(1.西安航空職業(yè)技術(shù)學(xué)院，西安 710089；2.洛陽(yáng)船舶材料研究所，河南洛陽(yáng) 471000)

0 引言

金屬波紋管膨脹節(jié)常用于核電、石油石化催化裂化裝置以及冶金等的高溫高壓工況中。由于服役環(huán)境苛刻(溫度650～720 ℃，壓力0.2～0.35 MPa)，常采用耐熱奧氏體不銹鋼材料。但在使用過(guò)程中常發(fā)生高溫低周疲勞引起的奧氏體不銹鋼焊接結(jié)構(gòu)件焊縫蠕變疲勞開(kāi)裂失效問(wèn)題[1-3]，因此,有必要研究其高溫高壓下蠕變疲勞性能。國(guó)內(nèi)外對(duì)于金屬母材蠕變、疲勞及蠕變疲勞試驗(yàn)進(jìn)行了較多的研究[4-9]，但對(duì)于奧氏體焊接接頭蠕變疲勞性能的研究則比較少。有研究表明，殘余應(yīng)力的存在會(huì)導(dǎo)致焊件產(chǎn)生初始蠕變損傷[7]，因此有必要研究焊后熱處理對(duì)焊接接頭蠕變疲勞壽命的影響。

本文通過(guò)680 ℃、具有5 min保持時(shí)間的相同應(yīng)力水平下的高溫蠕變疲勞試驗(yàn)，探討焊后固溶處理對(duì)304H焊接接頭蠕變疲勞性能的影響，為優(yōu)化焊接工藝提供依據(jù)。

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料采用厚度為35 mm的304H奧氏體不銹鋼板材作為母材，焊縫填充金屬為E308H-16奧氏體不銹鋼，其材料的化學(xué)成分見(jiàn)表1。使用鎢極氬弧焊進(jìn)行多道焊接，焊接參數(shù)見(jiàn)表2，焊接方向?yàn)榕c母材軋制的方向垂直。

表1 304H母材與E308H-16焊縫的化學(xué)成分 %

表2 焊接工藝參數(shù)

1.2 試樣制備

采用厚度35 mm的304H不銹鋼試板進(jìn)行對(duì)接焊，坡口采用雙面U形，尺寸及焊接道數(shù)見(jiàn)圖1。焊后垂直于焊縫方向線切割，再機(jī)加工至圖2所示尺寸要求，保證試樣標(biāo)距段?10 mm×25 mm，焊縫長(zhǎng)度14 mm[10]。

圖1 焊接坡口尺寸及焊接道數(shù)

圖2 試樣結(jié)構(gòu)尺寸

1.3 焊后處理

試板對(duì)接焊完成后，線切割成2塊，一塊不進(jìn)行任何處理，即為焊態(tài)；另一塊進(jìn)行固溶處理，固溶處理方法：1 060 ℃保溫1.5 h，快速水冷。

1.4 試驗(yàn)條件

蠕變疲勞試驗(yàn)之前，對(duì)304H不銹鋼焊接接頭進(jìn)行680 ℃高溫拉伸試驗(yàn)。高溫拉伸試驗(yàn)在300 kN電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，根據(jù)所得材料的應(yīng)力-應(yīng)變曲線，確定304H不銹鋼680 ℃時(shí)的基本力學(xué)性能：彈性模量146 GPa，屈服強(qiáng)度σp0.2=165 MPa，抗拉強(qiáng)度σb=300 MPa。前期進(jìn)行了最大應(yīng)力180 MPa蠕變疲勞試驗(yàn)，試驗(yàn)耗時(shí)長(zhǎng)，成本高。為了減少試驗(yàn)時(shí)間，降低費(fèi)用，本次試驗(yàn)最大應(yīng)力220 MPa，最小應(yīng)力0 MPa。采用MTS370-250 kN電液伺服疲勞機(jī)，試驗(yàn)溫度680 ℃，上下保持時(shí)間5 min，進(jìn)行相同應(yīng)力水平條件下焊態(tài)和固溶態(tài)蠕變疲勞試驗(yàn)，加載情況如圖3所示。試驗(yàn)加熱及保溫是通過(guò)兩只熱電偶測(cè)量試樣標(biāo)距段的溫度進(jìn)行閉環(huán)控制，溫度控制精度為±3 ℃。試樣數(shù)據(jù)的記錄通過(guò)監(jiān)測(cè)程序MTS Flex Test4.0完成，試樣按照GB/T 15248—2008《金屬材料軸向等幅低循環(huán)疲勞試驗(yàn)方法》[11]，采用螺紋夾持，在加熱時(shí)先夾持試樣一端，待達(dá)到預(yù)定溫度且穩(wěn)定后，再夾持另一端，以免由于熱膨脹使試樣受壓縮應(yīng)力過(guò)大而報(bào)廢。

1-加載起始點(diǎn)；2-保載起始點(diǎn)；3-保載終止點(diǎn)；

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)表3?？梢钥闯觯谠囼?yàn)溫度、應(yīng)力加載水平相同的條件下，蠕變疲勞斷裂位置都發(fā)生在焊縫，但焊后固溶處理使失效壽命顯著增加，固溶處理后的失效壽命約為焊態(tài)失效壽命的1.6倍。

使用Quanta650FEG場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(溫度21 ℃，濕度30%)，對(duì)680 ℃兩種狀態(tài)下的304H焊接接頭蠕變疲勞后的斷口形貌進(jìn)行掃描。焊態(tài)斷口低倍形貌見(jiàn)圖4(a)，(b)?？梢钥闯觯瑪嗫谛牟坑休^大的孔洞，斷口外表面有明顯的疲勞輝紋，斷口心部為纖維區(qū)，外部為剪切唇區(qū)，裂紋是從心部產(chǎn)生、向外表面擴(kuò)展、最后斷裂，整個(gè)斷口成杯錐狀。

表3 不同狀態(tài)304H不銹鋼蠕變疲勞試驗(yàn)結(jié)果

(a)微觀形貌 25×

(b)微觀形貌(疲勞輝紋) 200×

(c)微觀形貌(心部韌窩) 2 000×

圖4 焊態(tài)斷口微觀掃描圖

焊態(tài)斷口高倍形貌見(jiàn)圖4(c)?？梢钥闯觯瑪嗫诔纱┚ыg窩斷裂特征，沒(méi)有明顯的蠕變沿晶斷裂，同時(shí)表面有大量氧化物。

綜上所述，蠕變疲勞斷口表面不均勻地分布著大小不一的韌窩，部分區(qū)域還有韌窩連接的孔洞，由于在蠕變-疲勞載荷作用下，循環(huán)載荷作用在晶界間產(chǎn)生較為復(fù)雜的應(yīng)力，造成孔洞成核及聚合程度加強(qiáng)，導(dǎo)致這些孔洞較深，且孔壁比較完整；隨著循環(huán)周次的增加，這些孔洞會(huì)進(jìn)一步聚合，使有效承載面積減小，進(jìn)而發(fā)生延性斷裂。有個(gè)別韌窩底部發(fā)現(xiàn)脫落的顆粒物(見(jiàn)圖4(c))，文獻(xiàn)[12]已對(duì)這種現(xiàn)象作出解釋：晶界上的缺陷及夾雜物較易誘發(fā)蠕變孔洞和韌窩的形核，當(dāng)蠕變孔洞長(zhǎng)大后，夾雜物與基體的結(jié)合強(qiáng)度減弱，由于疲勞載荷在晶粒間反復(fù)搓動(dòng)作用下，最終導(dǎo)致其與基體脫離。

(a)宏觀形貌 25×

(b)結(jié)晶區(qū) 2 000×

(c)纖維狀區(qū) 500×

(d)纖維狀區(qū) 2 000×

固溶態(tài)斷口低倍形貌見(jiàn)圖5(a)，斷口的左半部分主要呈結(jié)晶狀，具有金屬光澤，且有明顯的結(jié)晶顆粒，斷面平齊，呈銀灰色，約占總面積的1/3；斷口右半部分主要呈纖維狀，由擴(kuò)展紋理可以看出(箭頭所示)，裂紋沿結(jié)晶區(qū)向纖維區(qū)擴(kuò)展斷裂。固溶態(tài)結(jié)晶區(qū)斷口高倍形貌見(jiàn)圖5(b)，主要呈現(xiàn)沿晶斷裂特征；晶界有大量氧化物存在，同時(shí)晶界處有明顯的二次裂紋；由擴(kuò)展紋理可以看出，裂紋沿纖維區(qū)向結(jié)晶區(qū)擴(kuò)展斷裂。固溶態(tài)纖維區(qū)斷口高倍形貌見(jiàn)圖5(c)，(d)，主要呈穿晶韌窩斷裂特征，斷口表面基本被韌窩覆蓋，且韌窩尺寸較焊態(tài)斷口韌窩尺寸明顯變小且分布也較均勻，這表明經(jīng)固溶處理后，試樣具有較高的韌性，蠕變疲勞過(guò)程中微裂紋的形核量也少；雖沒(méi)有典型蠕變沿晶韌窩斷裂，但有沿晶斷裂的趨勢(shì)。

焊態(tài)斷口的金相分析及透射電鏡分析結(jié)果見(jiàn)圖6?？梢钥闯觯Ы绱嬖谳^多的析出物(見(jiàn)圖6(a))，同時(shí),由于晶粒發(fā)生沿軸向拉長(zhǎng)變形而導(dǎo)致相變出現(xiàn)條狀馬氏體(見(jiàn)圖6(b))，由能譜分析可知,該析出物的成分為鐵鉻的脆性化合物(見(jiàn)圖6(c))。

(a)析出相

(b)斷口附近 500×

(c)斷口能譜分析

固溶態(tài)斷口的金相分析及透射電鏡分析結(jié)果如圖7所示。可以看出，裂紋也起源于與軸線成45°的外表面(見(jiàn)圖7(a))，對(duì)應(yīng)圖5(c)可知，裂紋沿纖維區(qū)向結(jié)晶區(qū)擴(kuò)展斷裂，晶界及晶內(nèi)彌散有較多的析出物(見(jiàn)圖7(b)，(c))，裂紋沿晶界擴(kuò)展開(kāi)裂，最終導(dǎo)致斷裂。同時(shí)，由于變形導(dǎo)致相變而產(chǎn)生條狀馬氏體(見(jiàn)圖7(d))，由透射、能譜分析可知，該析出物的成分為碳化鉻的化合物(見(jiàn)圖7(e))。

焊態(tài)和固溶態(tài)均有碳化鉻析出。對(duì)比焊態(tài)與固溶態(tài)能譜分析可以看出，焊后固溶處理使Cr的原子百分比含量從55.26%降到38.74%，而Cr是形成脆性相碳化鉻的主要元素。固溶處理使焊縫組織中的碳化鉻溶解到奧氏體中，高溫下延遲了碳化鉻在晶界上的形成和聚集。由蠕變斷裂理論可知，晶界滑移是蠕變變形的主要機(jī)制，固溶處理后，晶粒粗大(見(jiàn)圖8)，導(dǎo)致可參與滑移的晶界減少，高溫蠕變強(qiáng)度提高，這是導(dǎo)致固溶處理試樣蠕變疲勞壽命提高的主要原因。

(a)微觀形貌 12.5× (b)微觀形貌 500× (c)析出相

(d)馬氏體

(e)斷口能譜分析

圖7 固溶態(tài)斷口金相分析與透射電鏡分析圖

3 結(jié)論

(1)在試驗(yàn)溫度、應(yīng)力水平相同的條件下，固溶處理能顯著提高焊接接頭蠕變疲勞壽命，固溶態(tài)焊接接頭蠕變疲勞壽命約為焊態(tài)的1.6倍，兩種狀態(tài)斷裂位置均在焊縫處。

(a)焊態(tài)組織 (b)固溶態(tài)組織

圖8 掃描電鏡晶粒度分析

(2)焊態(tài)斷裂主要呈穿晶韌窩斷裂特征，韌窩孔洞內(nèi)壁有疲勞載荷作用導(dǎo)致的同心條紋，個(gè)別韌窩底部出現(xiàn)脫離的顆粒物；固溶處理斷口存在結(jié)晶區(qū)與纖維區(qū)，結(jié)晶區(qū)為沿晶斷裂，纖維區(qū)主要呈穿晶韌窩斷裂，但有沿晶斷裂的趨勢(shì)，裂紋起始于纖維區(qū)并向結(jié)晶區(qū)擴(kuò)展，最終導(dǎo)致試樣斷裂。

(3)焊態(tài)和固溶態(tài)沿晶界處均有脆性相碳化鉻析出，但焊后固溶處理Cr元素析出率降低，高溫下延遲了碳鉻化合物的形成，且固溶處理后晶粒粗大，導(dǎo)致可參與滑移的晶界減少，高溫蠕變強(qiáng)度提高，這是導(dǎo)致固溶處理試樣焊接接頭蠕變疲勞壽命提高的主要原因。因此，實(shí)際工程中建議焊后固溶處理，以提高焊接接頭蠕變疲勞壽命。