T92/Super304H異種鋼焊接接頭微觀(guān)組織和硬度研究

解瑞雯， 馬行馳， 袁斌霞， 孫永軍， 沈 利

(1.上海電力大學(xué) 能源與機(jī)械工程學(xué)院，上海 200090；2.浙江浙能電力股份有限公司，杭州 310007)

超超臨界(USC)發(fā)電技術(shù)具有更高的運(yùn)行參數(shù)，其蒸汽溫度高達(dá)600 ℃，壓力超過(guò)27 MPa[1]，是目前較為可行可靠的火力發(fā)電技術(shù)。由于鍋爐壓力元件在高熱負(fù)荷和機(jī)械負(fù)荷范圍內(nèi)運(yùn)行，因此需要使用高溫抗蠕變材料以及連接這些材料的先進(jìn)技術(shù)。T92鋼和Super304H鋼是廣泛運(yùn)用于1 000 MW超超臨界機(jī)組的新型耐熱鋼，其熱膨脹性、導(dǎo)熱性、抗氧化性和蠕變性能都有了明顯的改善[2]。

T92鋼是一種細(xì)晶強(qiáng)韌化鐵素體耐熱鋼，由于添加了W、B元素，比傳統(tǒng)的9Cr鐵素體鋼有更高的蠕變強(qiáng)度[3]。Super304H鋼是一種能滿(mǎn)足超超臨界參數(shù)需要且具有高溫強(qiáng)度、耐氧化、能長(zhǎng)期服役的新型細(xì)晶奧氏體不銹鋼。超超臨界機(jī)組鍋爐中的蒸汽集管和主管道各區(qū)域的蒸汽參數(shù)不盡相同，對(duì)這些部件所需材料的導(dǎo)熱性、熱膨脹系數(shù)、高溫下的蠕變斷裂強(qiáng)度和抗腐蝕性能等要求也不同[4]。因此，在火電機(jī)組中需要異種鋼焊接接頭的部位特別多，除了考慮2種鋼材的焊接性能特點(diǎn)外，還需要重視碳遷移效應(yīng)、馬氏體效應(yīng)及應(yīng)力/應(yīng)變效應(yīng)等[5]。筆者通過(guò)對(duì)T92/Super304H異種鋼焊接接頭的顯微組織、顯微硬度和拉伸性能進(jìn)行研究，分析了焊接接頭的力學(xué)性能，為改善T92/Super304H異種鋼焊接工藝、判斷可能失效位置和預(yù)測(cè)疲勞壽命提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用T92鋼管供貨狀態(tài)為正火+回火，外徑為48 mm、壁厚為10.8 mm；Super304H鋼管的供貨狀態(tài)為固溶處理，外徑為48 mm、壁厚為10.7 mm。實(shí)驗(yàn)中，焊接填充材料為ERNiCr-3鎳基焊絲，母材和焊絲的成分如表1[6]所示。

表1 母材和焊絲的化學(xué)成分

采用手工鎢極氬弧焊工藝，坡口形狀為V型對(duì)接，無(wú)鈍邊高度，坡口角度為70°，根部留有2～4 mm間隙，工藝分5層9道焊接，管接頭外表面焊縫寬度約為16 mm、余高約為2 mm，內(nèi)表面焊縫寬度約為5 mm、余高約為1 mm；焊前預(yù)熱溫度為175 ℃。焊后不進(jìn)行熱處理，工藝參數(shù)見(jiàn)表2[7]。

表2 焊接工藝參數(shù)

金相試樣在磨拋后采用體積分?jǐn)?shù)10%的草酸溶液進(jìn)行電解腐蝕(電壓3 V，電流6 A，時(shí)間1 min)，腐蝕后應(yīng)立即用酒精沖洗，再用吹風(fēng)機(jī)吹干。在DM4000 MLED高溫金相顯微鏡下觀(guān)察接頭組織，利用JSM-6610LV 型掃描電鏡分析組織的微觀(guān)形貌；采用X-射線(xiàn)能譜分析儀(EDS)分析元素成分。采用MTS Landmark 370.10疲勞試驗(yàn)機(jī)在620 ℃時(shí)，以2×10-5s-1的應(yīng)變速率對(duì)T92/Super304H焊接接頭進(jìn)行高溫拉伸實(shí)驗(yàn)，拉伸斷裂試樣斷口用JSM-6610LV 型掃描電鏡觀(guān)察斷口形貌，拉伸試樣見(jiàn)圖1。采用數(shù)字式顯微硬度計(jì)(HXD-1000TMC/LCD)測(cè)試T92/Super304H焊接接頭的硬度。測(cè)試前采用金相砂紙對(duì)試樣表面進(jìn)行打磨。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 微觀(guān)組織

T92/Super304H異種鋼焊接接頭的金相組織如圖2所示。Cao等[8]使用ERNiCr-3焊絲通過(guò)氣體鎢極電弧焊(GTAW)技術(shù)實(shí)現(xiàn)了T92/Super304H異種鋼焊接，并且發(fā)現(xiàn)粗晶熱影響區(qū)中的粗大回火馬氏體導(dǎo)致接頭的抗拉強(qiáng)度較低。此外，焊縫金屬中的粗大枝晶導(dǎo)致焊接接頭的沖擊韌性較低。Sadrabadi等[9]研究表明亞晶粒邊界的遷移可以控制自由位錯(cuò)和邊界位錯(cuò)的恢復(fù)。因此，亞晶粒邊界硬化是含質(zhì)量分?jǐn)?shù)9%～12%鉻的馬氏體/鐵素體鋼中最重要的強(qiáng)化機(jī)制之一，其通過(guò)沿著內(nèi)部界面的沉淀物的精細(xì)分散效果得到增強(qiáng)[10]。研究表明，晶粒間的界面可以有效阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，提高材料強(qiáng)度。鎳基焊材金屬組織為典型的胞狀樹(shù)枝晶形態(tài)，如圖2(c)所示。由圖2(e)可知，T92母材及其熱影響區(qū)的顯微組織均為回火馬氏體，馬氏體板條束和尺寸隨位置的變化而有所不同。對(duì)比圖2(e)和圖2(f)，T92粗晶熱影響區(qū)的平均晶粒尺寸大于母材，且任意表面積相同的母材和粗晶熱影響區(qū)中，粗晶熱影響區(qū)的晶粒間界面數(shù)量都少于T92母材。因此，T92粗晶熱影響區(qū)的強(qiáng)度弱于T92母材。然而，隨著平均晶粒尺寸的減小，在T92 細(xì)晶熱影響區(qū)中與母材體積相同的部分都比T92母材具有更多的晶粒間界面。相應(yīng)地，T92細(xì)晶熱影響區(qū)的強(qiáng)度比T92母材的強(qiáng)度高。

圖2(b)中，Super304H熱影響區(qū)組織為奧氏體+析出相，對(duì)比圖2(a)和圖2(b)，Super304H熱影響區(qū)的平均晶粒尺寸大于母材，任意表面積相同的兩區(qū)域內(nèi)，熱影響區(qū)的晶界數(shù)量都少于母材，這是導(dǎo)致Super304H熱影響區(qū)中的強(qiáng)度隨之降低的原因。此外，T92和Super304H母材的晶粒尺寸接近，但是強(qiáng)度卻大不相同。由于Super304H鋼中合金元素含量較高(見(jiàn)表1)，這些合金元素在Super304H基體中產(chǎn)生的固溶強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化效應(yīng)比T92強(qiáng)，說(shuō)明Super304H的強(qiáng)度高于T92。另外，合金元素對(duì)Super304H熱影響區(qū)的強(qiáng)化作用也大于T92粗晶熱影響區(qū)，因此Super304H熱影響區(qū)的強(qiáng)度高于T92粗晶熱影響區(qū)。

(a)Super304H母材

由于在焊接過(guò)程中T92熱影響區(qū)的溫度超過(guò)其奧氏體轉(zhuǎn)變溫度AC3(1 040～1 080 ℃)，導(dǎo)致熱影響區(qū)奧氏體晶粒變粗大。由圖3(b)可知，用ERNiCr-3填充材料焊接的區(qū)域呈現(xiàn)樹(shù)枝狀和蜂窩狀生長(zhǎng)形貌。高溫焊接后，異種鋼焊接接頭會(huì)發(fā)生碳遷移，相應(yīng)地，在焊縫熔合線(xiàn)附近形成了高碳含量的滲碳層和低碳含量的脫碳層，而碳遷移對(duì)焊接接頭的性能有很大影響，最終導(dǎo)致試樣過(guò)早失效。在焊接界面處可以觀(guān)察到可區(qū)分的未混合區(qū)域，這可能是由于所使用的填充焊絲中含有較高含量的合金元素，導(dǎo)致Super304H熱影響區(qū)形成了再結(jié)晶的奧氏體組織，如圖3(d)所示。此外，由于焊接過(guò)程中的熱輸入，焊縫金屬的鄰近區(qū)域受到影響，因此也獲得了較為粗大的奧氏體組織。圖3(c)中，T92熱影響區(qū)的碳化物沉淀分散在晶粒和晶界中，有研究表明碳化物沉淀通過(guò)阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和釘扎晶界來(lái)增加蠕變強(qiáng)度。

(a)T92焊縫熔合區(qū)(50 μm)

2.2 硬度分布

受到焊接熱輸入的影響，T92/Super304H異種鋼熱影響區(qū)會(huì)發(fā)生相變，焊接材料與母材也會(huì)重新結(jié)晶。T92/Super304H異種鋼焊接接頭的硬度分布如圖4所示。由圖4可知，焊材區(qū)硬度變化較小、分布均勻，約為180HV；T92和Super304H的熱影響區(qū)硬度值突增，并且靠近熔合線(xiàn)附近的硬度值最大，其中T92鋼側(cè)為314.9HV，Super304H側(cè)為224.4HV。T92母材的硬度約為250HV，Super304H母材的硬度約為215HV，T92母材硬度略高于Super304H母材硬度。

圖4 T92/Super304H焊接接頭維氏硬度分布

為了進(jìn)一步解釋在T92鋼緊靠熔合線(xiàn)的邊界區(qū)域硬度較高的原因，采用元素EDS分析方法對(duì)比焊縫及焊縫兩側(cè)Ni、Cr元素含量變化，以判斷二者是否已經(jīng)從焊材擴(kuò)散到T92側(cè)。由圖5可知，只有少量Cr元素發(fā)生擴(kuò)散，但這種擴(kuò)散不一定會(huì)導(dǎo)致T92中的固溶體硬化[11]。因此，硬度的增加主要源于微觀(guān)結(jié)構(gòu)的變化。最靠近熔合線(xiàn)的熱影響區(qū)被稱(chēng)為粗晶熱影響區(qū)，因?yàn)樵搮^(qū)域在焊接過(guò)程中經(jīng)歷了峰值溫度，足以引起奧氏體相的晶粒長(zhǎng)大，析出物的溶解也是導(dǎo)致奧氏體相晶粒長(zhǎng)大的主要因素[12]。

(a)T92焊縫熔合區(qū)

分析認(rèn)為，焊接是一個(gè)局部迅速加熱和冷卻的過(guò)程，ERNiCr-3焊縫區(qū)的晶粒較為細(xì)小，細(xì)晶強(qiáng)化作用使得熔合區(qū)硬度有所提升[13]。由于T92熱影響區(qū)在焊接過(guò)程中易形成過(guò)飽和的馬氏體組織，過(guò)飽和的間隙碳原子在α相晶格中造成晶格的正方畸變，形成一個(gè)強(qiáng)烈的應(yīng)力場(chǎng)[14]。該應(yīng)力場(chǎng)與位錯(cuò)發(fā)生強(qiáng)烈的交互作用，阻礙了位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)從而提高馬氏體硬度，這也就解釋了在T92熱影響區(qū)的硬度突變而遠(yuǎn)離熱影響區(qū)的T92母材硬度則趨于平緩。

2.3 高溫拉伸

在620 ℃條件下，試樣斷裂后照片如圖6所示。根據(jù)實(shí)驗(yàn)所得數(shù)據(jù)，繪制焊接接頭工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)，如圖7所示。由圖7可知，焊接接頭的屈服強(qiáng)度為443.5 MPa，彈性模量為167 GPa，這為之后的蠕變實(shí)驗(yàn)參數(shù)設(shè)置提供了依據(jù)。拉伸斷裂試樣斷面凹凸不平，有明顯的頸縮現(xiàn)象。可以看出，拉伸斷裂位置都發(fā)生在T92熱影響區(qū)，這說(shuō)明T92在拉伸應(yīng)力作用下發(fā)生了范性變形。T92的強(qiáng)度隨著溫度的升高而顯著降低，620 ℃時(shí)屈服應(yīng)力幾乎降至Super304H的水平。由于Super304H的屈服應(yīng)力較低，高溫下的早期拉伸行為主要由Super304H的變形引發(fā)和控制，而在最后階段，當(dāng)超過(guò)最大應(yīng)力點(diǎn)后，該行為由T92的變形主導(dǎo)。Super304H的屈服引發(fā)了焊縫組織的塑性變形，T92的屈服主導(dǎo)了拉伸變形的最后階段。

圖6 高溫拉伸斷裂試樣

圖7 620 ℃下T92/Super304H異種鋼焊接接頭高溫拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線(xiàn)

如圖8(a)所示，與彈性形變不同，范性形變?cè)诰w中的分布是不均勻的，斷口上有大量不同大小和深度的小尺寸韌窩，說(shuō)明T92在斷裂前發(fā)生了有限的塑性變形。從圖8(b)可以看出，在斷裂表面的撕裂邊緣周?chē)形⒖斩?。枝晶斷口呈撕裂狀，局部為?xì)密的韌窩結(jié)構(gòu)且有細(xì)小的析出相顆粒。韌窩和孔洞的存在減小了有效承載面積，而且由于孔洞形核位置的存在，在發(fā)生較低應(yīng)變的情況下容易發(fā)生斷裂。

(a)放大5 000倍

3 結(jié) 論

(1)T92熱影響區(qū)和Super304H熱影響區(qū)與焊縫金屬的2個(gè)界面結(jié)合良好，熔合線(xiàn)非常清晰。Super304H熱影響區(qū)具有粗大的等軸奧氏體組織，T92焊縫熔合區(qū)的奧氏體晶粒和板條馬氏體尺寸細(xì)小，T92處的硬度大小排序?yàn)椋篢92細(xì)晶熱影響區(qū)>T92母材>T92粗晶熱影響區(qū)。

(2)焊接接頭中T92熱影響區(qū)的硬度最高，而Super304H的硬度變化不大，焊縫金屬硬度較低。這是由微觀(guān)結(jié)構(gòu)的變化造成的，并沒(méi)有受到元素遷移的影響。

(3)高溫拉伸斷裂行為主要是由于韌窩、孔洞的增加導(dǎo)致有效承載面積減小，斷口韌窩中存在細(xì)小的析出相顆粒。