李敏， 鄧守浩， 劉川槐， 沈利， 潘衛(wèi)國(guó)， 陳云霞

(1.上海電力大學(xué)，上海 201306；2.淮浙煤電有限公司鳳臺(tái)發(fā)電分公司，安徽 淮南 232131；3.上海電機(jī)學(xué)院，上海 201306)

0 前言

在當(dāng)今能源緊缺的情況下，電力行業(yè)向著綠色、高效、節(jié)能、環(huán)保的方向發(fā)展，而國(guó)內(nèi)的煤炭資源豐富，以煤炭為主要燃料的火電行業(yè)也得到了迅速發(fā)展，因此建設(shè)高效率、高參數(shù)和低排放的超超臨界機(jī)組就成為了必然趨勢(shì)[1]。發(fā)展超超臨界機(jī)組的主要途徑是提高機(jī)組的蒸汽和壓力參數(shù)，這就對(duì)火電機(jī)組中使用的異種鋼焊接材料提出了更高的要求。目前國(guó)內(nèi)廣泛應(yīng)用于超超臨界機(jī)組再熱器和換熱器等高溫部件的主要管材有T/P91,T/P92,TP347H,super304,T22,HR3C等[2]。由于T91馬氏體鋼和TP347H奧氏體鋼具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能和耐高溫蒸汽腐蝕性，通常被選作結(jié)合材料[3-5]。馬氏體鋼和奧氏體鋼除了化學(xué)成分存在很大差別外，它們的物理性能，如線膨脹系數(shù)和熱導(dǎo)率等也存在巨大的差異，這就導(dǎo)致了焊接接頭熱應(yīng)力上升，熱裂紋敏感性也會(huì)增加，從而對(duì)接頭的服役性能產(chǎn)生影響[6-8]，因此服役過(guò)程焊接接頭組織變化是研究異種接頭安全運(yùn)行問(wèn)題的基礎(chǔ)。文中以原始態(tài)和服役1×105h的T91/TP347H異種鋼焊接接頭為研究對(duì)象，就服役前后異種鋼焊接接頭的顯微組織開展研究。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為原始態(tài)和服役1×105h的T91/TP347H異種鋼焊接接頭，該焊接接頭服役位置為高溫過(guò)熱器，不受煙氣沖刷影響，服役工況為571 ℃,25.4 MPa。焊接接頭母材為T91鋼和TP347H鋼，焊接材料為ERNiCr-3鎳基焊絲，其化學(xué)成分見表1。

1.2 試驗(yàn)方法

采用LeicaDFC450光學(xué)顯微鏡(OM)和HITACHS-3400N掃描電子顯微鏡(SEM)觀察原始態(tài)和服役1×105h的異種鋼焊接接頭的顯微組織，使用能譜(EDS)分析第二相成分。在觀察顯微組織前，對(duì)焊接接頭試樣進(jìn)行鑲嵌、打磨、拋光，然后采用EP-06型電解拋光腐蝕儀進(jìn)行電解腐蝕，腐蝕液為10%的草酸溶液，電壓為6 V，電流為3 A，T91母材腐蝕時(shí)間為30 s，TP347H母材腐蝕時(shí)間為60 s，焊縫腐蝕時(shí)間為30 s。采用Bruker D8 Advance X射線衍射儀分別對(duì)兩種狀態(tài)焊接接頭的母材、焊縫進(jìn)行物相分析。采用HXD-1000TMC/LCD數(shù)字式顯微硬度計(jì)對(duì)試樣表面進(jìn)行維氏硬度的測(cè)試，試驗(yàn)力和保荷時(shí)間分別為9.8 N和10s，相鄰測(cè)試點(diǎn)的間距為0.5 mm。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 XRD物相分析

圖1分別為T91母材、TP347H母材和焊縫在原始態(tài)和服役1×105h后的XRD圖譜。由圖1a可知，原始態(tài)T91母材相組成主要為α-Fe，還含有少量γ-Fe，M23C6，服役后相比原始態(tài)差別不大。由圖1b可知， 服役1×105h后TP347H母材較原始態(tài)相比M23C6和Nb(C,N)的衍射峰略有增強(qiáng)，這是由于服役過(guò)程中有此碳化物析出和碳化物長(zhǎng)大現(xiàn)象。圖1c為焊縫服役前后的XRD圖譜，主要相均為γ-Fe和α-Fe，服役過(guò)程中同樣存在M23C6，Nb(C,N)的析出和長(zhǎng)大。

圖1 T91/TP347H異種鋼焊接接頭不同區(qū)域XRD圖譜

2.2 顯微組織分析

2.2.1母材服役過(guò)程中組織變化

原始態(tài)及服役1×105h的T91母材的微觀組織如圖2所示。由圖2a、圖2b可見服役前后的焊接接頭T91母材組織均為板條狀回火馬氏體組織，晶粒尺寸大小比較均勻。服役后的T91母材組織略有增大，晶內(nèi)及晶界處未發(fā)現(xiàn)明顯析出物。

圖2 T91/TP347H異種鋼焊接接頭母材

圖2c、圖2d為TP347H母材原始態(tài)及服役1×105h的顯微組織，可以看出2種狀態(tài)的焊接接頭TP347H母材組織均為奧氏體組織，該接頭在高溫高壓狀態(tài)下運(yùn)行時(shí)間較長(zhǎng)，其服役后的奧氏體組織較為粗大。對(duì)析出物(圖3)進(jìn)行多點(diǎn)的EDS分析，見表2，析出物呈棒狀及顆粒狀，晶界及晶內(nèi)均有分布，多邊形細(xì)小析出物富含Nb,Cr等元素，Nb元素與C，N元素的親和力較強(qiáng)，常以Nb(C,N)碳氮化物的形式析出[9]，大粒度的棒狀的組織含有Nb和Cr等元素，結(jié)合XRD分析結(jié)果，棒狀物為M23C6存在于晶體中。

圖3 TP347H母材中析出相SEM圖像

表2 圖3中給出區(qū)域EDS分析(原子分?jǐn)?shù)，%)

2.2.2熱影響區(qū)組織變化

圖4a、圖4b分別為服役前后異種鋼焊接接頭T91側(cè)熱影響區(qū)(HAZ)的微觀組織，可知T91鋼一側(cè)的熱影響區(qū)(HAZ)由粗晶區(qū)(CGHAZ)和細(xì)晶區(qū)(FGHAZ)組成。CGHAZ晶粒在焊接時(shí)受熱影響較大，重新奧氏體化的溫度一般高于Ac3，導(dǎo)致該區(qū)域晶粒發(fā)生完全奧氏體化，之后不斷聚集長(zhǎng)大，最終冷卻形成T91側(cè)的CGHAZ，組織主要為回火馬氏體[10]。FGHAZ區(qū)域組織的晶粒要比CGHAZ組織的晶粒小的多，造成這種現(xiàn)象主要是因?yàn)楹附舆^(guò)程中該微區(qū)所受的熱循環(huán)溫度低于重新奧氏體化的實(shí)際溫度Ac3。服役1×105h焊接接頭的CGHAZ和FGHAZ微觀組織如圖4b所示，可知服役1×105h后，CGHAZ微觀組織發(fā)生了一定程度的鐵素體化，F(xiàn)GHAZ微觀組織較原始態(tài)差別不大。

圖4c、圖4d為原始態(tài)及服役1×105h異種鋼焊接接頭TP347H側(cè)的HAZ組織，均為奧氏體。圖4c中，CGHAZ組織較為粗大，而FGHAZ的組織則相對(duì)細(xì)小，晶粒碎化程度較高，造成這一現(xiàn)象主要是由于焊接時(shí)所受的熱循環(huán)不同導(dǎo)致的。服役后晶粒尺寸更為均勻，無(wú)明顯粗晶細(xì)晶區(qū)別。

圖4 T91/TP347H異種鋼焊接接頭熱影響區(qū)

2.2.3焊縫組織變化

圖5為原始態(tài)及服役1×105h異種鋼焊接接頭微觀組織，由圖5可知焊縫均為奧氏體+鐵素體雙相組織，奧氏體呈樹枝晶形態(tài)，鐵素體沿枝晶間分布。在晶界分布白色析出相(圖6)，對(duì)其進(jìn)行EDS分析，結(jié)果見表3。白色析出相為富含Nb元素的相和M23C6，Nb易與C，N結(jié)合形成Nb(C,N)相，Nb(C,N)硬度高，穩(wěn)定性好，在晶內(nèi)及晶界彌散分布，對(duì)焊接接頭組織的強(qiáng)度和沖擊韌性有利[11-14]。服役后焊縫相較原始態(tài)，焊縫晶粒尺寸有所增加，析出相沿著晶界析出并一定程度粗化，強(qiáng)化效果減弱。

圖5 T91/TP347H異種鋼焊接接頭焊縫SEM圖像

圖6 服役1×105 h 焊縫析出相SEM圖像

2.3 硬度分析

圖7是焊縫原始狀態(tài)及服役1×105h后異種接頭硬度曲線。由圖可知，T91側(cè)熱影響區(qū)硬度最高，而隨著向T91母材過(guò)渡，硬度逐漸下降，焊縫及TP347H母材部位的硬度偏低。由于異種鋼的焊接是在非平衡加熱和冷卻過(guò)程進(jìn)行的，容易在T91側(cè)熱影響區(qū)形成過(guò)飽和的馬氏體組織，其中含過(guò)飽和的碳原子引起晶格畸變，而使馬氏體的硬度和殘余應(yīng)力增大[15-17]，造成T91側(cè)熱影響區(qū)硬度最高。對(duì)比服役前后的焊縫硬度曲線，服役后焊縫硬度升高，主要是由于服役過(guò)程強(qiáng)化相M23C6的析出。

圖7 原始態(tài)及服役1×105 h T91/TP347H異種鋼接頭硬度分布

表3 圖6中給出區(qū)域EDS分析(原子分?jǐn)?shù)，%)

圖8是服役前后焊縫不同位置顯微硬度曲線，未服役焊縫在底層硬度低于中層和上層焊縫組織，主要是熔合比及熱影響循環(huán)的不同，導(dǎo)致打底焊層組織強(qiáng)化顆粒固溶強(qiáng)化及第二相強(qiáng)化作用降低。隨著服役時(shí)間達(dá)到1×105h，第一道焊縫硬度變化不大，通過(guò)對(duì)第1、第2道焊縫熔合線處線掃描結(jié)果(圖9)可知，第一道焊縫較于第二道焊縫Fe元素較高，Ni元素較低，服役后成分仍然存在差異，說(shuō)明硬度趨于平緩的主要原因是由于晶粒增大及強(qiáng)化相粗化后對(duì)焊縫增強(qiáng)效果減弱造成。

圖8 原始態(tài)及服役1×105 h焊縫不同位置顯微硬度曲線

圖9 中層與下層分界處EDS分析

3 結(jié)論

(1)相較于原始態(tài)，服役1×105h的接頭TP347H母材晶粒更為粗大，CGHAZ和FGHAZ的奧氏體組織晶內(nèi)和晶界周圍分布有彌散的碳化物顆粒，F(xiàn)GHAZ晶粒較原始態(tài)明顯增大。原始態(tài)焊接接頭T91側(cè)的CGHAZ晶粒發(fā)生完全奧氏體化，服役1×105h后T91側(cè)CGHAZ組織發(fā)生了一定程度的鐵素體化，F(xiàn)GHAZ組織前后差別不大。焊縫枝晶晶粒的結(jié)晶方向垂直于熔合線朝向焊縫中間。

(2)在服役過(guò)程中，T91母材區(qū)域變化不大，TP347H母材區(qū)域有M23C6，Nb(C,N)的形成，焊縫中也有M23C6和Nb(C,N)的析出。

(3)原始態(tài)和服役1×105h的焊接接頭硬度最高的區(qū)域均為T91側(cè)熱影響區(qū)，最低均為TP347H母材，服役1×105h后焊縫蓋面層與填充層硬度升高，打底層硬度變化不大。