時(shí)效溫度對(duì)9Cr-CrMoV鋼焊接接頭組織和性能的影響

霍 鑫 范曼杰 劉 霞

(上海電氣電站設(shè)備有限公司上海汽輪機(jī)廠，上海 200240)

為滿足生產(chǎn)和生活對(duì)電能的巨大需求，降低發(fā)電煤耗和環(huán)保，超超臨界火電機(jī)組的開發(fā)和應(yīng)用越來(lái)越受到關(guān)注[1]。隨著汽輪機(jī)蒸汽參數(shù)的提高，要求汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子具有更好的性能。9Cr鋼含有B、Co等合金元素[2-3]，可細(xì)化析出相、提高蠕變強(qiáng)度，被廣泛應(yīng)用于超超臨界汽輪機(jī)。然而，制造合乎要求的一體化轉(zhuǎn)子難度較大[4]，因此采用焊接技術(shù)，以降低轉(zhuǎn)子的制造難度，縮短生產(chǎn)周期并降低成本。

窄間隙埋弧焊接技術(shù)具有焊縫區(qū)域窄、成形好、節(jié)約填充金屬和焊接時(shí)間短等優(yōu)點(diǎn)，已得到工業(yè)應(yīng)用[5]，再配以多層多道焊接技術(shù)，可確保焊道的質(zhì)量均勻一致[6]。由于是異種材料，在焊接中有化學(xué)成分差異及碳元素遷移等問(wèn)題，影響轉(zhuǎn)子焊接接頭的穩(wěn)定性[7-8]。此外，轉(zhuǎn)子在高溫時(shí)效過(guò)程中，其組織會(huì)發(fā)生變化，進(jìn)而導(dǎo)致沖擊性能下降[9]。歐陽(yáng)杰等[10]對(duì)C-422鋼進(jìn)行了時(shí)效試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)在630 ℃時(shí)效時(shí)，晶內(nèi)及晶界有第二相粒子析出并長(zhǎng)大，老化速度明顯加快。毛雪平等[11]將轉(zhuǎn)子用30Cr1Mo1V鋼在540、565和660 ℃進(jìn)行了時(shí)效處理，發(fā)現(xiàn)時(shí)效溫度越高，硬度下降越明顯。

本文對(duì)9Cr-CrMoV鋼焊接接頭進(jìn)行了時(shí)效工藝試驗(yàn)，時(shí)效溫度為470和538 ℃，檢測(cè)了經(jīng)不同工藝時(shí)效處理的焊接接頭的沖擊韌性，采用掃描電鏡(SEM)分析了沖擊試樣的斷口形貌和斷裂模式；根據(jù)焊接接頭的微觀組織如第二相粒子的分布等確定焊接接頭的組織與時(shí)效溫度之間的關(guān)系；研究了時(shí)效過(guò)程中焊接接頭不同區(qū)域組織的變化及其對(duì)接頭力學(xué)性能的影響，以及沖擊韌性與顯微組織之間的關(guān)系。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 母材與焊絲

母材為9Cr和CrMoV鋼，采用5%Cr焊絲，以減小9Cr鋼和CrMoV鋼之間鉻含量的差異，抑制碳遷移。母材和焊絲的化學(xué)成分如表1所示。

表1 母材和焊絲成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the base metals and welding wire (mass fraction) %

1.2 焊接過(guò)程和熱處理

采用窄間隙鎢極氬弧焊打底。窄間隙鎢極氬弧焊是焊接質(zhì)量最可靠的焊接工藝之一，而且接頭質(zhì)量好，焊道美觀。再采用窄間隙埋弧焊技術(shù)多層多道次填充，焊后進(jìn)行熱處理，以消除焊接應(yīng)力穩(wěn)定組織。焊接接頭在470和538 ℃時(shí)效8 000 h，以模擬轉(zhuǎn)子的穩(wěn)態(tài)運(yùn)行。

1.3 顯微組織和力學(xué)性能檢測(cè)

將時(shí)效后的焊接接頭加工成標(biāo)準(zhǔn)的夏比擺錘沖擊試樣，并在室溫進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。然后截取沖擊試樣的一側(cè)斷口用掃描電鏡觀察其形貌，其余部分用于顯微組織檢驗(yàn)。試樣拋光后用體積比為3∶3∶5的HCl、HNO3和H2O溶液腐蝕，用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡檢驗(yàn)組織。

2 結(jié)果與結(jié)論

2.1 顯微硬度

9Cr-CrMoV鋼焊接接頭470和538 ℃時(shí)效8 000 h后的顯微硬度分布如圖1所示。從圖1可以看出，接頭兩側(cè)熱影響區(qū)顯微硬度值變化急劇，兩側(cè)熔合線附近硬度最高。這是焊接過(guò)程中產(chǎn)生碳遷移所致。在兩側(cè)靠近母材的熱影響區(qū)有一個(gè)軟化區(qū)，即過(guò)回火區(qū)，硬度極低。該區(qū)域的焊接熱傳遞較為緩和，且焊接余熱對(duì)該區(qū)域組織有近似回火的作用[12-13]。從圖1可以發(fā)現(xiàn)，整個(gè)焊接接頭的顯微硬度分布不均勻，并且不同溫度時(shí)效后不同區(qū)域的顯微硬度變化幅度不同，時(shí)效溫度對(duì)9Cr鋼母材和熱影響區(qū)的顯微硬度影響不大，而CrMoV鋼母材、熱影響區(qū)及焊縫區(qū)的顯微硬度隨時(shí)效溫度的升高而降低。通常，硬度越高韌性越差。焊縫區(qū)在538 ℃時(shí)效后整體硬度下降，說(shuō)明焊縫區(qū)的韌性較高。為了研究不同溫度時(shí)效后焊縫區(qū)的韌性變化，測(cè)定了焊縫中心區(qū)的沖擊性能。

圖1 不同工藝時(shí)效后9Cr-CrMoV鋼焊接接頭的硬度分布Fig.1 Hardness profile in the welded 9Cr-CrMoV steel joint after being aged by different procedures

2.2 沖擊性能

470 ℃時(shí)效8 000 h的接頭焊縫區(qū)沖擊吸收能量分別為26.3、19.6和18.4 J，平均21.4 J；538 ℃時(shí)效的為24.3、23.2和21.2 J，平均22.9 J，說(shuō)明焊縫區(qū)在高溫下組織會(huì)發(fā)生變化。為更加準(zhǔn)確地研究時(shí)效溫度對(duì)沖擊韌性的影響，檢驗(yàn)了沖擊試樣的斷口形貌，如圖2所示。

圖2為470和538 ℃時(shí)效8 000 h的9Cr-CrMoV鋼焊接接頭焊縫沖擊試樣的斷口形貌。從圖2(a)和2(c)中可以看出，整個(gè)斷面較為平整，主要由放射區(qū)構(gòu)成，且斷口均具有準(zhǔn)解理斷裂特征。準(zhǔn)解理斷裂占整個(gè)斷面的比例反映材料的脆性，由于沖擊斷口中準(zhǔn)解理斷裂部分所占比例較大，說(shuō)明材料的沖擊韌性較低。圖2(b)和2(d)是B和D區(qū)域的放大圖，從圖中可以觀察到準(zhǔn)解理斷裂面由許多小裂面構(gòu)成，而且小裂面均有解理臺(tái)階。在兩個(gè)準(zhǔn)解理面交接的區(qū)域產(chǎn)生了明顯的韌窩帶，準(zhǔn)解理面還發(fā)現(xiàn)有河流狀花樣。

圖2 470和538 ℃時(shí)效8 000 h的焊縫沖擊試樣的斷口形貌Fig.2 Patterns of the fractures of impact specimens taken from the welds aged at 470 ℃ and 538 ℃ for 8 000 h

2.3 顯微組織

圖3(a)和3(b)為470 ℃時(shí)效8 000 h的9Cr-CrMoV鋼焊接接頭9Cr鋼母材和熱影響區(qū)的顯微組織。9Cr鋼母材為板條馬氏體，板條特征清晰可見。9Cr鋼熱影響區(qū)組織為回火馬氏體，由于受焊接熱的影響，原子的活性增大，馬氏體中的過(guò)飽和碳逐步以碳化物的形式析出，板條特征消失，轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體。圖3(b)表明，焊縫與母材之間的熔合線十分清晰，而且在鄰近熔合線的熱影響區(qū)存在灰色長(zhǎng)帶——碳遷移帶，寬約50 μm。圖3(c)和3(d)為碳遷移引起的貧碳區(qū)和富碳區(qū)形貌[14]，貧碳區(qū)位于緊鄰熔合線的焊縫中，第二相粒子較少，尺寸也較小。而富碳區(qū)位于熱影響區(qū)，第二相粒子較多，分布密集，較粗大。

圖4(a)和4(b)為470 ℃時(shí)效8 000 h的焊接接頭CrMoV鋼母材及熱影響區(qū)的顯微組織。CrMoV鋼母材和熱影響區(qū)均為回火馬氏體組織。從圖4(b)中可以觀察到緊鄰熔合線的焊縫中存在碳遷移帶，由于CrMoV鋼母材與焊縫金屬中強(qiáng)碳化物形成元素鉻的含量差異較小，所以碳遷移帶沒(méi)有9Cr鋼側(cè)的明顯。圖4(c)和4(d)為碳遷移引起的貧碳區(qū)和富碳區(qū)的組織形貌，貧碳區(qū)位于CrMoV鋼熱影響區(qū)，第二相粒子較少，尺寸較?。桓惶紖^(qū)位于緊鄰熔合線的焊縫中，第二相粒子較多，且較粗大。

圖5(a)和5(b)為538 ℃時(shí)效8 000 h的接頭中9Cr鋼母材和熱影響區(qū)的顯微組織。9Cr鋼母材為板條馬氏體，熱影響區(qū)為回火馬氏體。圖5(c)和5(d)為貧碳區(qū)和富碳區(qū)的組織形貌，貧碳區(qū)位于緊鄰熔合線的焊縫部位，而富碳區(qū)位于熱影響區(qū)，第二相粒子數(shù)量和尺寸差異明顯。圖6(a)和6(b)為538 ℃時(shí)效8 000 h的接頭CrMoV鋼母材及熱影響區(qū)的顯微組織，均為回火馬氏體。圖6(c)和6(d)為貧碳區(qū)和富碳區(qū)的組織形貌，貧碳區(qū)位于CrMoV鋼熱影響區(qū)，而富碳區(qū)位于緊鄰熔合線的焊縫部位?？梢?，時(shí)效溫度從470 ℃提高到538 ℃，9Cr和CrMoV鋼母材及熱影響區(qū)組織均未發(fā)生明顯變化，說(shuō)明9Cr和CrMoV鋼具有良好的高溫穩(wěn)定性。時(shí)效溫度提高產(chǎn)生的最明顯的影響是析出相發(fā)生一定程度的粗化。

圖3 470 ℃時(shí)效8 000 h的接頭中9Cr鋼側(cè)不同特征區(qū)域的顯微組織Fig.3 Microstructures of different characteristic zones on the side of 9Cr steel in the joint aged at 470 ℃ for 8 000 h

圖4 470 ℃時(shí)效8 000 h的接頭中CrMoV鋼側(cè)不同特征區(qū)域的顯微組織Fig.4 Microstructures of different characteristic zones on the side of CrMoV steel in the joint aged at 470 ℃ for 8 000 h

圖7為470和538 ℃時(shí)效8 000 h的9Cr-CrMoV鋼焊接接頭焊縫區(qū)的顯微組織，可以看出，隨著時(shí)效溫度的提高,焊縫組織未發(fā)生明顯改變，均為回火馬氏體。圖7(c)為470 ℃時(shí)效8 000 h的焊縫區(qū)組織，從圖中可以看出,第二相粒子比較彌散，部分在晶界偏聚，且晶界的第二相粒子尺寸大于晶內(nèi)的。這說(shuō)明，在高溫長(zhǎng)時(shí)間時(shí)效過(guò)程中，焊縫區(qū)晶界的第二相粒子會(huì)優(yōu)先粗化。當(dāng)時(shí)效溫度提高到538 ℃后，如圖7(d)所示，晶界第二相粒子粗化更為顯著，且更明顯地在晶界偏聚，導(dǎo)致晶界強(qiáng)化作用增強(qiáng)，有利于沖擊韌性的提高[15-16]。

圖5 538 ℃時(shí)效8 000 h的接頭中9Cr鋼側(cè)不同特征區(qū)域的顯微組織Fig.5 Microstructures of different characteristic zones on the side of 9Cr steel in the joint aged at 538 ℃ for 8 000 h

圖6 538 ℃時(shí)效8 000 h的接頭中CrMoV鋼側(cè)不同特征區(qū)域的顯微組織Fig.6 Microstructures of different characteristic zones on the side of CrMoV steel in the joint aged at 538 ℃ for 8 000 h

3 結(jié)論

(1)9Cr-CrMoV鋼焊接接頭由于母材和熱影響區(qū)組織不均勻，導(dǎo)致硬度不均勻，富碳區(qū)硬度最高，且隨著時(shí)效溫度的升高，焊縫硬度降低。

(2)9Cr-CrMoV鋼焊接接頭焊縫的斷裂模式為準(zhǔn)解理斷裂，焊縫沖擊韌性隨著時(shí)效溫度的升高而提高。538 ℃時(shí)效8 000 h后，析出相在晶界聚集，晶界強(qiáng)化作用加強(qiáng)，晶內(nèi)析出相的粗化使基體軟化導(dǎo)致沖擊韌性提高。

(3)采用5%Cr焊絲具有過(guò)渡鉻含量的作用，并減弱碳遷移。

圖7 470(a,c)和538 ℃(b,d)時(shí)效8 000 h的接頭中焊縫區(qū)的顯微組織Fig.7 Microstructures of welding beam in the joint aged at 470 ℃ (a,c) and 538 ℃ (b,d) for 8 000 h

接頭中9Cr鋼側(cè)的碳遷移帶位于緊鄰熔合線的熱影響區(qū)，而CrMoV鋼側(cè)的碳遷移帶位于緊鄰熔合線的焊縫中。焊縫和CrMoV鋼母材、熱影響區(qū)及9Cr鋼熱影響區(qū)組織均為回火馬氏體，而9Cr鋼母材組織為板條馬氏體。經(jīng)過(guò)長(zhǎng)時(shí)間高溫時(shí)效后，各特征區(qū)的組織未發(fā)生明顯變化。