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        Super304H鋼焊接接頭的時效組織及其持久性能

        2018-11-28 08:40:24,,,,
        機械工程材料 2018年11期
        關(guān)鍵詞:焊縫

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        (1.國網(wǎng)山東省電力公司電力科學(xué)研究院,濟南 250002;2.山東電力工業(yè)鍋爐壓力容器檢驗中心,濟南 250002)

        0 引 言

        Super304H鋼是一種新型細(xì)晶粒奧氏體耐熱鋼,該鋼是在TP304H鋼的基礎(chǔ)上,添加了質(zhì)量分?jǐn)?shù)約3%的銅、質(zhì)量分?jǐn)?shù)約0.45%的鈮以及一定含量的氮,通過調(diào)整軟化處理溫度等工藝參數(shù)而制備的;該鋼具有較高的高溫強度和抗蒸汽氧化性能,是超超臨界鍋爐中高溫過熱器和再熱器的高溫段的首選材料[1-4]。在超超臨界鍋爐中,通常需要對Super304H鋼管進(jìn)行對焊,而Super304H鋼的組織特點使得其焊接接頭中靠近焊縫的熱影響區(qū)晶粒發(fā)生明顯長大[5],熔敷金屬則結(jié)晶為一次粗大奧氏體柱狀晶粒,并且析出相的數(shù)量、分布、形態(tài)也會有較大的差別,從而造成焊接接頭與母材的性能明顯不同。Super304H鋼在500~750 ℃保溫一定時間后產(chǎn)生時效脆化現(xiàn)象[6],這種現(xiàn)象與時效過程中的組織變化有關(guān),而焊接接頭組織的不均勻性會導(dǎo)致時效過程中組織變化上的差異[7]。同時,Super304H鋼的持久性能是鍋爐用鋼的重要指標(biāo)之一,而該性能也與高溫過程中鋼的組織變化密切相關(guān)。因此,研究Super304H鋼焊接接頭的時效組織和持久性能顯得尤為重要。為此,作者對Super304H鋼焊接接頭進(jìn)行了700 ℃不同時間的時效處理,研究了焊接接頭的時效組織和性能,分析了Super304H鋼焊接接頭在700 ℃和不同應(yīng)力下的持久性能。

        1 試樣制備與試驗方法

        試驗用Super304H鋼管由日本住友公司提供,供貨態(tài)為固溶處理態(tài),規(guī)格為φ45 mm×9 mm;配套氬弧焊絲牌號為#T-304H,直徑為2.4 mm。采用SPECTROLAB型定量光譜儀檢測鋼管和焊絲的化學(xué)成分,結(jié)果見表1。與鋼管相比,焊絲中的錳、鎳、鉬、銅含量有所增加,這有利于提高焊縫的高溫蠕變強度,改善焊縫的韌性,避免δ鐵素體相的形成。

        截取100 mm長度的鋼管,將其一端加工成半V形坡口,坡口角度為30°,鈍邊0.5~1.0 mm,將兩根鋼管置于45°固定位置,采用手工鎢極氬弧焊(GTAW)進(jìn)行對接,根部間隙為2.5~3.0 mm,對接坡口如圖1所示,焊接工藝參數(shù)見表2。

        表1 Super304H鋼和焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of Super304H steel and welding wire (mass) %

        圖1 Super304H鋼對接坡口Fig.1 Schematic of butt groove of Super304H steel

        層數(shù)/層焊接電流/A焊接電壓/V焊接速度/(mm·s-1)層間溫度/℃1~670~10010~1220~45≤150

        圖2 持久試樣的形狀與尺寸Fig.2 Shape and dimension of creep rupture sample

        將焊接接頭置于SX2 12-16型箱式電阻爐中,在空氣氣氛下進(jìn)行高溫時效處理,時效溫度為700 ℃,時效時間分別為100,300,500 h。按照GB/T 2650—2008,在時效后的焊接接頭上截取尺寸為55 mm×10 mm×5 mm的沖擊試樣,焊縫位于沖擊試樣的中心位置,在焊縫中心線處開V形缺口,采用JB-30型沖擊試驗機進(jìn)行常溫沖擊試驗。按照GB/T 2039—2012,在焊接接頭上截取持久試樣,持久試樣的形狀和尺寸如圖2所示,采用RC-1130型持久試驗機進(jìn)行高溫持久試驗,試驗溫度為700 ℃,試驗加載應(yīng)力為160,180 MPa。

        在JSM-6380LA型掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察試樣的斷口形貌和顯微組織,并采用其附帶的能譜儀(EDS)對析出相進(jìn)行成分分析;在持久試驗后的試樣上截取金相試樣,經(jīng)打磨、拋光,用由5 g三氯化鐵、50 mL 鹽酸和100 mL水組成的溶液腐蝕后,在Olympus GX41型光學(xué)顯微鏡上觀察顯微組織。

        2 試驗結(jié)果與討論

        2.1 時效組織和沖擊性能

        由圖3可以看出:經(jīng)700 ℃、時效100 h后,焊接接頭的顯微組織與焊態(tài)組織[5,7]相似,仍主要為奧氏體相,但在奧氏體晶界和枝晶界處析出大量的顆粒狀、鏈球狀和條狀析出相;隨時效時間的延長,晶界上析出相的數(shù)量增加。

        由圖4可知:經(jīng)700 ℃時效100 h后,焊接接頭的沖擊功明顯降低,表明焊接接頭發(fā)生明顯的脆化;隨著時效時間的延長,其沖擊功基本保持穩(wěn)定。

        由圖5可以看出:焊態(tài)和高溫時效后焊接接頭的沖擊斷口均具有典型的胞狀樹枝晶形態(tài);焊態(tài)時沖擊斷口上的枝晶界、胞狀晶界處有明顯的撕裂棱,而高溫時效后的撕裂棱顯著減少,斷口平坦,具有脆性解理特征。

        Super304H鋼的供貨狀態(tài)為固溶處理態(tài),M23C6相基本全部溶解于奧氏體基體中,基體組織為過飽和固溶體。雖然在焊接熱循環(huán)過程中也會發(fā)生M23C6相的析出和溶解,但由于焊接過程中的冷卻速率較大,因此焊接接頭的基體組織仍為過飽和固溶體。在700 ℃長期時效后,焊接接頭基體組織中析出M23C6、Nb(C,N)和富銅相[7],其中Nb(C,N)和富銅相與奧氏體基體存在共格或半共格關(guān)系,在基體中呈細(xì)小彌散分布,因此對基體沖擊韌性的影響較小。析出的M23C6相與奧氏體基體不存在共格關(guān)系[8],而是優(yōu)先在奧氏體晶界上或枝晶界上形核。時效初期奧氏體基體的過飽和度較大,結(jié)合M23C6相的沉淀動力學(xué)曲線和碳的擴散系數(shù)[8]可知:在時效初期M23C6相在奧氏體晶界和枝晶界上快速析出并聚集長大,并呈鏈球狀、條狀和顆粒狀,導(dǎo)致沖擊韌性變差;同時,在焊接過程中焊縫金屬從液態(tài)以枝晶、胞狀晶的形式結(jié)晶成固溶體,造成溶質(zhì)原子偏析于晶界、枝晶界處[9],使得溶質(zhì)原子的過飽和度更大,導(dǎo)致在最初的100 h時效時間內(nèi),M23C6相在晶界和枝晶界處快速析出。大量M23C6相在晶界和枝晶界上的析出粗化,使得晶界急劇脆化,因此焊接接頭的沖擊韌性顯著降低而出現(xiàn)脆化。隨著時效時間的延長,奧氏體固溶體的過飽和度降低,析出相的析出速率減慢,因此焊接接頭的沖擊功基本保持穩(wěn)定。

        圖3 700 ℃時效不同時間后焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.3 Microstructures of different regions of welded joint after aging at 700 ℃ for different times: (a) aging for 100 h, heat affected zone;(b) aging for 100 h, weld metal; (c) aging for 500 h, heat affected zone and (d) aging for 500 h, weld metal

        圖4 焊接接頭的沖擊功隨時效時間的變化曲線Fig.4 Curve of impact energy vs aging time of welded joint

        圖5 焊態(tài)和700 ℃時效100 h后沖擊斷口擴展區(qū)的SEM形貌Fig.5 SEM images of extending zone in impact fracture in as-weldedstate (a) and after aging at 700 oC for 100 h (b)

        2.2 持久性能

        由表3可知,由于試驗加載應(yīng)力較高,持久試樣的斷裂時間均相對較短,而且均于母材處斷裂。觀察發(fā)現(xiàn),試樣在斷裂前均有明顯的縮頸現(xiàn)象。

        表3焊接接頭的持久試驗結(jié)果
        Table3Creeprupturetestingresultsofweldedjoint

        應(yīng)力/MPa實際載荷/N斷裂時間/h斷裂位置3 683502.31803 7081 137.4母材3 683929.03 2772 562.31603 3312 242.1母材3 3061 528.8

        蠕變和斷裂方程[10]為

        τ=Aσ-B

        (1)

        式中:σ為加載應(yīng)力;τ為斷裂時間;A,B均為常數(shù)。

        將式(1)兩邊取對數(shù),得到

        lgτ=lgA-Blgσ

        (2)

        將加載應(yīng)力和斷裂時間代入式(2),用最小二乘法求得常數(shù)A和B,得到:

        σ=325.42τ-0.090 9

        (3)

        由式(3)擬合的曲線外推可以得到,Super304H鋼焊接接頭在700 ℃×10 000 h的持久強度為140 MPa,這說明試驗條件下焊接接頭具有較高的持久強度。

        由圖6可知:在不同試驗應(yīng)力下,試樣均發(fā)生了明顯的塑性變形,靠近斷口處的晶粒被拉長;應(yīng)力為180 MPa時,斷口主要呈穿晶斷裂特征,當(dāng)加載應(yīng)力減小至160 MPa時,呈明顯的沿晶斷裂特征。

        圖6 不同應(yīng)力下持久試樣斷口處的顯微組織和斷口SEM形貌Fig.6 Microstructures near the fracture (a,c) and fracture SEM morphology (b,d) of creep rupture sample under different stresses

        由圖7可知,在高溫持久試驗過程中,焊接接頭組織中的析出相沿晶界析出并聚集長大,局部晶界上的析出相呈連續(xù)分布,在尺寸較大的析出相處產(chǎn)生蠕變空洞。由表4可知,晶界上的析出相主要是鐵和鉻的化合物,部分析出相含較高含量的鈮元素。

        在應(yīng)力和高溫條件下,材料的蠕變變形所引起的位錯會在應(yīng)力和熱激活能作用下發(fā)生快速移動。Super304H鋼的蠕變速率受基體自擴散系數(shù)的影響[11]。在700 ℃下,Super304H鋼基體的自擴散系數(shù)較大,因此蠕變速率較快。當(dāng)加載應(yīng)力較高時,晶界滑動在蠕變變形中占的比例較小,晶界會隨晶粒一起被拉長,導(dǎo)致組織中原有的尺寸較大的Nb(C,N)相[12]和高溫過程中沿晶界析出的粗大M23C6相因塑性較差而形成裂紋,并降低焊接接頭的持久強度,因此斷口主要呈穿晶斷裂特征。隨著加載應(yīng)力的降低,晶內(nèi)的變形程度減小,晶界滑動變形在蠕變變形中所占比例增加,在被M23C6析出相覆蓋的晶界處極易產(chǎn)生蠕變空洞,隨蠕變時間的延長,晶界處的蠕變空洞增多并聚集形成裂紋,因此斷裂特征由穿晶斷裂變?yōu)檠鼐嗔?,并且接頭的持久強度降低。由此可知,在高溫持久試驗過程中,組織中沿晶界析出的M23C6相的數(shù)量和尺寸對Super304H鋼焊接接頭的持久強度會產(chǎn)生重要的影響。

        表4 圖7中不同位置的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 4 EDS analysis results at different positions shown inFig.7 (mass) %

        圖7 在應(yīng)力160 MPa下斷裂后持久試樣的SEM形貌Fig.7 SEM images of creep rupture sample after rupture under stress of 160 MPa

        3 結(jié) 論

        (1) 700 ℃時效100 h后,在Super304H鋼焊接接頭中的奧氏體晶界和枝晶界處析出大量的顆粒狀、鏈球狀和條狀M23C6析出相,焊接接頭的沖擊韌性顯著下降;隨時效時間的繼續(xù)延長,M23C6相的析出速率減慢,沖擊功基本保持穩(wěn)定。

        (2) 不同加載應(yīng)力下焊接接頭持久試樣均在母材處斷裂,且斷裂前均發(fā)生明顯的縮頸現(xiàn)象;當(dāng)加載應(yīng)力(180 MPa)較高時,焊接接頭斷口主要呈穿晶斷裂特征,當(dāng)加載應(yīng)力(160 MPa)較低時,斷口呈沿晶斷裂特征。

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