T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變性能和微觀組織及硬度

李錦華， 紀冬梅， 曹宇

(1.上海電力大學 ，上海 201306；2.華東理工大學 ，上海 200237)

0 前言

從發(fā)電量、技術(shù)成熟度和經(jīng)濟性等方面來看，幾十年來，火力發(fā)電已經(jīng)成為中國電力系統(tǒng)中不可缺少的一部分，其中超(超)臨界機組具有發(fā)電效率高、煤炭利用率高、排放低的特點，可以進一步降低能耗，提高效率，改善環(huán)境[1]。在超(超)臨界機組中，鍋爐過熱器和再熱器的蒸氣參數(shù)不同，對這些部件所需材料的耐腐蝕性、熱膨脹系數(shù)、高溫蠕變性能等要求也不相同[2- 3]。異種鋼焊接接頭具有優(yōu)異的蠕變強度和疲勞強度，且與鎳基合金相比成本較低，已廣泛應用于超(超)臨界機組等極端工況。目前國內(nèi)超(超)臨界機組過熱器和再熱器受熱面廣泛使用的管材有T/P91，T/P92，Super304，T22，TP347H，S30432和HR3C等耐熱管[4]。T91/TP347H異種鋼焊接接頭具有良好的高溫強度、優(yōu)異的耐高溫腐蝕性和低廉的價格，經(jīng)常運用于不同工況交接的關(guān)鍵部位件[5]。然而異種鋼焊接接頭長期服役在高溫工況，出現(xiàn)組織老化和性能下降等問題，存在事故隱患。

科研人員已對T91/TP347H異種鋼焊接接頭進行了一系列的試驗研究，Xu等人[6]研究了T92/S30432異種鋼焊接接頭在625 ℃不同應力條件下的蠕變斷裂特性，當外加應力超過140 MPa時，T92鋼的母材區(qū)發(fā)生斷裂，斷裂類型主要由塑性變形引起，以凹陷和表面縮頸為特征。當外加應力小于140 MPa時，斷裂位置發(fā)生在T92側(cè)的細晶熱影響區(qū)，分析結(jié)果為蠕變孔洞的生長和聚結(jié)，最終引起沿晶脆性斷裂。同樣劉俊建[7]也對服役后失效斷裂的T91/TP347H異種鋼焊接接頭進行了組織分析、金相檢驗及硬度測試，分析失效原因為焊接接頭T91側(cè)熱影響區(qū)強度下降，因而產(chǎn)生蠕變孔洞，并在軸向熱脹應力的作用下，在薄弱位置發(fā)生環(huán)向斷裂。常規(guī)的蠕變研究方法只能得到材料的宏觀物理性能，蠕變機理并無法得知。因此文中通過掃描電鏡、光學顯微鏡、顯微硬度計和蠕變試驗，研究了T91/TP347H異種鋼焊接接頭服役前后的宏觀形貌、顯微組織和顯微硬度，對確保電廠鍋爐的安全運行具有重要意義。

1 試驗材料

試驗用的材料為ASME級T91/TP347H焊接接頭和T91鋼，試驗材料取自上海鍋爐廠生產(chǎn)的未服役管材和鳳臺電廠提供的已服役T91/TP347H異種鋼焊接接頭管材，管材幾何尺寸為φ45 mm×12 mm，采用全氬弧焊焊接，填充材料為ERNiCr-3鎳基焊絲。母材和焊絲的化學成分見表1。

表1 母材金屬和焊絲的化學成分 (質(zhì)量分數(shù)，%)

2 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變試驗及性能

2.1 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變試驗

高溫蠕變試驗均在新三思(SANS)公司生產(chǎn)的GWT-2504型電子高溫蠕變持久試驗機上進行，蠕變后試樣如圖1所示。試驗中，采用了4種應力水平的蠕變試驗[8]，具體方案見表2。

圖1 試驗后試樣

表2 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變試驗結(jié)果

T91/TP347H異種鋼焊接接頭的高溫蠕變試驗得出如下結(jié)論。

(1)不同載荷下的真實應變與蠕變時間的變化規(guī)律如圖2所示?？梢钥闯觯攽冞_到8%左右時，試樣發(fā)生斷裂，且蠕變第二階段占蠕變總壽命的70%～80%[9]。

圖2 不同應力水平下的蠕變應變

(2)由表2可知，初始應力相同的條件下，隨著應力水平的提高，蠕變壽命會呈現(xiàn)縮短的趨勢，符合金屬材料蠕變行為的一般規(guī)律。在應力水平增加20 MPa時其壽命縮短的比例不同，應力增加時，應力水平越高，其壽命增加的比列越低。具體表現(xiàn)為：140 MPa增加到160 MPa時，壽命縮短了48.59 h，即壽命縮短了65.18%；而160 MPa增加到180 MPa時，壽命縮短了10.85 h，即壽命縮短了41.80%(圖2)。換言之，在低應力水平下，減少應力，壽命將得到大幅度提高。

(3)隨著加載應力的增加，斷后伸長率和斷面收縮率都有所提高，且應力水平越高，提高幅度越大。

(4)不同應力水平蠕變應變速率變化規(guī)律如圖3所示?？梢钥闯觯瑢τ赥91/TP347H異種鋼焊接接頭，應力水平越高，蠕變應變速率變化越快，且3種應力水平的最低蠕變應變速率幾乎沒有差異。

圖3 不同應力水平下的蠕變應變速率

(5)斷裂位置均靠近T91側(cè)，可以推斷焊縫的耐高溫性能優(yōu)于T91母材。

2.2 T91/TP347H異種鋼焊接接頭蠕變本構(gòu)方程

金屬蠕變試驗過程中，其應變隨時間的變化可分為3個階段：第1階段蠕變速率逐漸降低；第2階段蠕變速率相對穩(wěn)定，稱為穩(wěn)定階段；第3階段蠕變速率迅速增加，直至試樣斷裂。鑒于第2階段在蠕變壽命中占比達到了70%～80%，因此大多數(shù)蠕變本構(gòu)模型描述的是第2階段。

由于其簡單性和廣泛的適用性，Norton 蠕變模型是最常用的蠕變模型[10]。文中采用Norton-Bailey 方程描述T91/TP347H 異種鋼焊接接頭的蠕變行為，即

(1)

對式(1)兩邊取對數(shù)得

(2)

基于T91/TP347H異種鋼焊接接頭蠕變試驗數(shù)據(jù)，計算其不同應力水平下穩(wěn)定階段蠕變應變速率，利用式(2)建立其蠕變應變Norton定理本構(gòu)模型，如圖4所示，其中材料參數(shù)B=1.044×10-9，n=3.388 61。

圖4 試驗數(shù)據(jù)擬合曲線

2.3 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變斷口形貌

圖5為試樣在溫度620 ℃，加載應力水平分別為140，160和180 MPa蠕變斷口全貌圖，可以看到，低應力水平下的斷口全貌更為平整、光滑(圖5a)。而高應力水平下的斷口全貌更為粗糙，表面凹凸不平，并帶有較大的孔洞(圖5c)。

圖5 620 ℃T91/TP347H異種鋼焊接接頭蠕變斷口全貌圖

圖6為焊接接頭蠕變斷口形貌。斷口表面均表現(xiàn)出含有多個孔洞和空位的窩形結(jié)構(gòu)，韌窩是金屬塑性斷裂的主要微觀特征[11]，斷口上有大量不同大小和深度的小尺寸韌窩，斷口表面均表現(xiàn)出含有多個洞和空位的窩形結(jié)構(gòu)。不同工況蠕變孔洞的尺寸和數(shù)量密度不同, 在低施加應力(140 MPa)下可以觀察到密集的孔洞, 隨著應力水平的增加, 較大孔洞的數(shù)量在逐漸增加, 且逐漸聚集在一起, 這個趨勢解釋了應力水平較高時斷裂時間更短的現(xiàn)象。

圖6 620 ℃T91/TP347H異種鋼焊接接頭蠕變斷口形貌

3 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的顯微組織

3.1 金相試樣制備

利用金相試樣切割機截取包含焊縫、焊接熱影響區(qū)和母材的樣品[12]。使用冷鑲嵌料制成鑲嵌好的樣品，凝固10 min成形，將試樣取下，在研磨拋光機上進行處理。金相試樣打磨拋光后，其磨面應光潔無劃痕，能看到清晰的倒影。采用EP-06型電解拋光腐蝕儀進行電解腐蝕。腐蝕液為10%的草酸溶液(電壓6 V，電流3 A)，T91母材腐蝕時間為30 s，TP347H母材腐蝕時間為60 s，焊縫腐蝕時間為30 s。通過10XB-PC型金相顯微鏡進行金相觀察分析；采用X射線能譜分析儀(EDS)分別對兩種狀態(tài)焊接接頭的母材、焊縫進行金相分析[13]。

3.2 微觀組織分析

T91/TP347H焊接接頭可分為T91母材、T91熱影響區(qū)、ERNiCr-3焊縫區(qū)、TP347H熱影響區(qū)和TP347H母材5個區(qū)域[14]。熱處理后的焊接接頭顯微組織如圖7所示，T91鋼母材是典型的鐵素體組織(圖7a)，基本不受焊接熱的影響。T91鋼熱影響區(qū)通常由細晶熱影響區(qū)和粗晶熱影響區(qū)組成，這主要是由于焊接熱循環(huán)過程中相變的結(jié)果(圖7b，7c),并且在T91鋼熱影響區(qū)周圍存在大量的碳化物沉淀物。以ERNiCr-3為填料的焊縫區(qū)主要是粗大的奧氏體組織，沉淀相彌散分布在組織中(圖7e)。在TP347H熱影響區(qū)和母材中，均可以發(fā)現(xiàn)完全再結(jié)晶的多邊形奧氏體晶粒[15]，焊縫金屬向外延伸生長，從焊縫金屬到TP347H的連續(xù)晶粒如圖7d所示。此外TP347H熱影響區(qū)的晶粒尺寸大于母材，這是由于TP347H熱影響區(qū)的溫度在焊接熱循環(huán)下升高，減少了組織周圍的碳化物，導致奧氏體晶粒顯著生長，如圖7f所示。

圖7 未服役T91/TP347H異種鋼焊接接頭金相組織形貌

已服役1×105h的T91/TP347H焊接接頭的顯微組織如圖8所示[16]。焊接接頭經(jīng)歷長期高溫服役后，T91鋼和焊縫部分的顯微組織逐漸退化，服役后的T91鋼細晶熱影響區(qū)組織周圍沉淀物粗化，還發(fā)現(xiàn)裂紋的存在，如圖8a所示。沉淀物粗化容易導致組織晶界拓寬，晶界與沉淀物連接處會產(chǎn)生較高的應力集中，使得材料發(fā)生沿晶界脆性斷裂，而TP347H鋼顯微組織結(jié)構(gòu)未發(fā)生較大變化[17]，如圖8c所示，由此可知TP347H鋼的抗高溫蠕變性能要優(yōu)于T91鋼和焊縫部分。

圖8 已服役1×105 h T91/TP347H異種鋼焊接接頭金相組織形貌

4 T91/TP347H異種鋼焊接接頭顯微硬度

將金相試樣打磨后使用HR-150A型洛氏硬度計對試樣表面進行洛氏硬度的測試[18]，試驗力和保荷時間分別為9.8 N和10 s，相鄰測試點的間距為1 mm。

對服役與未服役的T91/TP347H焊接接頭材料進行硬度測量，從沿管材內(nèi)外壁軸向以及軸沿焊縫中心線自上而下3個部分進行測試分析。

T91/TP347H焊接接頭內(nèi)壁面沿軸向硬度分布如圖9所示，每個硬度測量點之間的間隔為1 mm，此時焊縫區(qū)處于高硬度部分，熱影響區(qū)熔合線附近的硬度值達到了最大，且在遠離熔合區(qū)處逐漸降低，無論測試位置如何，T91側(cè)的硬度平均值都大于TP347H側(cè)。T91側(cè)硬度波動較大，TP347H波動則較為平穩(wěn)，外壁面沿軸向硬度分布如圖10所示，硬度變化規(guī)律與內(nèi)壁幾乎相同。沿焊縫中心線硬度分布如圖11所示，服役后的焊接接頭硬度呈現(xiàn)先略微上升，再快速減小的過程，總體上呈減小的趨勢，由于測試的硬度均位于焊縫中心線上，因此硬度值均很小。

圖9 焊接接頭內(nèi)壁面沿軸向硬度分布

圖10 焊接接頭外壁面沿軸向硬度分布

圖11 焊接接頭沿焊縫中心線硬度分布

對于T91/TP347H焊接接頭，無論是否服役，T91側(cè)的平均硬度始終高于焊縫和TP347H側(cè)，且在T91側(cè)熔合線附近，硬度達到最大；在TP347H側(cè)和焊縫區(qū)，各測量點服役后的硬度均高于未服役的材料，即服役環(huán)境對TP347H和焊縫區(qū)硬度起強化作用，對焊縫區(qū)的強化作用更為明顯，而對于T91側(cè)，已服役材料各測量點的硬度均低于未服役材料，即服役環(huán)境對T91硬度起抑制作用，此時T91側(cè)表現(xiàn)出軟化效應[19]。綜上所述，經(jīng)過服役可以提高T91/TP347H焊接接頭的整體硬度，表現(xiàn)為硬化。

5 結(jié)論

(1)高溫蠕變斷裂行為主要是由于韌窩、孔洞的增加導致材料有效承載面積減小，有效應力增加，導致斷裂。斷裂位置均靠近T91側(cè)，可以推斷，焊縫的耐高溫性能優(yōu)于T91母材。

(2)服役后，TP347母材區(qū)域變化不大，而T91側(cè)有沉淀物粗化，使得晶界與沉淀物連接處會出現(xiàn)應力集中現(xiàn)象，使得材料具有沿晶界脆性斷裂傾向。

(3)服役對TP347H母材和焊縫區(qū)起強化作用，對焊縫區(qū)的強化作用更明顯，而對于T91側(cè)，已服役材料各測量點的硬度均低于未服役材料，此時T91側(cè)表現(xiàn)出軟化效應。