CN109128576A - 一种核电压力容器用钢的焊接材料及其制备方法和一种焊接方法 - Google Patents

Abstract

本发明属于金属焊接技术领域，具体涉及一种核电压力容器用钢的焊接材料及其制备方法和一种焊接方法。本发明提供的焊接材料，包括铜表层和芯材，所述芯材包括以下质量含量的组分：C 0.05～0.06％，Mn 1.6～1.7％，Cr 1.5～1.6％，Ni 2.6～2.7％，Mo 0.55～0.6％，P≤0.020％，S≤0.015％和余量的Fe。采用上述焊接材料，在电流为530～540A，电压为28～29V，焊接速度为42～45cm/min，平均热输入为20～22kJ/cm的条件下进行焊接，能够使焊缝熔敷金属的抗拉强度达到900MPa以上，屈服强度达到800MPa以上。

Description

一种核电压力容器用钢的焊接材料及其制备方法和一种焊接 方法

技术领域

本发明属于金属焊接技术领域，具体涉及一种核电压力容器用钢的焊接材料及其制备方法和一种焊接方法。

背景技术

SA508-4N钢比SA508-3钢具有更强的淬透性和更优良的低温冲击韧性，其综合力学性能优良，可解决大容量核电压力容器生产中钢锭重量大、淬透深度小、组织性能不均等问题，因此，有望成为新一代核电压力容器用钢。但SA508-4N钢在商业应用前需要解决焊接问题，而关于SA508-4N钢的焊接问题，目前还未得到解决。若将现有的焊接工艺用于SA508-4N钢的焊接，焊接接头的强度较低，影响SA508-4N钢的使用寿命。

发明内容

本发明的目的在于提供一种核电压力容器用钢的焊接材料及其制备方法和一种焊接方法，本发明提供的焊接材料与核电压力容器用钢的组分相匹配，利用所述焊接材料对核电压力容器用钢进行焊接，可提高焊缝熔敷金属的强度，延长核电压力容器用钢的使用寿命。

为了实现上述目的，本发明提供如下技术方案：

一种核电压力容器用钢的焊接材料，包括铜表层和芯材，所述芯材包括以下质量含量的组分：C 0.05～0.06％，Mn 1.6～1.7％，Cr 1.5～1.6％，Ni 2.6～2.7％，Mo 0.55～0.6％，P≤0.020％，S≤0.015％和余量的Fe。

优选的，所述铜表层的厚度为0.3～0.5μm；所述焊接材料为焊丝，所述焊丝的直径为5.0、4.0、3.2、2.5或2.0mm。

本发明提供了上述技术方案所述焊接材料的制备方法，包括以下步骤：

(1)将权利要求1或2所述的焊接材料对应组分的原料进行混合熔炼，再将混合熔炼所得合金熔体进行浇铸，得到钢锭；

(2)将所述步骤(1)得到的钢锭依次进行锻造和轧制，得到盘条；

(3)对所述步骤(2)得到的盘条依次进行表面处理和拉拔，得到芯材；

(4)在所述步骤(3)得到的芯材表面电镀铜，得到核电压力容器用钢的焊接材料。

优选的，所述步骤(1)中浇铸的温度为1545～1575℃。

优选的，所述步骤(2)中锻造和轧制的温度独立地为1160～1220℃。

优选的，所述步骤(3)中表面处理包括依次进行的去除氧化物和涂覆硼砂膜。

本发明提供了一种焊接方法，包括以下步骤：

对核电压力容器用钢的待焊接部位进行预热；

利用焊接材料对所述待焊接部位进行焊接；焊接电流为530～540A，焊接电压为28～29V，焊接速度为42～45cm/min，平均热输入为20～22kJ/cm；

对焊接后的核电压力容器用钢进行热处理；

所述焊接材料为上述技术方案所述的焊接材料或者上述技术方案所述制备方法制备得到的焊接材料。

优选的，所述核电压力容器用钢包括以下质量百分含量的组分：C≤0.23％、Mn0.2～0.4％、Cr 1.5～2.0％、Ni 2.8～3.9％、Mo 0.4～0.6％、Si≤0.1％、Al≤0.02％，P≤0.02％、S≤0.02％，其余为Fe。

优选的，焊接后，对焊缝进行火焰去氢处理；所述火焰去氢处理的温度为150～200℃，时间为15～20min。

优选的，所述热处理的温度为575～585℃，热处理的时间为5～6min/mm。

本发明提供了一种核电压力容器用钢的焊接材料，包括铜表层和芯材，所述芯材包括以下质量含量的组分：C 0.05～0.06％，Mn 1.6～1.7％，Cr 1.5～1.6％，Ni 2.6～2.7％，Mo 0.55～0.6％，P≤0.020％，S≤0.015％和余量的Fe。本发明对所述焊接材料的芯材组分进行上述限定，可使焊接材料的组分与核电压力容器用钢的组分相匹配，提高焊接材料与核电压力容器用钢的结合强度。

本发明还提供了一种与上述焊接材料相匹配的焊接方法，利用本发明提供的焊接方法，能进一步提高焊接制品的整体强度性能，为延长核电压力容器用钢的使用寿命提供基础。实施例结果表明，采用本发明提供的焊接材料和焊接方法，能够使焊缝熔敷金属的抗拉强度达到900MPa以上，屈服强度达到800MPa以上。

附图说明

图1为本发明提供的焊接方法的流程示意图；

图2为本发明提供的实施例1所用SA508-4N钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线；

图3为本发明实施例1焊接接头的热影响区冲击断口的SEM图；

图4为本发明实施例1焊接接头的光学组织照片；

图5为本发明实施例1热处理后焊接接头的光学组织照片；

图6为本发明实施例1焊接接头热处理后接头粗晶区断口的SEM图；

图7为本发明实施例1和4焊接接头在不同温度下热处理后的显微硬度表征结果；

图8为本发明实施例1和4热处理后焊接接头的强度性能测试结果；

图9为本发明实施例1和4热处理后焊接接头的拉伸性能测试结果；

图10为本发明实施例1和4热处理后焊接接头的冲击性能测试结果。

具体实施方式

本发明提供了一种核电压力容器用钢的焊接材料，包括铜表层和芯材，所述芯材包括以下质量含量的组分：C 0.05～0.06％，Mn 1.6～1.7％，Cr 1.5～1.6％，Ni 2.6～2.7％，Mo 0.55～0.6％，P≤0.020％，S≤0.015％和余量的Fe。

本发明提供的核电压力容器用钢的焊接材料包括铜表层，所述铜表层的厚度优选为0.3～0.5μm，更优选为0.4μm。

本发明提供的核电压力容器用钢的焊接材料还包括芯材，所述芯材包括以下质量含量的组分：C 0.05～0.06％，Mn 1.6～1.7％，Cr 1.5～1.6％，Ni 2.6～2.7％，Mo 0.55～0.6％，P≤0.020％，S≤0.015％和余量的Fe。

在本发明中，以质量含量计，所述芯材的组分包括C 0.05～0.06％，优选为0.052～0.058％，更优选为0.054～0.056％；Mn 1.6～1.7％，优选为1.62～1.68％，更优选为1.643～1.66％；Cr 1.5～1.6％，优选为1.52～1.57％，更优选为1.53～1.56％；Ni 2.6～2.7％，优选为2.6～2.66％，更优选为2.6～2.65％；Mo 0.55～0.6％，优选为0.56～0.58％，更优选为0.56～0.57％；P≤0.020％，优选为0.010～0.020％；S≤0.015％，优选为0.010～0.015％。在本发明中，所述芯材的组分还包括Fe。本发明所述对Fe的含量没有特殊要求，能使芯材各组分的质量和满足100％即可。

本发明利用碳元素的强化作用，促进奥氏体的形成；同时，碳原子与铁原子直径相差较大，在相变过程中可进一步细化晶粒组织，达到提高焊缝强度的目的。本发明将碳含量限定在上述范围，能提高焊缝合金强度和韧性的适配度，提升焊接制品的整体质量。

本发明以锰作为置换原子，锰可固溶到基体中，产生固溶强化作用；锰还能与碳形成弱稳定性碳化物，产生第二相强化，这对提升焊接接头的强度有利；另外，将锰和镍按照本发明所述用量配合使用，能够改善焊接接头的韧性；而且锰还能结合硫，减少硫的偏析，降低焊缝处热脆性和热裂纹的产生。

本发明以铬作为另一强化元素，可以改善钢的抗氧化作用，增加钢的抗腐蚀能力；本发明将铬与碳按照上述用量配合使用，可以形成中强稳定性的碳化物，且碳化物细小，具有弥散强化的作用。同时，本发明所述铬还能以置换原子的方式，固溶在基体中，产生固溶强化的作用。

在本发明中，镍、碳、硫按照上述用量配合使用，可改善焊缝材料的韧性。镍还能与铁可以形成无限固溶体，进一步促进奥氏体形成，并发生低温转变，形成相变强化。

钼是提高材料热稳定性的主要元素，可以提高合金材料的耐热性，减少回火脆性。在本发明中，钼按照上述用量使用，能扩大α相区，有减少辐照脆化的趋势。钼也能与碳形成中强稳定性的碳化物，钼、铬和碳在本发明所述用量范围内使用，能细化碳化物的粒径，改善合金材料的晶粒组织。

硫、磷是合金中的有害元素，硫若形成硫化物，会降低合金的冲击韧性，影响焊接性能，同时加剧中心偏析、疏松等缺陷的产生；磷若偏聚到晶界上，会弱化晶界，辐照作用会加速磷的偏聚，造成钢板韧性的恶化，因此，需要对硫和磷的用量进行控制。本发明将碳、锰、铬、镍、钼多种元素配合使用，能够抑制硫和磷的有害作用，提高钢材的耐腐蚀性能。

本发明还提供了上述技术方案所述的焊接材料的制备方法，包括以下步骤：

(1)将上述技术方案所述的焊接材料对应组分的原料进行混合熔炼，再将所得合金熔体进行浇铸，得到钢锭；

(2)将所述步骤(1)的钢锭依次进行锻造和轧制，得到盘条；

(3)对所述步骤(2)的盘条依次进行表面处理和拉拔，得到芯材；

(4)在所述步骤(3)的芯材表面电镀铜，得到核电压力容器用钢的焊接材料。

本发明将上述技术方案所述的焊接材料对应组分的原料进行混合熔炼，再将所得合金熔体进行浇铸，得到钢锭。在本发明中，所述碳组分为基体铁中必不可少的组分，通过控制铁基体中碳的含量提供碳组分，无需额外提供；所述磷和硫为原料中不可避免的杂质，通过控制各组分原料的纯度进行控制，无需额外提供。本发明对所述焊接材料对应组分的原料来源没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的市售产品即可。

在本发明中，所述焊接材料对应组分的原料优选采用如下方式进行混合熔炼：

将铁原料加热熔融，得到铁液；

将所述铁液与锰原料、铬原料、镍原料和钼原料混合，进行混合熔炼。

本发明对所述铁原料加热熔融的温度和时间没有特殊要求，能得到组分均匀的铁液即可。本发明对所述铁液与锰原料、铬原料、镍原料和钼原料的混合方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的方式即可。在本发明中，所述混合熔炼的温度优选为1650～1670℃，更优选为1655℃；混合熔炼的时间优选为30～50min，更优选为45min。在本发明中，所述混合熔炼优选在真空感应炉中进行。混合熔炼前，本发明优选将真空熔炼炉抽真空至6.2×10^-2Pa。在本发明中，所述混合熔炼优选在氩气保护下进行，所述氩气的压力优选为0.7～0.9MPa，更优选为0.8～0.9MPa。

混合熔炼后，本发明将混合熔炼所得合金熔体进行浇铸，得到钢锭。在本发明中，所述浇铸的温度优选为1545～1575℃，更优选为1565℃。本发明对所述浇铸的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的即可。

得到钢锭后，本发明将所述钢锭依次进行锻造和轧制，得到盘条。锻造前，本发明优选对所述钢锭进行保温，以消除钢锭的应力。在本发明中，所述保温的温度优选为1160～1220℃，更优选为1175～1215℃，再优选为1180～1210℃；保温的时间优选为1.5～3h，更优选为1.8～2.5h，再优选为2～2.3h。

在本发明中，锻造的温度优选与上述技术方案所述钢锭保温的温度一致。本发明对所述锻造的具体实施方式没有特殊要求，能得到截面尺寸为140mm×140mm的方坯即可。得到方坯后，本发明对所述方坯进行冷却，使方坯的温度降低至室温；所述冷却的方式优选为空冷。

冷却后，本发明将冷却后的方坯进行轧制，得到盘条。在本发明中，所述盘条的直径优选为8～10mm，更优选为9～9.5mm，再优选为9.2mm。在本发明中，所述轧制优选为热制；所述轧制的温度优选为1160～1220℃，更优选为1175～1215℃，再优选为1180～1210℃。本发明对所述轧制的具体实施方式没有特殊要求，能得到上述直径范围的盘条即可。

得到盘条后，本发明对所述盘条依次进行表面处理和拉拔，得到芯材。在本发明中，所述表面处理优选包括依次进行的去除氧化物和涂覆硼砂膜。在本发明中，所述去除氧化物的方式优选包括先剥离盘条表面锈蚀氧化皮，然后对盘条依次进行酸洗和水洗；所述酸洗用酸包括硫酸溶液，所述硫酸溶液的质量浓度优选为5～20％，更优选为15％；所述水洗用水优选包括去离子水。本发明优选利用酸洗去除盘条表面剥离后附着的氧化物粉末，利用水洗去除盘条表面的残留酸。本发明对所述酸洗和水洗的具体实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的方式即可。

水洗后，本发明优选对盘条表面进行涂覆硼砂膜。在本发明中，所述硼砂膜的涂覆方式优选为浸涂，所述浸涂用浸涂液优选为硼砂溶液，所述硼砂溶液的质量浓度优选为13～17％，更优选为14～16％，再优选为15％；所述浸涂的时间优选为25～35s，更优选为28～32s，再优选为30s。在本发明中，所述硼砂溶液优选用Na₂B₄O₇·10H₂O配制。本发明对所述硼砂溶液的配制方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的方式即可。本发明优选通过硼砂处理，改善盘条的加工性能，以便于后续拉拔工序的顺利进行。本发明对所述硼砂膜的涂覆方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的方式即可。

对盘条进行表面处理后，本发明对所述表面处理后的盘条进行拉拔，得到芯材。在本发明中，所述拉拔分两次进行，第一次拉拔得到半成品，第二次拉拔得到芯材。为保证焊接材料的焊接质量，本发明在拉拔过程中，应确保半成品和芯材的表面无锈迹和划痕等缺陷。本发明对所述拉拔的具体实施方式没有特殊要求，能得到满足上述要求的芯材即可。

得到芯材后，本发明在所述芯材表面电镀铜，得到核电压力容器用钢的焊接材料。在本发明中，所述电镀铜的具体实施方式优选包括：

对芯材依次进行表面活化处理和电镀，形成铜镀层；

对所得铜镀层依次进行钝化、干燥和抛光，得到铜表层。

本发明对芯材依次进行表面活化处理和电镀，形成铜镀层。在本发明中，对所述芯材进行的表面活化处理优选包括将芯材依次用热水、酸和水进行清洗。在本发明中，所述热水的温度优选为35～45℃，更优选为40℃；所述酸优选为硫酸溶液，所述硫酸溶液的质量浓度优选为5～8％，更优选为5％。本发明对所述热水、酸和水的清洗方式没有特殊要求，能去除芯材表面附着的杂质和油渍即可。

本发明对所述电镀的实施方式没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的即可。在本发明实施例中，电镀时所用电镀液的制备原料优选包括五水硫酸铜、硫酸和添加剂，所述添加剂优选为含氯离子的添加剂。配制电镀液时，所述五水硫酸铜的用量优选为60～90g/L，更优选为70～80g/L；硫酸的质量浓度优选为20～30％，用量优选为180～220ml/L，更优选为200ml/L；所述添加剂的用量优选为40～80ml/L，更优选为50～60ml/L。本发明对所述硫酸的浓度没有特殊要求，采用本领域技术人员熟知的浓度即可。本发明对所述添加剂没有特殊要求，能提供上述含量的氯离子即可。

在本发明中，电镀的温度优选为20～30℃，更优选为22～26℃；电流密度优选为1～2A，更优选为1.5A；电镀时间优选为5～10min，更优选为7min。本发明优选在上述条件下进行电镀，可得到分布均匀、表面光滑的铜镀层。

形成铜镀层后，本发明对所得铜镀层依次进行钝化、干燥和抛光，得到铜表层。在本发明中，所述钝化的方式优选为热水钝化，所述热水的温度优选为35～45℃，更优选为40℃。本发明优选热水钝化，可加快铜镀层固化的速度。

钝化后，本发明优选对铜镀层进行干燥。本发明对所述干燥的具体实施方式没有特殊要求，能使铜镀层的表面无水渍残留即可。

干燥后，本发明优选对干燥后的铜镀层进行抛光，得到铜表层。本发明对所述抛光的具体实施方式没有特殊要求，能得到表面光滑，无毛刺、划痕缺陷，铜层均匀牢固的铜表层即可。

本发明还提供了一种焊接方法，包括以下步骤：

对核电压力容器用钢的待焊接部位进行预热；

利用焊接材料对所述待焊接部位进行焊接；焊接电流为530～540A，焊接电压为28～29V，焊接速度为42～45cm/min，平均热输入为20～22kJ/cm；

对焊接后的核电压力容器用钢进行热处理；

所述焊接材料为上述技术方案所述焊接材料或者上述技术方案所述制备方法制备得到的焊接材料。

本发明对核电压力容器用钢的待焊接部位(即坡口位置)进行预热，以消除待焊接部位的应力，使待焊接部位与焊接材料更好的结合。在本发明中，所述核电压力容器用钢优选为SA508-4N钢，所述核电压力容器用钢优选包括以下质量含量的组分：C≤0.23％、Mn0.2～0.4％、Cr 1.5～2.0％、Ni 2.8～3.9％、Mo 0.4～0.6％、Si≤0.1％、Al≤0.02％，P≤0.02％、S≤0.02％，其余为Fe。在本发明中，所述核电压力容器用钢的组分中，C优选为0.12～0.20％，Mn优选为0.30～0.36％，Cr优选为1.7～2.0％，Ni优选为3.0～3.7％，Mo优选为0.50～0.60％，Si优选0.08～0.096％，Al优选为0.01～0.018％，P优选为0.003～0.006％，S优选为0.001～0.004％，其余为Fe。

在本发明中，对核电压力容器用钢的待焊接部位进行的预热优选为火焰预热；所述预热的温度优选为145～155℃，更优选为146～154℃，再优选为148～152℃；预热时，保温时间优选为0.2～0.4min/mm，更优选为0.2～0.3min/mm，再优选为0.25～0.3min/mm。

预热后，本发明利用焊接材料对待焊接部位进行焊接。在本发明中，所述焊接优选为窄间隙埋弧焊；所述焊接的电流为530～540A，优选为532～537A；焊接的电压为28～29V，优选为28V；焊接的速度为42～45cm/min，优选为43～44cm/min；焊接时，平均热输入为20～22kJ/cm，优选为21kJ/cm。本发明所述焊接优选为多道次焊接，进行下一次焊接时，道间温度优选为150～200℃，更优选为160～190℃，再优选为165～185℃。

焊接后，本发明优选对焊缝进行火焰去氢处理，以消除氢残留对焊接质量的影响，减少焊缝裂纹的产生。在本发明中，所述火焰去氢处理的温度优选为150～200℃，更优选为160～190℃，再优选为165～185℃；火焰去氢处理的时间优选为15～20min，更优选为16～19min，再优选为17～18min。

去氢处理后，本发明对去氢处理后的核电压力容器用钢进行热处理。在本发明中，所述热处理的温度优选为575～585℃，更优选为577～583℃，再优选为580～582℃；热处理的时间为优选5～6min/mm，更优选为5.2～5.8min/mm，再优选为5.5～5.7min/mm。本发明焊接后直接进行去氢处理，然后升温进行热处理。在本发明中，由火焰去氢处理温度升温至热处理温度的升温速率优选为10～15℃/min，更优选为12℃/min。

本发明对焊接后的核电压力容器用钢进行焊后热处理，可将马氏体和贝氏体转变为回火马氏体和回火贝氏体，大大提高焊接接头性能的均匀性，同时可以很好的降低残余应力，提高焊接接头的综合力学性能。

为了进一步说明本发明，下面结合附图和实施例对本发明提供的一种核电压力容器用钢的焊接材料及其制备方法和一种焊接方法进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。

实施例1

按照表1所示的用量准备合金原料，将合金原料放入真空感应炉中加热熔炼，抽真空至6.2×10^-2Pa；向炉内充入高纯氩气，氩气压力范围为0.7～0.9MPa，在1560℃下熔炼50min，得到合金熔体；将得到的合金熔体浇铸成钢锭，自然冷却，然后将钢锭置于加热炉中进行加热保温，保温后锻造成截面尺寸为140mm×140mm的方坯，冷却至室温；将所得方坯在步进式加热炉中进行加热，然后进行锻造和轧制，制成直径为9.2mm的盘条；剥离盘条表面的锈蚀氧化皮，用硫酸溶液清洗盘条表面的氧化粉末，使钢铁基体露出表面，再用水洗掉盘条表面的硫酸；完成表面处理后，将盘条浸渍在质量分数为15％的硼砂溶液中30s，进行硼砂处理；将直径为9.2mm的盘条先拉拔成直径为5.5mm的半成品，再将半成品拉拔成直径为4mm的芯材；然后进行电镀，完成电镀后，用热水清洗铜镀层，去除电镀液，使铜镀层固化，干燥后抛光，得到表1所示的焊接材料，备用。

按照图1所示流程示意图进行焊接：

以SA508-4N钢为母材，具体化学组分为：C 0.12％、Mn 0.36％、Cr 2.00％、Ni3.64％、Mo 0.60％、Si 0.084％、Al 0.018％、P 0.0054％、S 0.0034％，余量为Fe(以下用A母材表示)。将母材在150℃下，按照0.2～0.4min/mm的时间进行预热，预热温度通过火焰加热的方式达到；采用窄间隙埋弧焊，控制焊接参数为：焊接电流为530A，焊接电压为28V，焊接速度为45cm/min，平均热输入为21kJ/cm，焊接过程中的道间温度为180℃，控制焊缝凝固温度不低于150℃，待焊缝凝固后，在150℃保温20min，进行火焰去氢热处理，确保焊缝中的氢含量保持在较低水平，避免氢致裂纹。

焊接结束后，对焊接后的产品进行整体焊后热处理，热处理温度为580℃，时间为5min/mm，热处理设备采用室状热处理炉，天然气为燃料，热处理后，自然冷却至室温，完成焊接热处理，所得产品即为测试样品。

实施例2～3

按照实施例1的方法制备焊接材料并进行焊接，不同之处在于焊接的工艺参数不同，具体可见表1～2。

实施例4～6

母材的化学组分为：C 0.20％、Mn 0.30％、Cr 1.74％、Ni 3.63％、Mo 0.50％、Si0.096％、Al 0.016％、P 0.0037％、S 0.0015％，余量为Fe；以下用B母材表示。

按照实施例1的方法制备焊接材料，并进行焊接，不同之处在于焊接时，焊接工艺参数不同，具体见表1和2。

表1实施例1～6焊接材料组成(质量分数％)

表2实施例1～6焊接材料制备工艺和焊接工艺

性能表征及结果

按照YB/T5128-93标准，采用L78型淬火膨胀仪测定，并通过origin软件绘制本发明实施例1所用母材SA508-4N钢的过冷奥氏体连续冷却转变曲线(CCT图)，测试结果如图2所示。图2中，A表示奥氏体，B表示贝氏体，M表示马氏体。由图2曲线可知，焊接时平均热输入较大，粗晶区得到贝氏体组织；平均热输入较小，粗晶区得到马氏体组织。该测试结果为确定焊接的平均热输入提供参考。

利用电子扫描显微镜对实施例1焊接接头的热影响区冲击断口的形貌进行表征，结果如图3所示。图3中(a)为粗晶区，(b)为临界相变区，(c)为亚临界相变区。由图像(a)和(b)可知粗晶区的断裂形式为解理断裂，临界相变区的断裂形式为韧性断裂，说明粗晶区的低温冲击韧性值较低；(c)表明亚临界相变区的断裂形式为韧性断裂，说明临界相变区、亚临界相变区的低温冲击韧性值较高。实施例2～6测试结果与实施例1的测试结果相近。

利用光学显微镜对实施例1所得焊接接头组织进行表征，结果如图4所示。图4中(a)为熔合区组织，熔合区是焊缝及粗晶区的过渡区域，左侧为焊缝，焊缝组织为细小板条马氏体；右侧为粗晶区，粗晶区组织为粗大板条马氏体组织；(b)为细晶区，细晶区为马氏体组织，(c)为临界相变区，该区为上贝氏体组织和回火马氏体组织。实施例2～6的测试结果与实施例1相同。

利用光学显微镜对实施例1热处理后的焊接接头组织进行表征，结果如图5所示。图5中，(a)熔合区，(b)细晶区，(c)临界相变区，其中，焊后热处理使接头组织发生了回火现象，说明热处理改变了焊接接头的组织结构，提高了焊接接头的强度和韧性。实施例2～6的测试结果与实施例1相同。

利用电子扫描显微镜对实施例1处理后的焊接接头粗晶区断口的形貌进行表征，结果如图6所示。由图6可知，断裂形式由解理断裂变为韧性断裂。

利用蔡氏显微硬度仪表征不同温度的焊后热处理对焊接接头硬度的影响，以实施例1和4为例，将实施例1和4分别在550℃、580℃和510℃下进行焊后热处理，保温时间为5min，测试结果如图7和表3所示。图7中，a为实施例1的测试结果，b为实施例4的测试结果，图中，WS表示焊态，WM表示焊缝，FZ表示熔合区，CG表示粗晶区，FG表示细晶区，IC表示临界相变区，SC表示亚临界相变区，BM表示母材。由图a和b可知，焊态条件下的显微硬度最大，且随到焊缝中心的距离的增加，硬度逐渐下降。焊接接头的粗晶区和焊缝处硬度值最大，约为330HV，这是因为粗晶区和焊缝处的显微组织为马氏体；熔合区、细晶区和不完全相变区的硬度值居中，约为300HV；临界相变区和母材显微硬度最小，约为210HV。经热处理后，焊接接头各区域显微硬度明显下降，且各区域之间的差距减小，其中，焊缝、熔合区、粗晶区和细晶区硬度值约为230HV，临界相变区硬度值约为200HV，亚临界相变区和母材硬度值约为180HV，这说明焊后热处理使焊接接头的显微组织发生了改变，焊缝、熔合区、粗晶区和细晶区显微组织由马氏体变成回火马氏体，临界相变区由贝氏体变成回火贝氏体，显微组织的变化导致了显微硬度的下降，使焊接接头与母材的硬度趋于平衡；此外，由图还可以看出，焊后热处理的温度越高，各区域显微硬度越低，最终趋于均匀化。将实施例1和4焊接接头熔合区的硬度测试值列于表3，其余实施例测试结果与实施例1和4相近。

利用电子万能试验机表征不同温度的焊后热处理对焊接接头力学性能的影响，试验结果如图8和表3所示。图8a中，A表示实施例1的测试结果，B表示实施例4的测试结果，BM表示母材。由图8a可知，热处理后，实施例1和4焊接接头的抗拉强度和屈服强度有所改变，表明焊后热处理改变了焊态组织；通过对比不同热处理温度的抗拉强度和屈服强度可以发现，低温度下的热处理能够得到抗拉强度和屈服强度较高的焊接接头。由图8b可知，热处理温度不同，焊接接头的断面收缩率和伸长率不同，在580℃进行热处理，能使焊接接头的断面收缩率和伸长率达到均衡状态，焊接接头的塑性表现最好，且与母材接近。具体测试值见表3，其他实施例的测试结果与实施例1和4相近。

利用电子万能试验机对实施例1和4的焊接试样进行拉伸试验，观察焊接试样的开裂情况，测试结果如图9所示。图9中，a为实施例1的测试结果，b为实施例4的测试结果，由图9可知，拉伸试样的启裂部位均为熔合区，拉伸试样在启裂后，裂纹分别向热影响区和焊缝区扩展，最后贯穿整个熔合区，直至断裂。焊接接头的抗拉强度能够体现焊接接头整体力学性能，在拉伸过程中，屈服强度较低或者内应力较大的地方先发生塑性变形，然后位错开动、增殖、积塞，形成微裂纹，微裂纹经扩展长大，最终导致拉伸试样断裂。本发明测试样品的启裂纹均在熔合区，说明熔合区的化学成分、组织类型和晶粒度的均匀性有待于进一步提高。具体测试值见表3，其他实施例的测试结果与实施例1和4相近。

利用低温冲击试验仪对实施例1和4的焊接试样和母材进行冲击性能测试，测试结果如图10所示。图10中，A表示实施例1的测试结果，B表示实施例4的测试结果。由图10可知，热处理温度不同，焊接试样的冲击韧性不同，焊后热处理可以改善焊态组织，大幅度提高冲击韧性。具体测试值见表3，其他实施例的测试结果与实施例1和4相近。

表3实施例1和4焊接接头力学性能测试结果

由表3的测试结果可知，本发明提供的焊接材料与核电压力容器用钢具有较好的适配性，可用于该类钢材，尤其是SA508-4N钢的焊接使用。将本发明提供的焊接材料，按照所述焊接方法进行焊接，所得焊接接头具有较好的硬度、强度和韧性，综合性能较好，可延长核电压力容器用钢的使用寿命。

由上述实施例可知，本发明提供的焊接材料和焊接方法适用于碳和铬含量在较大范围内波动的SA508-4N钢的焊接生产中，可有效控制SA508-4N钢焊接热影响区的宽度，提高SA508-4N钢焊接接头组织及性能均匀性；本发明提供的方法能有效控制SA508-4N钢单道次焊接粗晶区原奥氏体晶粒粗大，减小淬硬组织的含量，改善SA508-4N钢焊接热影响区的韧性。

尽管上述实施例对本发明做出了详尽的描述，但它仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例，人们还可以根据本实施例在不经创造性前提下获得其他实施例，这些实施例都属于本发明保护范围。

Claims (10)

1.一种核电压力容器用钢的焊接材料，包括铜表层和芯材，所述芯材包括以下质量含量的组分：C 0.05～0.06％，Mn 1.6～1.7％，Cr 1.5～1.6％，Ni2.6～2.7％，Mo 0.55～0.6％，P≤0.020％，S≤0.015％和余量的Fe。

2.如权利要求1所述的焊接材料，其特征在于，所述铜表层的厚度为0.3～0.5μm；所述焊接材料为焊丝，所述焊丝的直径为5.0、4.0、3.2、2.5或2.0mm。

3.权利要求1或2所述的焊接材料的制备方法，包括以下步骤：

(1)将权利要求1或2所述的焊接材料对应组分的原料进行混合熔炼，再将混合熔炼所得合金熔体进行浇铸，得到钢锭；

(2)将所述步骤(1)得到的钢锭依次进行锻造和轧制，得到盘条；

(3)对所述步骤(2)得到的盘条依次进行表面处理和拉拔，得到芯材；

(4)在所述步骤(3)得到的芯材表面电镀铜，得到核电压力容器用钢的焊接材料。

4.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中浇铸的温度为1545～1575℃。

5.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中锻造和轧制的温度独立地为1160～1220℃。

6.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中表面处理包括依次进行的去除氧化物和涂覆硼砂膜。

7.一种焊接方法，包括以下步骤：

对核电压力容器用钢的待焊接部位进行预热；

利用焊接材料对所述待焊接部位进行焊接；焊接电流为530～540A，焊接电压为28～29V，焊接速度为42～45cm/min，平均热输入为20～22kJ/cm；

对焊接后的核电压力容器用钢进行热处理；

所述焊接材料为权利要求1或2所述的焊接材料或者权利要求3～6任一项所述的制备方法制备得到的焊接材料。

8.如权利要求7所述的焊接方法，其特征在于，所述核电压力容器用钢包括以下质量百分含量的组分：C≤0.23％、Mn 0.2～0.4％、Cr 1.5～2.0％、Ni2.8～3.9％、Mo 0.4～0.6％、Si≤0.1％、Al≤0.02％，P≤0.02％、S≤0.02％，其余为Fe。

9.如权利要求7所述的焊接方法，其特征在于，焊接后，对焊缝进行火焰去氢处理；所述火焰去氢处理的温度为150～200℃，时间为15～20min。

10.如权利要求7或9所述的焊接方法，其特征在于，所述热处理的温度为575～585℃，热处理的时间为5～6min/mm。