時(shí)效時(shí)間對(duì)SP2215 同種鋼焊接接頭微觀組織和力學(xué)性能的影響

靳曉坤，張世超，刁旺戰(zhàn)，杜晉峰，梁軍，張崢

(1.國(guó)家能源集團(tuán)新能源技術(shù)研究院有限公司,北京,102209；2.北京航空航天大學(xué),北京,100191；3.哈爾濱鍋爐廠有限責(zé)任公司,高效清潔燃煤電站鍋爐國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱,150046)

0 序言

富煤貧油少氣的一次能源結(jié)構(gòu)決定國(guó)內(nèi)電力供應(yīng)長(zhǎng)期以燃煤火電為主[1]，雖然其價(jià)格低廉，但也帶來(lái)了巨大的能源消耗和污染物排放[2]，提高火電機(jī)組蒸汽參數(shù)能夠有效提高機(jī)組效率，降低污染物排放，成為國(guó)際上燃煤火電機(jī)組發(fā)展的主導(dǎo)方向，目前世界范圍內(nèi)火電機(jī)組初參數(shù)已經(jīng)達(dá)到600～620 ℃[3-4].隨著蒸汽參數(shù)的提高對(duì)鍋爐耐熱材料的要求也不斷提高，特別是末級(jí)過(guò)熱器和高溫再熱器，其壁溫比蒸汽溫度還要高出25～ 39 ℃，服役環(huán)境最為苛刻[5-6]，由于耐熱材料限制，700 ℃參數(shù)機(jī)組發(fā)展緩慢，而630～ 650 ℃參數(shù)機(jī)組材料的研制已初步具備應(yīng)用條件，國(guó)內(nèi)630 ℃超(超)臨界二次再熱機(jī)組已處于在建階段.

傳統(tǒng)的600～ 620 ℃機(jī)組鍋爐末級(jí)過(guò)熱器和高溫再熱器多使用Super304H 和HR3C 奧氏體耐熱鋼[7]，提高蒸汽參數(shù)后Super304H 的抗腐蝕和抗氧化能力變差，而HR3C 強(qiáng)度不足[8]，亟需解決更高蒸汽參數(shù)下末級(jí)過(guò)熱器和高溫再熱器的材料問(wèn)題.北京科技大學(xué)研發(fā)了SP2215 新型奧氏體耐熱鋼，以Fe-22Cr-15Ni 為基體，同時(shí)加入Cu、Nb 和N 元素，形成以富Cu 相、MX 相及NbCrN 相的復(fù)合強(qiáng)化作用，使SP2215 兼具了高持久強(qiáng)度和良好的抗腐蝕性及抗氧化性，能夠滿足630～ 650 ℃機(jī)組鍋爐末級(jí)過(guò)熱器和高溫再熱器的使用要求[8-9]，國(guó)內(nèi)某電廠計(jì)劃在新建630 ℃超(超)臨界二次再熱機(jī)組鍋爐中首次使用SP2215 鋼.

超(超)臨界機(jī)組鍋爐建造過(guò)程中不可避免的要進(jìn)行同種鋼和異種鋼焊接，接頭不同區(qū)域因組織及力學(xué)性能不均勻?qū)е缕湓陂L(zhǎng)期高溫服役時(shí)更容易發(fā)生失效[10-11].高虹等人[9]采用手工鎢極氬弧焊和?2.4 mm ERNiCrCoMo-1 焊絲制備了SP2215同種鋼焊接接頭，隨后對(duì)接頭焊縫及熔合區(qū)的微觀組織及室溫和高溫拉伸等短時(shí)力學(xué)性能進(jìn)行了分析；Zhang 等人[12-14]分析了SP2215 同種鋼焊接接頭的微觀組織和力學(xué)性能，包括母材(base metal,BM)、焊縫及熔合線處的微觀組織和接頭蠕變行為及蠕變過(guò)程中熔合線的演化及析出相與位錯(cuò)的交互作用，并對(duì)焊接接頭進(jìn)行了壽命評(píng)估.但是目前關(guān)于SP2215 同種鋼焊接接頭長(zhǎng)期高溫時(shí)效過(guò)程中微觀組織、力學(xué)性能及斷裂機(jī)理演變的分析卻嚴(yán)重不足.

文中以SP2215 同種鋼焊接接頭為對(duì)象，分析650 ℃時(shí)效不同時(shí)間后焊接接頭母材、焊縫及熔合線處的微觀組織和接頭室溫及高溫拉伸短時(shí)力學(xué)性能，最后分析不同時(shí)效時(shí)間下焊接接頭室溫及高溫拉伸斷裂機(jī)理，這將為國(guó)產(chǎn)新型奧氏體耐熱鋼SP2215 在630～ 650 ℃超(超)臨界火電機(jī)組鍋爐中的應(yīng)用和安全服役提供重要參考，具有重要的工程意義.

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

使用的SP2215 鋼管規(guī)格為?51 mm × 9.5 mm，熱處理制度為1 190～ 1 250 ℃固溶，保溫時(shí)間為30 min，隨后水冷，使用?2.4 mm 的ERNiCr-3 焊絲進(jìn)行焊接，母材及焊絲的主要化學(xué)成分見(jiàn)表1.

表1 SP2215 鋼管和ERNiCr-3 焊絲的主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of SP2215 tube and ERNiCr-3 welding wire

1.2 接頭制備及熱處理

采用M-GTAW 對(duì)SP2215 鋼管進(jìn)行焊接，坡口為60°無(wú)鈍邊V 形坡口，根部間隙3 mm，焊接5 層5 道，焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2，每層焊接完成后空冷，待焊縫溫度不高于200 ℃(層間溫度)時(shí)進(jìn)行下一層焊接，層間溫度采用TM-902C 型快速測(cè)溫儀進(jìn)行測(cè)溫，焊接時(shí)使用氬氣保護(hù)，焊后對(duì)接頭進(jìn)行100%射線檢測(cè)，檢測(cè)無(wú)裂紋、未熔合、夾渣和氣孔等缺陷，檢測(cè)結(jié)果合格，接頭如圖1 所示.焊接完成后對(duì)接頭進(jìn)行650 ℃高溫時(shí)效處理，時(shí)效時(shí)間分別為0(焊接態(tài))、50、114、500、1 026 和2 012 h.

圖1 SP2215 焊接接頭Fig.1 SP2215 welded joint

表2 多層多道手工鎢極氬弧焊焊接工藝參數(shù)Table 2 Parameters in multipass M-GTAW

1.3 微觀組織表征

采用電火花線切割機(jī)沿接頭軸向切取包含兩端母材、熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)及焊縫的金相樣，經(jīng)研磨、拋光和腐蝕后，采用蔡司Axio Observer光學(xué)顯微鏡(optical microscope,OM)和配備有牛津X-Max 型能譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)的蔡司AVO-18 型掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)，對(duì)焊接接頭不同區(qū)域進(jìn)行微觀組織觀察和能譜分析，SEM 加速電壓為20 kV.焊縫金屬(weld metal,WM)和SP2215 鋼均采用三氯化鐵鹽酸水溶液(5 g FeCl3+15 mL HCl +80 mL H2O)腐蝕.采用Tecnai G2F20 s-TWIN 型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope,TEM)對(duì)接頭不同區(qū)域的析出相進(jìn)行形貌分析，并使用選區(qū)電子衍射(selected area electron diffraction,SAED)確定析出相類型，透射薄膜樣品采用MTP-1A 型電解雙噴儀制取，電解液為8%的高氯酸酒精溶液.

1.4 力學(xué)性能測(cè)試

采用島津HMV-G 維氏硬度計(jì)對(duì)接頭進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，執(zhí)行國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 4340.1-2009《金屬材料維氏硬度試驗(yàn)第1 部分：試驗(yàn)方法》，為盡量避免層間熱輸入對(duì)硬度的影響，在焊接接頭最后一層進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，測(cè)試位置距金相樣上邊緣約2 mm，從焊縫中間位置開(kāi)始，每個(gè)試驗(yàn)點(diǎn)間隔300 μm如圖2 所示，試驗(yàn)力為4.9 N，加載時(shí)間為15 s.

圖2 SP2215 焊接接頭顯微硬度測(cè)試示意圖Fig.2 Diagram of microhardness test of SP2215 welded joint

采用島津AG-X plus ODM 試驗(yàn)機(jī)對(duì)接頭進(jìn)行室溫和650 ℃高溫拉伸試驗(yàn)，采用國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1—2021《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1 部分：室溫試驗(yàn)方法》和GB/T 228.2—2015《金屬材料拉伸試驗(yàn)第2 部分：高溫試驗(yàn)方法》，室溫和高溫拉伸試樣平行段尺寸均為?5 mm × 30 mm(焊縫位于拉伸試樣平行段中間位置)，位移加載速率均為0.45 mm/min；采用Epsilon 引伸計(jì)測(cè)定屈服強(qiáng)度；采用ZBC2302-B 型沖擊試驗(yàn)機(jī)，按照國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 229 —2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行室溫沖擊試驗(yàn)，沖擊試樣尺寸為寬5 mm，高10 mm，長(zhǎng)55 mm，V 形缺口深度為2 mm.

1.5 斷口分析

將拉伸斷口在無(wú)水乙醇中用超聲波清洗干凈，吹干后采用SEM(JEOL,JSM 6010)進(jìn)行斷口分析，加速電壓為20 kV.

2 試驗(yàn)分析

2.1 650 ℃不同時(shí)效時(shí)間不同區(qū)域微觀組織

2.1.1 SP2215 母材

650 ℃高溫時(shí)效不同時(shí)間SP2215 母材橫向微觀組織如圖3 所示，焊態(tài)下SP2215 母材組織由奧氏體和少量孿晶組成，奧氏體晶界和孿晶界上無(wú)明顯連續(xù)析出相(圖3a)；由SEM 背散射電子像(backscattered electron,BSE)可知奧氏體晶內(nèi)或晶界分散分布著短棒狀或球狀的一次未溶析出相(圖3b)；TEM 分析表明短棒狀析出相為Z 相，球狀析出相為NbN 相，其TEM 形貌及對(duì)應(yīng)衍射斑如圖3c～ 圖3e 所示；由SEM 二次電子像(secondary electron,SE)可知650 ℃高溫時(shí)效50 h 后奧氏體晶界出現(xiàn)連續(xù)薄膜狀析出相，晶界清晰可見(jiàn)(圖3f)；隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)奧氏體晶界析出相逐漸粗化(圖3g～ 圖3i).

圖3 不同時(shí)效時(shí)間SP2215 母材微觀組織Fig.3 Microstructure of SP2215 BM aging for different times.(a) 0 h OM;(b) 0 h SEM BSE;(c) 0 h TEM;(d) 0 h diffraction spot of NbN;(e) 0 h diffraction spot of Z phase;(f) 50 h SEM SE;(g) 500 h SEM SE;(h) 1 026 h SEM SE;(i) 2 012 h SEM SE

對(duì)SP2215 母材時(shí)效0，50 和2 012 h 試樣進(jìn)行EDS 面掃描分析，如圖4 所示，固溶態(tài)(時(shí)效0 h)SP2215 母材奧氏體晶界無(wú)明顯元素富集，表明晶界無(wú)明顯析出相；時(shí)效50 h 后，奧氏體晶界開(kāi)始出現(xiàn)Cr 元素的富集(圖4b-2)，表明奧氏體晶界出現(xiàn)富Cr 析出相，這些晶界富Cr 相為M23C6[9]；隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)至2 012 h，奧氏體晶界富Cr 現(xiàn)象更加明顯(圖4c-2)，同時(shí)晶界處Fe，Ni 元素含量明顯降低(圖4c-4 和4c-5)，表明隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)晶界析出相由(Cr,Fe)23C6逐漸向Cr23C6轉(zhuǎn)變；而未溶NbN相和Z 相(NbCrN)均為富Nb 相，并且隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)變化不明顯，如圖4a-3,4b-3 和4c-3 所示.

圖4 不同時(shí)效時(shí)間SP2215 母材元素面掃描分析Fig.4 Area mapping analysis of SP2215 BM aging for different times.(a) 0 h;(b) 50 h;(c) 2 012 h

2.1.2 SP2215/焊縫金屬界面

不同時(shí)效時(shí)間SP2215/焊縫金屬界面金相組織如圖5 所示，由圖5a 可知焊態(tài)接頭，SP2215/焊縫金屬界面熔合線清晰可見(jiàn)，焊縫金屬借助SP2215 奧氏體晶粒形核，并沿垂直于熔合線方向以完全奧氏體組織凝固形成柱狀枝晶，凝固晶界(solidification grain boundary，SGB)清晰可見(jiàn)，枝晶間存在大量第二相粒子，在OM 下呈黑色；SP2215 HAZ 奧氏體晶粒明顯長(zhǎng)大(圖5b)；因焊接殘余應(yīng)力的釋放，在時(shí)效114 h 或更長(zhǎng)時(shí)間時(shí)SP2215 HAZ 出現(xiàn)退火孿晶(圖5c～ 5f)，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，奧氏體晶界和孿晶界上析出相增多粗化，由圖4可知奧氏體晶界和孿晶界處的析出相為Cr23C6.

圖5 不同時(shí)效時(shí)間下SP2215/焊縫金屬界面金相組織Fig.5 OM image of SP2215/WM interface under different aging times.(a) 0 h;(b) 50 h;(c) 114 h;(d) 500 h;(e) 1 026 h;(f) 2 012 h

2.1.3 焊縫

焊態(tài)接頭焊縫SE 像及主要元素面分布如圖6所示，焊縫枝晶間存在大量第二相粒子(圖6a)，在SEM 下呈現(xiàn)亮白色；Nb 元素在枝晶間偏析(圖6b)；Ti 元素與Nb 元素的分布具有一定相關(guān)性，有沿枝晶間分布的趨勢(shì)(圖6c)；而枝晶間的Ni、Fe 和Cr 元素含量相對(duì)較少(圖6d～ 6f).焊縫金屬的結(jié)晶速度快，溶質(zhì)的擴(kuò)散系數(shù)較小，凝固過(guò)程中溶質(zhì)元素來(lái)不及擴(kuò)散，隨著凝固的進(jìn)行，溶質(zhì)堆積不斷加劇，引起較重的溶質(zhì)元素,如Nb 元素被排斥到枝 晶間，導(dǎo)致其在枝晶間過(guò)飽和度增大，從而形成嚴(yán)重的偏析，伴隨著焊縫金屬的凝固，沿枝晶間形成鏈狀的一次富Nb 析出相，Ti 元素與Nb 元素能夠相互固溶，故Ti 元素與Nb 元素的分布具有一定的關(guān)聯(lián)性.枝晶間一次富Nb 析出相的TEM 形貌如圖7 所示，對(duì)其衍射斑進(jìn)行標(biāo)定，可知枝晶間一次析出相為NbC.

圖6 焊態(tài)接頭焊縫SEM 面掃描分析Fig.6 Area mapping analysis of weld seam of the welded joint.(a) SE;(b) Nb;(c) Ti;(d) Ni;(e) Cr;(f) Fe

圖7 焊態(tài)接頭枝晶間NbC 相的TEM 形貌及衍射斑Fig.7 TEM morphology and diffraction spot of interdendritic NbC in the as-welded welded joint.(a) NbC;(b) diffraction spot of NbC

隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，枝晶間過(guò)飽和Nb 元素以第二相形式不斷析出，時(shí)效2 012 h 枝晶間析出相逐漸聚集形成團(tuán)簇狀(圖5f).對(duì)時(shí)效2 012 h 試樣焊縫枝晶間團(tuán)簇狀析出相進(jìn)行線掃描分析如圖8 所示，掃描位置如圖8a 中白色直線所示，掃描結(jié)果如圖8b 所示；圖8c 為圖8b 中C 元素的放大圖，可見(jiàn)團(tuán)簇狀析出相仍然富Nb 和C 元素，而貧Ni、Cr 和Fe 元素，表明在650 ℃時(shí)效過(guò)程中枝晶間過(guò)飽和Nb 元素以NbC 形式析出，并隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)聚集形成團(tuán)簇狀.

圖8 時(shí)效2 012 h 接頭焊縫中團(tuán)簇狀析出相元素線掃描分析Fig.8 Line mapping analysis of the cluster shape precipitates in the weld seam of the WJ aging for 2 012 h.(a) SE image;(b) line map of main element;(c) line map of C

2.2 650 ℃不同時(shí)效時(shí)間對(duì)接頭力學(xué)性能的影響

2.2.1 顯微硬度

650 ℃不同時(shí)效時(shí)間SP2215 鋼接頭顯微硬度如圖9 所示，為方便作圖將焊縫中心定為坐標(biāo)零點(diǎn)，焊縫左側(cè)橫坐標(biāo)則為負(fù)值，不同時(shí)效時(shí)間焊縫和SP2215 側(cè)顯微硬度分布如圖9a 所示，焊縫和母材平均硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化如圖9b 所示.焊態(tài)下母材的平均硬度為195 HV，高于焊態(tài)焊縫的平均硬度167 HV，焊縫硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而升高；時(shí)效500 h 時(shí)達(dá)到最高值195 HV，隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，焊縫硬度略有下降；時(shí)效2 012 h時(shí)焊縫的硬度為192 HV，仍高于焊態(tài)下焊縫的硬度.母材硬度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)也有所升高，時(shí)效500 h時(shí)達(dá)到216 HV，隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，母材的硬度略有升高，時(shí)效2 012 h 時(shí)平均硬度為220 HV，焊縫的硬度始終較母材的硬度低約20～ 30 HV.

圖9 不同時(shí)效時(shí)間下SP2215 鋼接頭顯微硬度Fig.9 Microhardness of SP2215 WJ under different aging times.(a) hardness distribution;(b) average value of hardness

2.2.2 室溫拉伸性能

650 ℃不同時(shí)效時(shí)間SP2215 鋼焊接接頭室溫拉伸性能如圖10 所示，圖10a 為工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，如圖10b 所示焊態(tài)下接頭的屈服強(qiáng)度為343 MPa，抗拉強(qiáng)度為659 MPa，接頭的屈服強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)而升高；時(shí)效500 h 時(shí)達(dá)到最高412 MPa，隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，屈服強(qiáng)度略有降低；時(shí)效2 012 h 時(shí)降低到365 MPa，但仍高于焊態(tài)下接頭的屈服強(qiáng)度，接頭室溫拉伸屈服強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間的變化趨勢(shì)與顯微硬度隨時(shí)效時(shí)間的變化趨勢(shì)基本一致.接頭的抗拉強(qiáng)度則隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)不斷升高，時(shí)效2 012 h 時(shí)達(dá)到714 MPa.

圖10 650 ℃不同時(shí)效時(shí)間SP2215 鋼接頭室溫拉伸性能Fig.10 Effect of aging time at 650 ℃ on room temperature tensile properties of SP2215 WJ.(a) Room temperature tensile engineering stress-strain curves;(b) room temperature tensile strengthaging time curves

2.2.3 高溫拉伸性能

時(shí)效時(shí)間對(duì)SP2215 鋼焊接接頭650 ℃高溫拉伸性能的影響如圖11 所示，圖11a 為650 ℃高溫拉伸工程應(yīng)力-應(yīng)變曲線，如圖11b 所示，焊態(tài)接頭高溫拉伸屈服強(qiáng)度為171 MPa，并且隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)不斷升高；時(shí)效2 012 h 時(shí)達(dá)到242 MPa，焊態(tài)接頭的抗拉強(qiáng)度為449 MPa，隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)接頭的抗拉強(qiáng)度逐漸升高，時(shí)效500 h 時(shí)達(dá)到最大465 MPa，隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)接頭的抗拉強(qiáng)度略有降低，時(shí)效2 012 h 時(shí)為445 MPa.

圖11 650 ℃不同時(shí)效時(shí)間SP2215 鋼接頭高溫拉伸性能Fig.11 Effect of aging time at 650 ℃ on high temperature tensile properties of SP2215 WJ.(a) engineering stress-strain curves;(b) tensile strength-aging time curves

2.3 斷口分析

2.3.1 室溫拉伸斷口分析

650 ℃不同時(shí)效時(shí)間的SP2215 鋼焊接接頭室溫拉伸均在焊縫處斷裂，室溫拉伸斷口縱切面宏觀形貌如圖12 所示.采用SEM 對(duì)不同時(shí)效時(shí)間下的室溫拉伸斷口進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)不同時(shí)效時(shí)間下接頭室溫拉伸時(shí)均是以韌窩為主的韌性方式斷裂，典型的焊態(tài)0 h 和時(shí)效2 012 h 接頭的斷口形貌如圖13所示，由圖13a 可知焊態(tài)接頭室溫拉伸斷口，由枝晶間的以一次NbC 粒子為核心的微孔和在枝晶核心形成的韌窩和撕裂棱組成；而時(shí)效2 012 h 接頭室溫拉伸斷口以韌窩和二次裂紋為主，以第二相粒子為核心的微孔較少且單獨(dú)存在如圖13b 所示，表明時(shí)效2 012 h 接頭室溫拉伸起裂位置和斷裂方向與焊態(tài)接頭室溫拉伸的起裂位置和斷裂方向不同.

圖13 焊態(tài)和時(shí)效2 012 h 接頭斷口形貌Fig.13 Room temperature tensile fractography of the as-welded WJ and aging for 2012 h.(a) 0 h;(b)2 012 h

不同時(shí)效時(shí)間下焊接接頭室溫拉伸斷口縱切面及其Nb 元素分布如圖14 所示，可見(jiàn)時(shí)效0～114 h 時(shí)Nb 元素分布方向與斷面相交，呈約90°夾角如圖14b-1 和 圖14b-2 所示，由圖6 可知Nb 元素在柱狀枝晶間偏析，并形成粗大的一次NbC 粒子，表明時(shí)效0～ 114 h 接頭室溫拉伸時(shí)以橫向拉斷柱狀晶的方式斷裂，因此可在斷面上觀察到交替出現(xiàn)的在枝晶間形成的以一次NbC 為核心的微孔和在枝晶核心形成的韌窩及撕裂棱，如圖13a 所示；當(dāng)時(shí)效時(shí)間達(dá)到500～ 2 012 h 時(shí)，接頭室溫拉伸斷面幾乎與Nb 元素分布方向即柱狀枝晶方向平行，如圖14b-3 和 圖14b-4 所示，表明時(shí)效500～ 2 012 h接頭室溫拉伸時(shí)以平行于柱狀晶方向在焊縫處發(fā)生斷裂，因此，很難觀察到在枝晶間和枝晶核心處交替出現(xiàn)的不同的斷口形貌，如圖13b 所示；由時(shí)效2 012 h 接頭室溫拉伸斷口附近的微裂紋可知，時(shí)效2 012 h 接頭室溫拉伸時(shí)裂紋在枝晶核心形核并擴(kuò)展，如圖14c 所示.

圖14 不同時(shí)效時(shí)間接頭室溫拉伸斷口縱切面和Nb 元素面分布Fig.14 Longitudinal section and Nb map distribution of the roomtemperature tensile fractured WJ under different aging times.(a) longitudinal section;(b) Nb distribution;(c) microcracks near the fracture surface of the welded joint aging for 2 012 h

2.3.2 高溫拉伸斷口分析

不同時(shí)效時(shí)間SP2215 鋼焊接接頭所有高溫拉伸斷裂試樣如圖15 所示，時(shí)效0～ 114 h 時(shí)，接頭均在焊縫處發(fā)生明顯屈服并最終在焊縫處斷裂；隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)接頭出現(xiàn)在焊縫外斷裂情況，時(shí)效500 h 和1 026 h 時(shí)2 個(gè)拉伸樣中均存在一個(gè)試樣斷在焊縫外；時(shí)效2 012 h 時(shí)2 個(gè)拉伸試樣在焊縫和SP2215 側(cè)同時(shí)發(fā)生屈服，但均在SP2215 側(cè)斷裂.接頭高溫拉伸斷口形貌如圖16 所示，焊態(tài)接頭和斷裂在焊縫處的時(shí)效1 026 h 接頭斷口相似，均是以韌窩為主的韌性方式斷裂(圖16a～ 圖16b)，而時(shí)效2 012 h 接頭高溫拉伸則在SP2215 側(cè)以脆性的準(zhǔn)解理(quasi cleavage,QC)方式斷裂(圖16c).

圖15 不同時(shí)效時(shí)間SP2215 接頭高溫拉伸斷裂試樣Fig.15 High temperature tensile fractured specimens of SP2215 WJ aging for different times

圖16 不同時(shí)效時(shí)間接頭高溫拉伸斷口形貌Fig.16 Fractography of high temperature tensile of SP2215 WJ aging for different times.(a) 0 h;(b)1 026 h;(c) 2 012 h

2.3.3 時(shí)效時(shí)間對(duì)接頭斷裂位置影響機(jī)理

如圖6 和圖7 所示，焊縫凝固時(shí)Nb 元素在枝晶間過(guò)飽和偏析，并形成粗大的一次NbC 粒子，室溫拉伸時(shí)微裂紋易在枝晶間較大的一次NbC 粒子處形核并擴(kuò)展(圖13a)；隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，枝晶間過(guò)飽和的Nb 元素不斷以NbC 形式在枝晶間附近析出，甚至在時(shí)效2 012 h 時(shí)聚集形成團(tuán)簇狀，對(duì)枝晶間起到強(qiáng)化作用，這種強(qiáng)化作用在時(shí)效500 h 時(shí)達(dá)到最大(圖10b).當(dāng)時(shí)效0～ 114 h 時(shí)，時(shí)效析出的NbC 對(duì)枝晶間的強(qiáng)化作用還相對(duì)較弱，拉伸時(shí)微裂紋仍容易在枝晶間尺寸較大的一次NbC 粒子處形核并擴(kuò)展；而時(shí)效500～ 2 012 h 時(shí)，時(shí)效析出的NbC 對(duì)枝晶間的強(qiáng)化作用增強(qiáng)，導(dǎo)致裂紋不易在枝晶間形核和擴(kuò)展，反而易在相對(duì)較弱的枝晶核心形核、擴(kuò)展，因此導(dǎo)致SP2215 焊接接頭室溫拉伸斷裂方向由時(shí)效0～ 114 h 時(shí)的幾乎垂直于柱狀晶方向斷裂向時(shí)效500～ 2 012 h 時(shí)的幾乎平行于柱狀晶方向轉(zhuǎn)變.

如圖15 所示，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)SP2215 焊接接頭高溫拉伸時(shí)斷裂位置由焊縫向SP2215 側(cè)轉(zhuǎn)變.如前文所述，時(shí)效2 012 h 接頭650 ℃高溫拉伸時(shí)在焊縫和SP2215 側(cè)同時(shí)發(fā)生屈服，表明此時(shí)SP2215 鋼的高溫屈服強(qiáng)度與焊材屈服強(qiáng)度接近，而接頭斷裂位置隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)逐漸從焊縫向SP2215 側(cè)轉(zhuǎn)變的原因可能與SP2215 母材的韌性隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)急劇降低有關(guān)，如圖17 所示，而SP2215 母材韌性隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)降低的主要原因與鋼中Cr23C6的析出有關(guān)，如圖3 和圖4 所示.

3 結(jié)論

(1)焊態(tài)SP2215 母材組織由奧氏體和少量孿晶及一次NbN 和Z 相組成，奧氏體晶界上無(wú)明顯連續(xù)析出相，焊縫金屬以完全奧氏體組織凝固形成柱狀晶，Nb 元素在枝晶間偏析，并形成鏈狀分布的一次NbC 相，650 ℃時(shí)效50 h 后SP2215 母材奧氏體晶界開(kāi)始析出薄膜狀M23C6，并隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)逐漸粗化，而在焊縫枝晶間附近析出NbC 相，并隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)逐漸形成團(tuán)簇狀.

(2)焊態(tài)下母材的平均硬度為195 HV，高于焊縫的平均硬度167 HV，隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)母材和焊縫硬度均有所升高，并在時(shí)效500 h 時(shí)達(dá)到最大值，母材平均硬度始終較焊縫平均硬度高約20～30 HV；接頭室溫拉伸屈服強(qiáng)度同樣在時(shí)效500 h達(dá)到最大值，室溫抗拉強(qiáng)度則隨時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)一直升高；接頭650 ℃高溫拉伸屈服強(qiáng)度隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)不斷升高，高溫抗拉強(qiáng)度則在時(shí)效500 h 時(shí)達(dá)到最大.

(3)不同時(shí)效時(shí)間下SP2215 同種鋼接頭室溫拉伸均以韌性方式在焊縫處斷裂，隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)室溫拉伸起裂位置和斷裂方向發(fā)生改變，時(shí)效0～114 h 時(shí)以橫向拉斷柱狀晶的方式斷裂，起裂位置為枝晶間一次NbC 粒子，時(shí)效時(shí)間為500～ 2 012 h時(shí)以幾乎平行于柱狀晶方向斷裂，起裂位置為枝晶核心；焊接接頭650 ℃高溫拉伸斷裂位置隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)從焊縫逐漸向母材轉(zhuǎn)變，時(shí)效0～ 114 h 時(shí)在焊縫處以韌性方式斷裂，時(shí)效2 012 h 時(shí)以準(zhǔn)解理方式在SP2215 側(cè)斷裂.