靳 達(dá), 王智春, 韓哲文, 于井會(huì), 王啟冰, 康 舉

(1. 國(guó)能(天津)大港發(fā)電廠有限公司, 天津 300272;2. 華北電力科學(xué)研究院有限責(zé)任公司, 北京 100045;3. 北京石油化工學(xué)院 機(jī)械工程學(xué)院, 北京 102617)

近些年,包括中國(guó)在內(nèi)的很多國(guó)家都在加快建設(shè)更高參數(shù)的超超臨界(Ultra-supercritical, USC)火力發(fā)電機(jī)組,其目的是更大程度地提高燃煤效率[1],這也是我國(guó)切實(shí)踐行“雙碳”目標(biāo)的有效措施之一[2]?；鹆Πl(fā)電正在向更高參數(shù)、更大容量方向發(fā)展,機(jī)組的蒸汽溫度和壓力不斷提高[3]。然而,這使得傳統(tǒng)的CrMoV等鐵素體鋼已無(wú)法滿足USC服役要求,新型的9Cr-Mo馬氏體耐熱鋼(如T92)、奧氏體耐熱鋼(如HR3C,Super304H)被大量使用,分別用于USC機(jī)組鍋爐受熱面的低溫段和高溫段,以兼顧選材的安全性和經(jīng)濟(jì)性,這就不可避免地存在大量的T91(T92)/ HR3C(Super304H)等馬氏體 (M)+奧氏體 (A) 的異種鋼焊接接頭(Dissimilar metal welded joints, DMWJs)[4-6]。然而,由于這兩類鋼的化學(xué)成分、組織、力學(xué)性能及熱膨脹系數(shù)存在較大差異,使得接頭存在較復(fù)雜的成分及組織不均勻性[7];加之USC機(jī)組長(zhǎng)期高溫運(yùn)行及頻繁調(diào)峰,特別是深度調(diào)峰運(yùn)行對(duì)金屬部件和DMWJs壽命具有非常不利的影響,會(huì)造成受熱面管經(jīng)歷多次損傷累積,導(dǎo)致DMWJs易發(fā)生早期開裂(<105h),如高溫蠕變、高溫疲勞、蠕變疲勞等失效形式,使DMWJs的服役壽命遠(yuǎn)低于設(shè)計(jì)壽命(2×105h)[5, 8-10],對(duì)機(jī)組的安全運(yùn)行造成了極大危害,如國(guó)內(nèi)某USC機(jī)組在檢修時(shí)發(fā)現(xiàn)高溫再熱器出口T92/HR3C異種鋼焊縫開裂[11]。因此,DMWJs的組織和性能一直是研究的熱點(diǎn)。

熔焊接頭焊縫區(qū)(Weld metal zone, WMZ)為凝固組織,存在偏析現(xiàn)象,且易出現(xiàn)氣孔和裂紋等冶金缺陷;熔合區(qū)(Fusion zone, FZ)在化學(xué)成分和組織性能方面都存在較大的不均勻性;過(guò)熱區(qū)晶粒嚴(yán)重長(zhǎng)大,這些問(wèn)題都會(huì)嚴(yán)重影響接頭性能[12-13]。焊后熱處理(Post-weld heat treatment, PWHT)是一種有效改善接頭組織從而提升性能的手段,在改善DMWJs性能方面同樣可發(fā)揮重要作用[14-15]。因此,本工作采用經(jīng)前期優(yōu)化的PWHT工藝對(duì)T92/HR3C異種鋼接頭進(jìn)行焊后熱處理,研究熱處理后接頭的組織和力學(xué)性能,為T92/HR3C異種鋼接頭的合理使用提供理論參考,同時(shí)為探索防止DMWJs的早期失效問(wèn)題提供數(shù)據(jù)積累。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料、焊接工藝及無(wú)損檢測(cè)

母材金屬(BM)為T92馬氏體鋼管材和HR3C奧氏體鋼管材,規(guī)格均為φ48 mm×10 mm,焊縫填充金屬為Inconel 82合金焊絲,母材和焊絲的化學(xué)成分見(jiàn)表1。

表1 母材和焊材的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)

參考DL/T 752—2010《火力發(fā)電廠異種鋼焊接技術(shù)規(guī)程》,采用手工氬弧焊(TIG)對(duì)T92和HR3C異種鋼管進(jìn)行焊接。坡口形式為單邊32.5°帶鈍邊V形(坡口形貌示意圖見(jiàn)圖1),焊前在150 ℃左右預(yù)熱30 min,焊接電流為85～100 A,電弧電壓為11～14 V,焊接速度為50～70 mm/min,層間溫度控制在100～150 ℃,以純氬氣為保護(hù)氣體,進(jìn)行7道次的多層軟規(guī)范焊接。

圖1 坡口形貌示意圖Fig.1 Schematic of the grooves

采用X射線和超聲相控陣方法對(duì)接頭進(jìn)行無(wú)損檢測(cè),發(fā)現(xiàn)焊縫個(gè)別位置存在氣孔,但焊縫質(zhì)量符合DL/T 869—2021《火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程》中I類焊縫標(biāo)準(zhǔn),對(duì)缺陷位置進(jìn)行標(biāo)記,以便后續(xù)試驗(yàn)取樣時(shí)避開。

1.2 焊后熱處理工藝

對(duì)T92/HR3C異種鋼接頭進(jìn)行PWHT,熱處理制度為在760 ℃下保溫1 h,具體熱處理工藝曲線如圖2所示。

圖2 T92/HR3C DMWJs焊后熱處理工藝曲線Fig.2 Schematic of PWHT process of T92/HR3C DMWJs

1.3 顯微組織觀察

采用電火花線切割機(jī)沿垂直焊縫方向取金相和拉伸試樣,包括T92鋼母材、HR3C鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭試樣。經(jīng)打磨、拋光后,采用不同溶液浸蝕接頭不同區(qū)域制備金相試樣:采用鹽酸酒精溶液(20 mL HCl+40 mL C2H5OH+40 mL H2O)浸蝕T92鋼側(cè);采用硫酸銅鹽酸酒精溶液(4 g CuSO4+20 mL HCl+20 mL C2H5OH)浸蝕焊縫和HR3C鋼側(cè)。利用STM7-BSW型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察接頭各區(qū)域的微觀組織。采用Gatan 691型離子拋光系統(tǒng)制備透射電鏡(TEM)試樣,利用FEI Tecnai G2F30型場(chǎng)發(fā)射透射電鏡表征接頭各區(qū)域晶粒和析出相等微觀形貌,并采用附帶的能譜系統(tǒng)(EDS)對(duì)第二相進(jìn)行成分分析。

1.4 力學(xué)性能測(cè)試及斷口觀察

采用SHMADZU SEM-Servopulser型伺服脈沖試驗(yàn)機(jī)對(duì)T92鋼母材、HR3C鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭試樣分別進(jìn)行室溫拉伸測(cè)試,拉伸速率為0.01 mm/s,試驗(yàn)過(guò)程參考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》進(jìn)行。拉伸試樣尺寸如圖3(a)所示,試樣表面粗糙度控制在0.5 μm左右,以盡量減少因表面粗糙帶來(lái)的小尺寸試樣效應(yīng)。此外,在拉伸試驗(yàn)前,對(duì)每個(gè)接頭試樣再次進(jìn)行X射線無(wú)損檢測(cè)(見(jiàn)圖3(b)),以排除含有氣孔等冶金缺陷的試樣。每組拉伸試驗(yàn)至少測(cè)試3個(gè)平行試樣。試樣拉斷后的斷口形貌采用Quanta 450 FEG掃描電鏡(SEM)進(jìn)行觀察。

圖3 拉伸試件尺寸示意圖(a)及其X射線無(wú)損探傷底片(b)Fig.3 Schematic diagrams of the tensile test specimen(a) and their X-ray NDT photo(b)

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

T92/HR3C異種鋼焊接接頭的宏觀形貌如圖4所示?？梢钥闯?WMZ與兩側(cè)熱影響區(qū)(HAZ)界面分明,WMZ呈現(xiàn)出明顯的多層多道焊形貌,圖5為接頭各區(qū)域的顯微組織,對(duì)應(yīng)觀察位置如圖4中a～h區(qū)域所示。T92鋼BM組織呈現(xiàn)回火馬氏體結(jié)構(gòu),晶內(nèi)馬氏體組織呈板條狀,原奧氏體晶界(PAGBs)清晰可見(jiàn)。由于焊接熱循環(huán)和PWHT作用,T92鋼HAZ可分為臨界熱影響區(qū)(ICHAZ)、細(xì)晶熱影響區(qū)(FZHAZ)和粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)[4],分別如圖5(b～d)所示?？拷麱Z的CGHAZ因受熱峰值溫度超過(guò)Ac3而形成高溫奧氏體組織,其冷卻后奧氏體晶粒尺寸大于BM的;FGHAZ的峰值溫度略低于CGHAZ,該區(qū)不完全溶解的碳化物抑制奧氏體晶粒的生長(zhǎng),冷卻后以細(xì)小均勻的奧氏體晶粒為主,盡管該區(qū)PAGBs的尺寸比BM的明顯減小,但仍能觀察到晶內(nèi)未回火的板條結(jié)構(gòu);ICHAZ介于FGHAZ與BM之間,其相變溫度處于Ac1～Ac3之間[16],該區(qū)有部分細(xì)化奧氏體晶粒和原奧氏體晶粒共同存在。

圖4 T92/HR3C異種鋼焊接的宏觀形貌Fig.4 Macro morphology of the T92/HR3C DMWJs

圖5 T92/HR3C異種鋼焊接接頭各區(qū)域的顯微組織(a)T92鋼母材;(b)T92鋼臨界熱影響區(qū);(c)T92鋼細(xì)晶熱影響區(qū);(d)T92鋼側(cè)熔合區(qū);(e)焊縫區(qū);(f)HR3C鋼側(cè)熔合區(qū);(g)HR3C鋼母材Fig.5 Microstructure of various regions in the T92/HR3C DMWJs(a) T92-BM; (b) T92-ICHAZ; (c) T92-FGHAZ; (d) FZ between T92-CGHAZ and WMZ; (e) WMZ; (f) FZ between WMZ and HR3C-HAZ; (g) HR3C-BM

圖5(e)為WMZ形貌,該區(qū)由較大的柱狀?yuàn)W氏體晶和碳化物組成,在凝固晶界內(nèi)由等間距的一次枝晶臂組成,宏觀表現(xiàn)為枝晶結(jié)構(gòu)。圖5(f)為HR3C鋼側(cè)HAZ形貌,靠近熔合邊界的奧氏體晶與鎳基焊縫柱狀晶產(chǎn)生聯(lián)生結(jié)晶現(xiàn)象[17],形成明顯的FZ,且部分奧氏體晶內(nèi)存在孿晶結(jié)構(gòu),這反映了HR3C側(cè)HAZ的基體組織具有高熱穩(wěn)定性。圖5(g)為HR3C奧氏體鋼BM組織,呈現(xiàn)大小均勻的奧氏體等軸晶粒,晶粒度約為7級(jí)。

進(jìn)一步采用TEM對(duì)T92/HR3C異種鋼接頭不同區(qū)域的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征,如圖6所示。第二相粒子彌散分布在T92鋼BM晶內(nèi)馬氏體板條內(nèi)以及板條晶界(LGBs)周圍(見(jiàn)圖6(a)),這是重要的強(qiáng)化機(jī)制之一。經(jīng)EDS和衍射花樣(見(jiàn)圖6(b))分析,確認(rèn)該析出相為富Cr的M23C6碳化物。經(jīng)歷TIG焊接熱循環(huán)和PWHT后,T92鋼HAZ由板條馬氏體和部分等軸的亞晶粒組成,還可觀察到LGBs上連續(xù)析出的M23C6碳化物,晶內(nèi)碳化物發(fā)生溶解,如圖6(c～e)所示。焊縫金屬為奧氏體凝固組織,晶粒較大,晶界上有少量的第二相,經(jīng)EDS和衍射花樣分析確定為富Cr的M23C6碳化物。此外,還可觀察到晶界上有離散分布的位錯(cuò)線,大部分位錯(cuò)稀疏地分布在兩側(cè)晶內(nèi),大量的位錯(cuò)與附近的第二相發(fā)生纏結(jié)(見(jiàn)圖6(f))。

圖6 T92/HR3C異種鋼焊接接頭各區(qū)的TEM微觀組織(a)T92鋼母材;(b)M23C6的EDS結(jié)果和衍射花樣;(c)T92鋼粗晶熱影響區(qū);(d)T92鋼細(xì)晶熱影響區(qū);(e)T92鋼臨界熱影響區(qū);(f)焊縫區(qū)Fig.6 TEM images of the various regions in the T92/HR3C DMWJs(a) T92-BM; (b) EDS results and electron diffraction pattern of M23C6; (c) T92-CGHAZ; (d) T92-FGHAZ; (e) T92-ICHAZ; (f) WMZ

2.2 拉伸性能

采用伺服脈沖試驗(yàn)機(jī)分別對(duì)T92鋼母材、HR3C鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭試樣進(jìn)行室溫單軸拉伸試驗(yàn),試驗(yàn)結(jié)果如圖7所示。圖7(a)為3種試樣的典型應(yīng)力-位移拉伸曲線,HR3C鋼母材體現(xiàn)出更好的塑性,T92鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭的塑性相當(dāng)。圖7(b)為3種試樣的抗拉強(qiáng)度(Ultimate tensile strength, UTS)和屈服強(qiáng)度(Yield strength, YS),HR3C鋼母材的UTS最高、而YS最低,分別為722 MPa和340 MPa;T92/HR3C異種鋼接頭的UTS和YS分別為630 MPa和360 MPa,達(dá)到DL/T 868—2014《焊接工藝評(píng)定規(guī)程》標(biāo)準(zhǔn)中要求。

圖7 T92、HR3C鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭的室溫拉伸性能 (a)應(yīng)力-位移曲線;(b)抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度Fig.7 Tensile properties at room temperature of the T92 BM, HR3C BM and T92/HR3C DMWJs(a) stress-displacement curves; (b) ultimate tensile strength and yield strength

進(jìn)一步分析圖7(b),可發(fā)現(xiàn)T92鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭的UTS相當(dāng),而YS高約80 MPa。這是因?yàn)楫惙N鋼接頭中鎳基焊縫金屬在拉伸過(guò)程中會(huì)較快達(dá)到屈服,表現(xiàn)為相對(duì)低的YS,但在塑性變形階段會(huì)出現(xiàn)應(yīng)變硬化,提高了UTS;而T92鐵素體鋼因具有高位錯(cuò)密度的板條結(jié)構(gòu),表現(xiàn)出較高的屈服抗力,但在塑性變形過(guò)程中基體組織發(fā)生軟化,使UTS較低[18-19]。

2.3 斷裂位置及斷口形貌

圖8為T92/HR3C異種鋼接頭室溫拉伸斷裂區(qū)的顯微組織。由圖8可見(jiàn),斷裂路徑沿HR3C鋼側(cè)FZ附近的焊縫金屬擴(kuò)展,斷裂區(qū)的鎳基焊縫金屬奧氏體晶清晰可見(jiàn),因此可判斷T92/HR3C異種鋼接頭拉伸斷裂發(fā)生在HR3C鋼側(cè)FZ附近的WMZ,這與拉伸性能結(jié)果中(見(jiàn)圖7(b))接頭的UTS最低一致。

圖8 T92/HR3C異種鋼接頭拉伸斷裂位置 (a)宏觀形貌;(b,c)局部放大圖Fig.7 Tensile fracture location morphologies of the T92/HR3C DMWJ(a) macroscopic morphology; (b,c) magnified images of rectangle region

此外,從顯微組織來(lái)看,拉伸前WMZ主要由柱狀?yuàn)W氏體枝晶構(gòu)成(見(jiàn)圖5(e)),拉伸后枝晶結(jié)構(gòu)被破壞并在凝固晶界周圍產(chǎn)生塊狀的再結(jié)晶晶粒,如圖8(b)所示。Rai等[20]發(fā)現(xiàn),局部應(yīng)變會(huì)誘導(dǎo)鎳基合金再結(jié)晶形核,即一旦晶界附近累積的位錯(cuò)密度達(dá)到臨界值,就很可能會(huì)觸發(fā)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶機(jī)制。顯然,在拉伸條件下,異種鋼接頭在屈服階段和應(yīng)變強(qiáng)化階段,鎳基焊縫區(qū)容易發(fā)生再結(jié)晶,進(jìn)而驅(qū)動(dòng)這種變形行為。

圖9為T92/HR3C異種鋼接頭室溫拉伸斷口形貌,從圖9(a)可以看出,由奧氏體枝晶組成的WMZ斷口呈比較密集的撕裂棱結(jié)構(gòu);進(jìn)一步放大觀察可看到撕裂棱附近存在大量細(xì)小的韌窩(見(jiàn)圖9(b))。

圖9 T92/HR3C異種鋼接頭拉伸斷口形貌Fig.9 Tensile fracture morpholigies of the T92/HR3C DMWJ

上述結(jié)果表明,T92/HR3C異種鋼接頭在室溫單軸恒定速率加載時(shí),鎳基焊縫金屬發(fā)生了劇烈的塑性變形,最終發(fā)生韌性斷裂。結(jié)合2.1節(jié)的分析結(jié)果,這主要與WMZ中含有較粗大的枝晶凝固組織和較少的可起到強(qiáng)化作用的M23C6碳化物有關(guān):粗大的枝晶組織可降低WMZ的力學(xué)性能;較少的強(qiáng)化相減弱了對(duì)位錯(cuò)的阻礙作用,同樣會(huì)降低WMZ的力學(xué)性能。

3 結(jié)論

1) T92/HR3C異種鋼接頭經(jīng)焊接熱循環(huán)和焊后熱處理作用后,T92鋼HAZ由板條馬氏體和部分等軸亞晶粒組成,板條晶界上存在連續(xù)的M23C6碳化物,晶內(nèi)碳化物溶解;HR3C鋼HAZ組織表現(xiàn)出較高的熱穩(wěn)定性。

2) 焊縫金屬由較粗大的奧氏體枝晶和M23C6碳化物組成,同時(shí)存在一定量的位錯(cuò),并與附近的第二相發(fā)生纏結(jié)。

3) 接頭室溫抗拉強(qiáng)度為630 MPa,斷裂發(fā)生在HR3C鋼側(cè)熔合區(qū)附近的焊縫,呈現(xiàn)為韌性斷裂。