張群兵， 張建勛， 魏文瀾

(1.西安航空學院，西安 710077；2.西安交通大學，金屬材料強度國家重點實驗室，西安 710049；3.西安石油大學，西安 710065)

0 前言

9%～12%Cr耐熱鋼以優(yōu)異的高溫蠕變強度及經濟適用性，被廣泛應用于超-超臨界火力發(fā)電汽輪機、鍋爐、管道等關鍵部件[1-3]。9%～12%Cr耐熱鋼具有較強的冷裂傾向，當采用近同質焊材，焊前需要對母材進行高溫預熱以防止焊接冷裂紋的產生[4-5]；由于鎳基合金焊材塑性較好，可大幅降低接頭的焊接殘余應力，焊前不預熱或者在較低的溫度下預熱，即可有效抑制冷裂紋的產生。與此同時，對于超-超臨界汽輪機轉子等大厚壁復雜結構、焊接量大，更易產生焊接裂紋[6-7]。因此，常采用鎳基合金焊材對9%～12%Cr耐熱鋼進行焊接以抑制裂紋的產生。但由于元素成分及微觀組織之間的差異，在9%～12%Cr耐熱鋼與鎳基焊縫連接處產生了界面，界面性能的優(yōu)劣將直接影響焊接結構的服役安全。

關于鋼/鎳基合金異種金屬連接界面的性能研究，Wang等人[8]采用聚焦離子束制備了A508低合金鐵素體鋼/52M鎳基合金異種金屬接頭的透射電鏡試樣，研究結果表明A508與52M之間的界面有2種類型：Ⅰ型界面，A508與52M由熔合線分開，熔合線兩側分別為體心立方A508鋼和面心立方52M鎳基合金；Ⅱ型界面，A508與52M之間存在寬度約為1.5 mm的馬氏體區(qū)，該馬氏體區(qū)具有體心立方結構，而馬氏體區(qū)在形貌上與52M鎳基合金相似，難以分辨；相對于Ⅰ型界面，Ⅱ型界面更寬，元素過渡更平緩；馬氏體區(qū)的耐腐蝕性能介于A508低合金鐵素體鋼和52M鎳基合金之間。

目前，關于9%～12%Cr耐熱鋼/鎳基合金異種金屬界面組織形態(tài)及力學性能研究的文獻報道較少。文中以超-超臨界發(fā)電機組用10%Cr耐熱鋼/ENiCrFe-1鎳基焊縫焊接接頭為研究對象，對界面的微觀組織及其在交變拉-壓應力狀態(tài)下的高溫疲勞性能進行了試驗和研究。

1 試驗材料與方法

試驗用母材為12Cr10Co3W2MoNiVNbNB耐熱鋼鍛件，其熱處理工藝為淬火+高溫回火。該材料在T92耐熱鋼的基礎上添加了Co，Cr，W，N等元素，并優(yōu)化C，Nb，V等元素配比，在進一步提高高溫蠕變強度的同時，抑制了鐵素體的產生，改善鋼的韌性，屬于第四代新型9%～12%Cr耐熱鋼[9-10]。由于該材料尚未進行牌號命名，其Cr質量分數(shù)約10%，下文簡稱為“10%Cr耐熱鋼”，焊接材料選用美國原裝進口ENiCrFe-1鎳基合金焊條，采用焊條電弧焊進行焊接，母材與焊材的元素成分見表1。疲勞試樣按照標準ISO 12106：2003《金屬材料疲勞試驗軸向應變控制法》制備，試樣尺寸如圖1所示。

表1 母材與焊材元素成分(質量分數(shù)，%)

圖1 疲勞試樣示意圖

高溫疲勞試驗采用Instron 8862高溫軸向拉-壓疲勞試驗機。采用應變控制方式，波形為三角波， 應變比為-1，應變幅0.8%，應變速率為4×10-3s-1，試驗溫度為650 ℃。采用德國ZEISS-MERLIN場發(fā)射掃描電鏡進行焊接接頭組織觀察，借助掃描電鏡附件EDS能譜儀對界面及兩側的元素成分進行線掃描，以分析界面的元素過渡情況；采用能譜儀對疲勞斷口的裂紋啟裂源進行元素分析。

2 試驗結果與分析

2.1 接頭宏觀形貌

圖2是經過金相腐蝕之后的 10%Cr 耐熱鋼/ENiCrFe-1鎳基焊縫接頭宏觀形貌。該雙 U 形焊接接頭高度約為70 mm，焊縫最寬處約為40 mm；中間雙U形區(qū)域為多層多道ENiCrFe-1鎳基焊縫，焊縫兩側為10%Cr耐熱鋼。由于10%Cr耐熱鋼和ENiCrFe-1鎳基焊縫耐金相腐蝕性能之間的差異，導致在二者的連接處出現(xiàn)一條明顯的界限。考慮到二者的連接處實際上是二維的平面而不是一維的界線，下文中將其統(tǒng)稱為“界面”。

圖2 焊接接頭宏觀形貌

2.2 界面微觀組織及元素分析

2.2.1非聯(lián)生共晶

圖3是經過金相腐蝕之后，10%Cr耐熱鋼/ ENiCrFe-1鎳基焊接接頭以界面為中心的背散射掃描電鏡形貌。可以看出，界面兩側晶粒形態(tài)差異較大，10%Cr 耐熱鋼含有馬氏體板條等亞晶結構，表面較為粗糙；ENiCrFe-1鎳基焊縫表面光潔，無亞晶結構，在晶界及晶內可見少許尺寸較大的析出相。值得注意的是，盡管界面兩側晶粒形態(tài)差異較大，但是界面兩側的晶界穿越界面連接成一體。當焊縫金屬與基體金屬成分和晶體結構不同時，在凝固溫度下焊縫金屬的形核就會出現(xiàn)在熔池邊界處的基體金屬上的非均質區(qū)域，熔池邊界處的基體金屬與焊縫金屬的晶體取向關系是隨機的。焊縫金屬與它所接觸基體金屬的取向可能保持一致，也可能不一致。因此，焊縫金屬的晶粒取向可以在一定的原子層與母材中特定的原子層取向相平行。在這種情況下，聯(lián)生結晶的生長方式不能進行。文中，10%Cr耐熱鋼和ENiCrFe-1鎳基焊縫的元素成分及晶體結構均不相同，因此，二者之間以非聯(lián)生結晶的方式結合在一起。

圖3 界面掃描電鏡形貌

2.2.2元素成分過渡及微觀組織轉變

由于10%Cr耐熱鋼與ENiCrFe-1鎳基焊縫的微觀組織和元素成分存在較大差異，需對界面的微觀組織及元素成分轉變情況做進一步的研究，結果如圖4所示。由圖4a可以看出，10%Cr耐熱鋼和 ENiCrFe-1 鎳基焊縫之間的界面實際上是寬度約為 11 μm 的元素成分過渡區(qū)，在這11 μm狹窄的區(qū)間范圍內，F(xiàn)e元素質量分數(shù)由82%快速下降至20%，Ni元素含量由0.3%快速升高至60%，清晰地呈現(xiàn)了元素成分由Fe基10%Cr耐熱鋼向ENiCrFe-1鎳基焊縫的過渡。此外，由圖4b和圖4c界面微觀組織的局部放大圖可以看出，根據(jù)組織形貌的不同，界面可以分為2個區(qū)域：界面靠近10%Cr耐熱鋼一側寬度約6 μm的區(qū)域是定向排列的層狀馬氏體特征區(qū)；而界面靠近ENiCrFe-1鎳基焊縫一側約5 μm區(qū)間范圍是沒有任何亞晶結構的奧氏體特征區(qū)。

圖4 界面的元素成分過渡及微觀組織轉變

2.2.3界面高溫疲勞性能

圖5展示的是10%Cr耐熱鋼/ENiCrFe-1鎳基合金焊接接頭，在650 ℃、應變幅為0.8%試驗條件下的高溫疲勞斷裂位置形貌。由圖5a試樣宏觀斷裂位置可以看出，在 650 ℃交變拉-壓應力狀態(tài)下，試樣高溫疲勞斷裂于10%Cr耐熱鋼/ENiCrFe-1 鎳基焊縫界面附近。由圖4研究結果已經得知，界面區(qū)域狹窄，因此，有必要對焊接接頭在高溫疲勞狀態(tài)下是否斷裂在界面進行進一步確認。為此，對疲勞試樣斷口的裂紋啟裂區(qū)進行了元素成分分析，如圖5b所示。圖中黃色虛線邊框表示的是元素成分掃描位置，其結果見表2?？梢钥闯?，該試樣斷口的疲勞裂紋啟裂區(qū)富含F(xiàn)e，Ni兩種主要元素。由表1已經得知，10%Cr耐熱鋼僅富含 Fe一種主要元素，ENiCrFe-1鎳基焊縫僅富含Ni一種主要元素，只有10%Cr耐熱鋼/ENiCrFe-1鎳基焊縫的界面區(qū)域富含同時富含F(xiàn)e，Ni兩種主要元素。由此可以確定，在650 ℃高溫條件下，10%Cr耐熱鋼/ENiCrFe-1鎳基焊縫界面發(fā)生了高溫疲勞斷裂。將圖5b疲勞斷裂位置與圖4a界面的元素成分對比可以發(fā)現(xiàn)，在高溫疲勞狀態(tài)下焊接接頭疲勞斷裂于界面馬氏體特征區(qū)與奧氏體特征區(qū)的交匯處。這可能是由于微觀組織的不同，界面馬氏體區(qū)與奧氏體區(qū)交界處在高溫下產生了熱應力集中，誘發(fā)疲勞裂紋的萌生，從而導致了界面的高溫疲勞斷裂。

圖5 界面的成分過渡及微觀組織轉變

表2 圖5b中界面的成分掃描結果

3 結論

(1)10%Cr耐熱鋼/鎳基焊縫接頭界面寬度約為 11 μm。在這11 μm狹窄的區(qū)間范圍內，F(xiàn)e元素質量分數(shù)由82%快速下降至20%，Ni元素含量由0.3%快速升高至60%；微觀組織由馬氏體特征轉變?yōu)閵W氏體特征。

(2)在高溫交變應力作用下，10%Cr耐熱鋼/鎳基焊縫接頭疲勞斷裂于界面馬氏體特征區(qū)與奧氏體特征區(qū)的交匯處。