陳肇宇1，刁旺戰(zhàn)，王 萍

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué) 大科學(xué)工程專項建設(shè)指揮部暨空間基礎(chǔ)科學(xué)研究中心，哈爾濱 150006；2.高效清潔燃煤電站鍋爐國家重點實驗室(哈爾濱鍋爐廠有限責(zé)任公司)，哈爾濱 150046)

0 引言

能源危機和環(huán)境污染始終是關(guān)注度最高的兩大熱點問題，也是困擾并制約火電行業(yè)發(fā)展的重要因素。隨著技術(shù)發(fā)展，越來越多超超臨界鍋爐在電廠穩(wěn)定服役，但是受制于材料的發(fā)展，欲進一步提高鍋爐運行溫度存在困難。為此Vallourec & Mannesmann公司研發(fā)的新型耐熱鋼VM12材料，旨在能于650 ℃條件下應(yīng)用[1]。VM12材料與9Cr鋼的強化機理類似，以V,Nb,N等元素形成MX沉淀硬化相，但與之不同的是，VM12鋼的Cr含量超過11%，且加入了最優(yōu)比例的W,Co,B等元素進行優(yōu)化，因此，其抗高溫氧化性得到提高[2-4]。

近幾年已有相關(guān)文獻(xiàn)對VM12材料在高溫下抗蠕變性能和抗氧化性能進行了研究[5-6]，然而關(guān)于VM12材料采用TIG方法的焊接工藝以及其焊接接頭組織與性能的相關(guān)研究報道較少，其中，文獻(xiàn)[7]中使用Thermanit MTS 5CoT實芯焊絲作為填充材料，通過TIG焊接得到的接頭試樣具有較高的強度和良好的延展性。文中采用熱絲TIG自動焊接的方法制備對接試樣，并對焊接工藝、焊接接頭各項力學(xué)性能和金相組織展開研究，為VM12材料的應(yīng)用積累試驗數(shù)據(jù)并提供參考。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗采用VM12小口徑鋼管進行焊接，其規(guī)格為?38 mm×7 mm，實測化學(xué)成分和力學(xué)性能分別見表1，2，并與ASME規(guī)范案例Code Case 2781中的要求進行對比。根據(jù)材料的化學(xué)成分、力學(xué)性能、熱處理要求以及成本等方面綜合考慮，決定使用AWS ER90S-B9級別焊絲進行焊接試驗。本試驗使用9CrWV牌號焊絲，其直徑?1.0 mm，實測化學(xué)成分見表1。

表1 VM12及焊接材料實測化學(xué)成分 %

表2 VM12材料的室溫力學(xué)性能

1.2 焊接方法

試樣在POLYSOUDE熱絲TIG設(shè)備上焊接，管子待焊端部加工37.5°V形坡口，焊槍前端和管子內(nèi)壁通入單一Ar氣進行保護，管子兩側(cè)開口適當(dāng)封堵，提前通入保護氣15 s以上，保證管子內(nèi)部為惰性氣體氣氛。通過設(shè)備自帶程序控制，連續(xù)完成封底、填充及蓋面的焊接工作。焊前不進行預(yù)熱，焊接過程不控制層間溫度，焊后進行755 ℃、恒溫1 h的去應(yīng)力退火熱處理，焊接參數(shù)見表3。

表3 熱絲TIG焊接參數(shù)

1.3 時效熱處理

將去應(yīng)力退火熱處理完成后的試樣分為6組進行時效處理試驗，時效溫度選取600,650 ℃，在箱式電阻爐中分別保溫500,1 000,3 000 h。

2 試驗結(jié)果與分析

全部試樣按NB/T 47013—2015《承壓設(shè)備無損檢測》的要求進行100%RT探傷檢測，選取I級合格的試樣進行后續(xù)力學(xué)性能測試和微觀組織觀察分析。

2.1 力學(xué)性能測試

按照NB/T 47014—2011《承壓設(shè)備焊接工藝評定》中要求，制備室溫拉伸試樣、橫向彎曲試樣、截面硬度試樣和沖擊試樣，并依據(jù)相應(yīng)標(biāo)準(zhǔn)的要求進行測試。

VM12材料室溫抗拉強度測試結(jié)果如表4所示，拉伸試樣照片見圖1?？梢钥闯觯瑑蓚€試樣均斷裂于母材位置，抗拉強度分別為803,832 MPa，遠(yuǎn)高于Code Case 2781中的標(biāo)準(zhǔn)值，說明試樣焊接質(zhì)量良好，且所選焊材的室溫強度滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。

表4 VM12材料室溫抗拉強度測試結(jié)果

注：W-寬度，mm;T-厚度,mm

圖1 室溫拉伸試樣

圖2由左至右分別是2個橫向面彎試樣和2個橫向背彎試樣，選取直徑D=28 mm的彎曲壓頭進行彎曲測試，將試樣彎曲至180°后觀察受彎面，從圖中可以看出，所有試樣的彎曲測試面均平整、光潔，未發(fā)現(xiàn)肉眼可見裂紋，可以推斷出試樣焊接質(zhì)量較好，且焊縫及熱影響區(qū)具有良好的韌性和塑性。

圖2 彎曲試樣

為考察VM12材料焊縫及熱影響區(qū)的沖擊韌性，分別在試樣的母材、焊縫和熱影響區(qū)等位置制取V形缺口沖擊試樣，并在室溫下進行測試，試驗結(jié)果如表5所示。由于VM12材料的規(guī)范案例Code Case 2781中未提供沖擊性能指標(biāo)，因此,以PED 2014/68/EU《Pressure Equipment Directive》中對材料的沖擊要求作為參考，即沖擊吸收能量應(yīng)大于27 J。受原材料尺寸限制，無法制備標(biāo)準(zhǔn)試樣，僅能加工出寬度為5 mm的小尺寸沖擊試樣，因此測試結(jié)果超過標(biāo)準(zhǔn)指標(biāo)的50%(13.5 J)即為合格。分析表5中的試驗結(jié)果數(shù)據(jù)可以得出結(jié)論:焊縫和熱影響區(qū)處的沖擊吸收能量均滿足標(biāo)準(zhǔn)最低要求，但沖擊韌度較低，且遠(yuǎn)低于母材。參考其他高Cr馬氏體耐熱鋼的研究結(jié)果，適當(dāng)提高熱處理溫度，或延長熱處理恒溫時間，VM12材料焊接接頭的沖擊性能會有所改善[8-9]。

表5 沖擊試驗數(shù)據(jù)

Skrzypczyk等[10]采用激光焊接的方法，不填絲對接焊接VM12材料，焊后未進行熱處理，測得焊縫硬度范圍為440HV10～460HV10，熱影響區(qū)硬度范圍為470HV10～490HV10。為進一步探究采用熱絲TIG焊接方法，填充AWS ER90S-B9焊絲，VM12焊接接頭的硬度分布情況以及焊后熱處理對焊接接頭的影響，制備了焊態(tài)試樣和熱處理后的試樣分別進行顯微硬度測試。為方便對比，將兩組測試結(jié)果匯總于圖3中(其中，上方的曲線為焊態(tài)下VM12材料母材、熱影響區(qū)和焊縫等區(qū)域的硬度值，下方的曲線為試樣熱處理后3個區(qū)域的硬度值)。

圖3 焊態(tài)及熱處理后試樣的硬度

從測試結(jié)果可以看出，在熱絲TIG焊接熱作用下，焊縫和熱影響區(qū)的硬度也比較高，均值分別為430HV10和465HV10。經(jīng)過755 ℃去應(yīng)力退火熱處理，焊縫和熱影響區(qū)位置的硬度明顯降低，分別降至300HV10和310HV10，由于Code Case 2781中未規(guī)定VM12材料的硬度范圍，僅能參考ISO 15614-1：2017《Specification and Qualification of Welding Procedures for Metallic Materials—Welding Procedure Test—Part 1:Arc and Gas Welding of Steels and Arc Welding of Nickel and Nickel Alloys》中合金鋼的硬度要求(≤350HV10)，由此推斷熱處理效果較好，但還需通過對比觀察微觀組織進一步分析。

研究表明,VM12材料在650 ℃溫度下的抗拉強度略高于300 MPa[11]。為了考察VM12材料焊接接頭的高溫性能，文中對焊接試樣進行了650 ℃的高溫拉伸試驗。受試驗儀器設(shè)備能力和管子尺寸限制，只能制備橫截面尺寸約為5 mm×7 mm的非標(biāo)準(zhǔn)試樣，測試后的試樣如圖4所示。

(a)

(b)

觀察圖4可以看出，兩個試樣均斷裂于焊縫之外熱影響區(qū)的位置，平均抗拉強度276 MPa，低于管子原材料的試驗值。分析出現(xiàn)這種情況的原因可能是：(1)在焊接熱的作用下，熱影響區(qū)晶粒長大，強度下降；(2)一部分強化元素以碳化物的形式析出，沉淀強化效果減弱；(3)接頭試樣經(jīng)歷一次焊后熱處理，材料強度略有降低。

已有文獻(xiàn)研究，馬氏體耐熱鋼經(jīng)歷長時間高溫時效處理后，材料可能出現(xiàn)內(nèi)部位錯密度降低、固溶強化元素析出，而導(dǎo)致材料硬度出現(xiàn)不同程度下降的現(xiàn)象[12-13]。文中對經(jīng)時效熱處理后的各組試樣進行顯微硬度測試，研究VM12焊接試樣的母材、熱影響區(qū)和焊縫等區(qū)域的力學(xué)性能經(jīng)時效熱處理后發(fā)生的變化。圖5示出不同時效狀態(tài)各組試樣的硬度測試結(jié)果，可以看出，3個區(qū)域的硬度值變化都沒有明顯規(guī)律，而且均值振幅很小，不超過20HV10，由此推測VM12焊接試樣的內(nèi)應(yīng)力變化較小，組織穩(wěn)定性較好。

圖5 時效熱處理后各組試樣的硬度

2.2 金相組織觀察

圖6為VM12材料焊接接頭的金相照片。

(a)焊態(tài)

(b)焊后熱處理態(tài)

圖6 VM12材料焊接接頭微觀組織照片

圖6(a)中焊縫及熱影響區(qū)在焊接熱作用下經(jīng)過熱和過冷，形成馬氏體+殘余奧氏體組織，由于熱絲TIG自動焊接速度較快，焊后未作保溫處理，自然冷卻，且管壁薄、焊層少，焊道回火的影響很小，因此試樣的過冷度較高，導(dǎo)致大量奧氏體來不及轉(zhuǎn)化為馬氏體，最終形成殘余奧氏體。此時馬氏體為扁八面體結(jié)構(gòu)，而碳原子在其空隙之中，引起劇烈的點陣畸變，產(chǎn)生較強的應(yīng)力場[14]。

圖6(b)中母材、焊縫及熱影響區(qū)均為黑色針狀回火馬氏體，在焊后熱處理作用下，馬氏體中碳化物沿晶界析出，晶體點陣畸變程度減小，給殘余奧氏體轉(zhuǎn)變釋放空間，并在熱力驅(qū)動下轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體[14]。熱處理提高了晶體內(nèi)部能量，使位錯可以繼續(xù)滑移或攀移運動而逐漸消失，晶內(nèi)微觀缺陷減少，且晶格彈性畸變減弱，使得內(nèi)應(yīng)力下降，硬度也隨之降低。綜合對比熱處理前后微觀組織變化和硬度下降幅度，可以推斷熱處理的效果較好。

圖7示出經(jīng)歷不同時效處理后焊縫及熱影響區(qū)的金相照片。與圖6(b)對比可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過時效處理后組織中回火馬氏體的板條束輪廓更加明顯，且更加穩(wěn)定，熱影響區(qū)和母材難以區(qū)分，焊縫位置存在少量δ鐵素體。觀察圖7(a)～(f)中的微觀組織，沒有發(fā)現(xiàn)馬氏體板條束的數(shù)量和輪廓以及晶粒尺寸出現(xiàn)明顯變化，由此推斷VM12材料焊接接頭的高溫穩(wěn)定性較好。

(a)600 ℃/500 h

(b)650 ℃/500 h

(e)600 ℃/3000 h

3 結(jié)論

(1)使用AWS ER90S-B9級別焊絲，采用熱絲TIG焊接方法可以得到質(zhì)量良好的VM12焊接接頭，經(jīng)過焊后退火熱處理，接頭的室溫抗拉強度、彎曲性能及沖擊性能均滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，焊縫和熱影響區(qū)的硬度降至合理范圍，但接頭在650 ℃時的高溫抗拉強度略低于原材料的試驗值。

(2)焊態(tài)的焊縫組織由馬氏體和殘余奧氏體組成，經(jīng)退火熱處理后組織全部轉(zhuǎn)變?yōu)楹谏槧畹幕鼗瘃R氏體。

(3)時效處理后焊縫和熱影響區(qū)處的馬氏體板條輪廓更加明顯，在600 ℃和650 ℃環(huán)境中進行500～3 000 h時效處理后，焊接接頭的力學(xué)性能和微觀組織變化不明顯，高溫穩(wěn)定性較好。