的焊丝，其特征在于，所述焊丝中Si含量为：0.15～0.35％。

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

5.根据权利要求1所述的焊丝，其特征在于，所述焊丝中Ni含量为：0.10％以下。

6.根据权利要求1所述的焊丝，其特征在于，所述焊丝中N含量为：0.03～0.06％。

7.根据权利要求1所述的焊丝，其特征在于，所述焊丝中B含量为：0.001～0.003％。

8.根据权利要求1所述的焊丝，其特征在于，所述耐热钢中Al含量为：0.015％以下。

9.一种权利要求1-8任一项所述9Cr-3W-3Co马氏体耐热钢用焊丝在GTAW焊接工艺中的应用。

10.根据权利要求9所述的应用，其特征在于，所述焊丝的GTAW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1.5-4h；

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1.5-4h。

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