HR3C鋼TIG焊接接頭組織與性能探討

單玉嬋，佘 凱

（華能國際電力公司上安電廠，河北 石家莊 050310）

隨著我國對于環(huán)保的要求和產(chǎn)業(yè)升級的需求，火電目前的發(fā)展是以高效率，低污染的超臨界（SC）和超超臨界機(jī)組（USC）為主[1]。目前國內(nèi)常用的過熱器管材料有HR3C，SUPER304H，12Cr1MoV，T91等一系列耐熱不銹鋼,但對于服役環(huán)境惡劣的過熱器與再熱器高溫段均已采用新型奧氏體類耐熱鋼[2]。HR3C（25Cr-20Ni-Nb-N）鋼是由日本住友金屬株式會社在上世紀(jì)80年代在TP310耐熱鋼的基礎(chǔ)上，使用了多元合金強(qiáng)化原理，通過降低C含量，添加Nb（強(qiáng)碳化物形成元素）和N元素,從而析出細(xì)小、彌散的NbCrN相，鈮的碳、氮化合物以及M23C6顆粒來進(jìn)行強(qiáng)化的一種新型奧氏體耐熱鋼。相比較18-8奧氏體不銹鋼，HR3C鋼的Cr含量明顯增加，這使得HR3C鋼具有優(yōu)良的耐高溫、耐腐蝕、抗高溫氧化性能，適用于750℃以上工作環(huán)境，且具有極高的抗蠕變能力，已在1000MW超超臨界機(jī)組的過熱器管系中得到廣泛應(yīng)用[3]。但是HR3C鋼存在焊接熱裂紋，氣孔及根部未熔合等焊接缺陷[4]，同時，不當(dāng)?shù)暮附庸に嚂?dǎo)致Cr、Nb等元素發(fā)生偏析，引發(fā)晶間腐蝕，降低其耐腐蝕性能，使得HR3C管道焊接接頭成為電廠過熱器、再熱器服役過程中的薄弱區(qū)域[5，6]。本文針對HR3C鋼管TIG焊接工藝中不同工藝參數(shù)對焊縫組織及性能的影響進(jìn)行研究。通過改變熱輸入，層間溫度等工藝參數(shù)對HR3C鋼焊接接頭組織及性能進(jìn)行分析，從而得出不同工藝參數(shù)對其組織性能的影響。對改善HR3C鋼的TIG焊接工藝，提升HR3C鋼的焊接接頭服役性能具有一定意義。

1 實驗材料和方法

1.1 實驗材料

HR3C奧氏體不銹鋼是日本住友株式會社金屬命名的牌號，在不同標(biāo)準(zhǔn)中有不同的牌號，該材料在ASME標(biāo)準(zhǔn)中的牌號為SA312-TP310NbN,在日本JIS標(biāo)準(zhǔn)中的材料牌號為SUS310JITB[2]。試驗所用HR3C鋼管尺寸為Φ42mm×6mm，長度100mm，表1為本次試驗所用HR3C鋼管的化學(xué)成分。在HR3C耐熱鋼管接頭焊接中一般采用YT-HR3C焊絲作為填充材料，但通過反復(fù)實驗驗證發(fā)現(xiàn)[7，8]，采用鎳基焊絲對HR3C鋼管進(jìn)行焊接不僅可以降低成本還可以提高接頭的性能。本實驗中同樣使用經(jīng)濟(jì)性更好的鎳基焊絲ERNiCr-3作為填充材料，其化學(xué)成分如表2所示。

表1 HR3C不銹鋼化學(xué)成分

表2 焊絲ERNiCr-3化學(xué)成分

1.2 焊接工藝

實驗選用松下Panasonic IGBT直流TIG弧焊電源，焊機(jī)型號為YC-400TX。為防止鎢極過熱甚至熔化造成夾鎢，本實驗TIG焊接電源采用直流正接，電極采用直徑2.5mm鈰鎢極，噴嘴直徑為15mm。采用純度為99.99%的高純氬進(jìn)行保護(hù)，焊槍的氬氣流量為12L·min-1，管內(nèi)同樣使用流量為10L·min-1高純氬進(jìn)行保護(hù)。實驗中分三層進(jìn)行焊接，每層一道焊縫，均使用相同參數(shù)進(jìn)行焊接。HR3C鋼TIG焊接具體工藝參數(shù)如表3所示。全程進(jìn)行氬氣保護(hù)，先通氬氣，確保空氣全部排盡再進(jìn)行施焊，焊前不做預(yù)熱處理，焊后不做保溫處理。焊后對焊縫質(zhì)量進(jìn)行評估，焊縫質(zhì)量滿足HB5376-87標(biāo)準(zhǔn)（I級）。焊縫外觀成形良好，色澤正常，余高小，表面無咬邊、未焊透、裂紋氣孔等缺陷，焊縫成形如圖1所示。

表3 HR3C焊接工藝參數(shù)

圖1 HR3C鋼焊接接頭成形

3 實驗結(jié)果及分析

3.1 HR3C焊接接頭微觀組織

通過掃描電鏡對焊接接頭焊縫區(qū)域的金相組織觀察發(fā)現(xiàn)（如圖2），在實驗1中主要顯微組織為奧氏體等軸晶，在奧氏體晶界邊緣存在大量條狀析出相CrFe7C0.45，同時，焊縫中有較多彌散析出的顆粒物，它們相對細(xì)小均勻彌散分布于晶粒內(nèi)部。析出物主要是M23C6，除此之外還包括MX、NbCrN和σ相，在溫度低于570℃時甚至還會生成π相[9-11]。實驗2中增大熱輸入量后，焊縫區(qū)域的主要組織為粗大的奧氏體晶粒，晶內(nèi)處析出相較少，同時黑色的二次強(qiáng)化相并未均勻彌散在晶粒內(nèi)部而是集中在晶界周圍，分布在析出相兩側(cè)。析出物以M23C6、MX及NbCrN為主，析出物在焊縫胞狀枝晶界形核長大直到析出物沿著晶界基本連續(xù)分布。這種沿著晶界的連續(xù)分布的形態(tài)了晶粒間的結(jié)合力，使塑性嚴(yán)重降低，伴隨著析出物的長大，韌性也會明顯降低。實驗3中，并未控制層間溫度，直接進(jìn)行多層多道焊連續(xù)焊接，焊縫區(qū)域組織主要是粗大的奧氏體晶粒，析出相明顯減少，弱化了之前的沉淀強(qiáng)化作用。隨著焊接過程中的熱積累，大量的C、N溶于晶粒內(nèi)部形成固溶強(qiáng)化作用，保證其強(qiáng)度沒有大幅下降，但是晶粒相應(yīng)變得更粗大，損害了焊縫的塑韌性。實驗4中，焊接時背部未充氬，奧氏體晶粒長大并不明顯，但在晶內(nèi)出現(xiàn)少量孿晶，黑色析出相分布均勻，由于背部未充氬，散熱效果下降，導(dǎo)致析出相聚集，顆粒變大，使其塑韌性降低。

圖2 HR3C鋼焊接接頭焊縫的微觀組織

焊接接頭的熱影響區(qū)的組織形態(tài)與焊縫處有著明顯的區(qū)別，如圖3所示。熱影響區(qū)的組織具有不均勻性，晶粒尺寸大小有著較大的區(qū)別，從50μm～300μm不等?；w組織為奧氏體，晶粒尺寸相對于母材有一定的長大趨勢，也有著明顯的孿晶特征。由于焊接過程中溫度較高，HR3C鋼中的C元素的擴(kuò)散能力較強(qiáng)，基體的C元素會遷移至焊縫與母材的界面處，這將使得焊縫附近產(chǎn)生碳聚集層，導(dǎo)致該位置力學(xué)性能下降，同時在母材側(cè)的熱影響區(qū)形成脫碳層，形成軟化區(qū)域，影響其力學(xué)性能及耐腐蝕性能。

圖3 熔合區(qū)的微觀組織

圖4（a）即實驗1熱影響區(qū)的組織金相圖，晶粒大小相對較為均勻，奧氏體晶粒上的孿晶特征雖然明顯但是孿晶較少。強(qiáng)化相析出且均勻分布于晶粒內(nèi)部。圖4（b）為實驗2的熱影響區(qū)圖片。強(qiáng)化相析出較少，但基本彌散分布于晶內(nèi)。晶粒明顯長大，是四組參數(shù)中晶粒較粗大的一組，嚴(yán)重影響力學(xué)性能。圖4（c）為實驗3的熱影響區(qū)金相組織，在圖中可以發(fā)現(xiàn)析出物明顯的減少，但孿晶特征依舊明顯。由于未對層間溫度進(jìn)行控制，連續(xù)的加熱導(dǎo)致析出物M23C6、MX等碳氮化合物在經(jīng)歷了較高的溫度后部分溶解。隨著焊接過程中熱輸入量的積累，一些晶粒再次長大，熱影響區(qū)內(nèi)晶粒大小尺寸存在差異，導(dǎo)致熱影響區(qū)內(nèi)不同區(qū)域的力學(xué)性能也存在明顯，嚴(yán)重影響了熱影響區(qū)的塑性。從圖4（d）可以明顯的發(fā)現(xiàn)孿晶數(shù)量明顯的增多。HR3C鋼較大的線膨脹系數(shù)，導(dǎo)致焊接殘余應(yīng)力較大，更容易通過孿生變形在組織中出現(xiàn)孿晶帶。孿晶作為晶內(nèi)缺陷，它表明晶體內(nèi)部存在高應(yīng)變區(qū)，尤其當(dāng)孿晶長大與晶界相遇時，晶格畸變嚴(yán)重，內(nèi)應(yīng)力大，往往成為裂紋發(fā)源地。

圖4 HR3C鋼焊接接頭熱影響區(qū)的微觀組織形貌

3.2 HR3C鋼TIG焊接接頭的力學(xué)性能

按照DL/868-2004《焊接工藝評定規(guī)程》及DL/T 869-2004《火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程》標(biāo)準(zhǔn)對焊件的力學(xué)性能進(jìn)行測試，以檢測其是否滿足電力工業(yè)生產(chǎn)實際的要求。材料在彎曲加載下所表現(xiàn)的力學(xué)行為與單純拉應(yīng)力或壓應(yīng)力作用下的不完全相同，故常用彎曲試驗的方法來測定承受彎曲載荷的構(gòu)件的力學(xué)性能。由表4可見：在不同焊接參數(shù)下試樣接頭在彎曲載荷作用下均沒有發(fā)生斷裂，且彎曲角度相差不大，說明這些試件的塑性、韌性均達(dá)到基本要求。圖5是HR3C焊接接頭彎曲試驗后的形貌。

圖5 焊接接頭彎曲試樣

表4 HR3C鋼焊接接頭的彎曲性能

實驗1的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較好，其數(shù)值分別達(dá)到了625MPa和316MPa，延伸率達(dá)到了64.69%。斷裂形式為典型的韌性斷裂，斷口形貌主要以大小不等的韌窩為主，韌窩內(nèi)存在析出相掉落形成的孔洞。實驗2的力學(xué)性能較差，抗拉強(qiáng)度僅為575MPa屈服強(qiáng)度是260MPa延伸率為38.5%，數(shù)值均較低。晶內(nèi)的析出相的尺寸較小且數(shù)量不是很多，表現(xiàn)出韌窩狀，韌性相對較好。而晶界處析出相的數(shù)量增多，尺寸增大，減弱晶間的韌性。實驗3的熱循環(huán)峰值溫度增高，第二相粒子M23C6及碳氮化合物的夾雜物相對有所長大，韌窩的尺寸也隨之增加且韌窩的深度隨之變淺。在晶界析出了許多近乎連續(xù)的球狀、粒狀M23C6和MX碳氮化物的二次相致使晶界脆化。實驗4由于沒有氣體保護(hù)，焊接接頭氧化，金屬溫度過高，使合金元素發(fā)生燒損和蒸發(fā)，同樣弱化了焊接接頭的合金沉淀強(qiáng)化作用，焊接接頭強(qiáng)度降低。斷口的微觀組織呈韌性斷裂+準(zhǔn)解理斷裂的特征，在晶界分布著大小不一的球狀、粒狀M23C6和碳氮化物。在一些斷口還顯示出河流花樣的特征，但河流花樣匯合特征不明顯，終止于傾斜晶界或者大角度晶界。

表5 HR3C鋼焊接接頭的力學(xué)性能

圖6 HR3C鋼焊接接頭的斷口形貌

3.3 不同焊接工藝下的HR3C奧氏體耐熱鋼的腐蝕性能研究

HR3C鋼一般用于電廠換熱器及管道，工作環(huán)境中存在大量的Cl離子，由于HR3C鋼在氯離子溶液中極易發(fā)生晶間腐蝕、應(yīng)力腐蝕及點蝕[12]，所以對HR3C鋼的腐蝕性研究是有必要的。本文采用恒電位法在0.5mol/L的NaCl溶液中進(jìn)行電化學(xué)腐蝕實驗。測量電壓范圍為-0.8V～0.5V，電流密度為-100mA～500mA。記錄其陰極極化曲線。圖7為不同焊接工藝實驗中的焊接接頭的陰極極化曲線，其自腐蝕電位越大，則金屬的耐腐蝕性越好[13]。實驗1中，其焊接接頭的自腐蝕電位Ecorr=-0.3V，自腐蝕電流Icorr=-7.1μA。實驗2的焊接接頭的自腐蝕電位Ecorr=-0.45V，自腐蝕電流Icorr=-8.1μA。實驗2中大的線能量輸入，析出相在晶界處聚集。在腐蝕過程中易于在晶界處易于形成σ相，使得其塑韌性，以及耐腐蝕性明顯下降。實驗3的焊接接頭的自腐蝕電位Ecorr=-0.40V，自腐蝕電流Icorr=-7.0μA。在焊接過程中層間溫度超過100℃，使焊接接頭與熱影響區(qū)長時間處于奧氏體不銹鋼的敏化溫度區(qū)間。強(qiáng)化相在持續(xù)高溫作用下溶解進(jìn)入基體，導(dǎo)致其耐腐蝕性能下降，從而降低了HR3C的耐腐蝕性能。實驗4的焊接接頭自腐蝕電位Ecorr=-0.4V，自腐蝕電流Icorr=-8.1μA。實驗4中大顆粒的M23C6在晶內(nèi)析出，在晶界處易形成貧Cr區(qū)，導(dǎo)致其耐腐蝕性能下降。

圖7 HR3C鋼焊接接頭電化學(xué)極化曲線

4 結(jié)論

（1）HR3C鋼焊接中增大熱輸入量后，焊接接頭的奧氏體晶粒變得粗大，晶內(nèi)析出相較少，二次強(qiáng)化相沿著晶界的連續(xù)分布形態(tài)降低了晶粒間的結(jié)合力，使塑性嚴(yán)重降低，伴隨著析出物的長大，強(qiáng)度及耐腐蝕性能下降。

（2）HR3C鋼焊接過程中層間溫度超過100℃，焊縫區(qū)域組織主要是粗大的奧氏體晶粒，析出相明顯減少，弱化了之前的沉淀強(qiáng)化作用，焊接過程中大量的C、N元素形成的強(qiáng)化相溶解，損害了焊縫的塑性及強(qiáng)度，耐腐蝕性同樣下降。

（3）在HR3C鋼焊接過程中內(nèi)部未充氬，焊接接頭氧化嚴(yán)重，奧氏體晶粒長大并不明顯，但在晶內(nèi)出現(xiàn)少量孿晶，同時，內(nèi)管壁散熱效果下降，導(dǎo)致析出相聚集，顆粒變大，使其塑韌性降低，晶內(nèi)析出的大顆粒M23C6導(dǎo)致其耐腐蝕性能下降。

（4）HR3C鋼TIG焊接中應(yīng)盡量使用規(guī)范參數(shù)，避免使用高熱輸入量進(jìn)行焊接，在焊接過程中應(yīng)盡量控制其層間溫度不超過100℃，并保證接頭內(nèi)外壁均進(jìn)行充氬保護(hù)。