焊后熱處理對T92/HR3C異種鋼接頭組織和力學性能的影響

靳 達, 王智春, 韓哲文, 于井會, 王啟冰, 康 舉

(1. 國能(天津)大港發電廠有限公司, 天津 300272;2. 華北電力科學研究院有限責任公司, 北京 100045;3. 北京石油化工學院 機械工程學院, 北京 102617)

近些年,包括中國在內的很多國家都在加快建設更高參數的超超臨界(Ultra-supercritical, USC)火力發電機組,其目的是更大程度地提高燃煤效率[1],這也是我國切實踐行“雙碳”目標的有效措施之一[2]?；鹆Πl電正在向更高參數、更大容量方向發展,機組的蒸汽溫度和壓力不斷提高[3]。然而,這使得傳統的CrMoV等鐵素體鋼已無法滿足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濟性,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成分、組織、力學性能及熱膨脹系數存在較大差異,使得接頭存在較復雜的成分及組織不均勻性[7];加之USC機組長期高溫運行及頻繁調峰,特別是深度調峰運行對金屬部件和DMWJs壽命具有非常不利的影響,會造成受熱面管經歷多次損傷累積,導致DMWJs易發生早期開裂(<105h),如高溫蠕變、高溫疲勞、蠕變疲勞等失效形式,使DMWJs的服役壽命遠低于設計壽命(2×105h)[5, 8-10],對機組的安全運行造成了極大危害,如國內某USC機組在檢修時發現高溫再熱器出口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。

熔焊接頭焊縫區(Weld metal zone, WMZ)為凝固組織,存在偏析現象,且易出現氣孔和裂紋等冶金缺陷;熔合區(Fusion zone, FZ)在化學成分和組織性能方面都存在較大的不均勻性;過熱區晶粒嚴重長大,這些問題都會嚴重影響接頭性能[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性能方面同樣可發揮重要作用[14-15]。因此,本工作采用經前期優化的PWHT工藝對T92/HR3C異種鋼接頭進行焊后熱處理,研究熱處理后接頭的組織和力學性能,為T92/HR3C異種鋼接頭的合理使用提供理論參考,同時為探索防止DMWJs的早期失效問題提供數據積累。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料、焊接工藝及無損檢測

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

表1 母材和焊材的化學成分(質量分數,%)

參考DL/T 752—2010《火力發電廠異種鋼焊接技術規程》,采用手工氬弧焊(TIG)對T92和HR3C異種鋼管進行焊接。坡口形式為單邊32.5°帶鈍邊V形(坡口形貌示意圖見圖1),焊前在150 ℃左右預熱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 ℃,以純氬氣為保護氣體,進行7道次的多層軟規范焊接。

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接頭進行無損檢測,發現焊縫個別位置存在氣孔,但焊縫質量符合DL/T 869—2021《火力發電廠焊接技術規程》中I類焊縫標準,對缺陷位置進行標記,以便后續試驗取樣時避開。

1.2 焊后熱處理工藝

對T92/HR3C異種鋼接頭進行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。經打磨、拋光后,采用不同溶液浸蝕接頭不同區域制備金相試樣:采用鹽酸酒精溶液(20 mL HCl+40 mL C2H5OH+40 mL H2O)浸蝕T92鋼側;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。利用STM7-BSW型光學顯微鏡(OM)觀察接頭各區域的微觀組織。采用Gatan 691型離子拋光系統制備透射電鏡(TEM)試樣,利用FEI Tecnai G2F30型場發射透射電鏡表征接頭各區域晶粒和析出相等微觀形貌,并采用附帶的能譜系統(EDS)對第二相進行成分分析。

1.4 力學性能測試及斷口觀察

采用SHMADZU SEM-Servopulser型伺服脈沖試驗機對T92鋼母材、HR3C鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭試樣分別進行室溫拉伸測試,拉伸速率為0.01 mm/s,試驗過程參考GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》進行。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的小尺寸試樣效應。此外,在拉伸試驗前,對每個接頭試樣再次進行X射線無損檢測(見圖3(b)),以排除含有氣孔等冶金缺陷的試樣。每組拉伸試驗至少測試3個平行試樣。試樣拉斷后的斷口形貌采用Quanta 450 FEG掃描電鏡(SEM)進行觀察。

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

2 試驗結果與分析

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與兩側熱影響區(HAZ)界面分明,WMZ呈現出明顯的多層多道焊形貌,圖5為接頭各區域的顯微組織,對應觀察位置如圖4中a～h區域所示。T92鋼BM組織呈現回火馬氏體結構,晶內馬氏體組織呈板條狀,原奧氏體晶界(PAGBs)清晰可見。由于焊接熱循環和PWHT作用,T92鋼HAZ可分為臨界熱影響區(ICHAZ)、細晶熱影響區(FZHAZ)和粗晶熱影響區(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,該區不完全溶解的碳化物抑制奧氏體晶粒的生長,冷卻后以細小均勻的奧氏體晶粒為主,盡管該區PAGBs的尺寸比BM的明顯減小,但仍能觀察到晶內未回火的板條結構;ICHAZ介于FGHAZ與BM之間,其相變溫度處于Ac1～Ac3之間[16],該區有部分細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域的顯微組織(a)T92鋼母材;(b)T92鋼臨界熱影響區;(c)T92鋼細晶熱影響區;(d)T92鋼側熔合區;(e)焊縫區;(f)HR3C鋼側熔合區;(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,該區由較大的柱狀奧氏體晶和碳化物組成,在凝固晶界內由等間距的一次枝晶臂組成,宏觀表現為枝晶結構。圖5(f)為HR3C鋼側HAZ形貌,靠近熔合邊界的奧氏體晶與鎳基焊縫柱狀晶產生聯生結晶現象[17],形成明顯的FZ,且部分奧氏體晶內存在孿晶結構,這反映了HR3C側HAZ的基體組織具有高熱穩定性。圖5(g)為HR3C奧氏體鋼BM組織,呈現大小均勻的奧氏體等軸晶粒,晶粒度約為7級。

進一步采用TEM對T92/HR3C異種鋼接頭不同區域的微觀結構進行表征,如圖6所示。第二相粒子彌散分布在T92鋼BM晶內馬氏體板條內以及板條晶界(LGBs)周圍(見圖6(a)),這是重要的強化機制之一。經EDS和衍射花樣(見圖6(b))分析,確認該析出相為富Cr的M23C6碳化物。經歷TIG焊接熱循環和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上連續析出的M23C6碳化物,晶內碳化物發生溶解,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線,大部分位錯稀疏地分布在兩側晶內,大量的位錯與附近的第二相發生纏結(見圖6(f))。

圖6 T92/HR3C異種鋼焊接接頭各區的TEM微觀組織(a)T92鋼母材;(b)M23C6的EDS結果和衍射花樣;(c)T92鋼粗晶熱影響區;(d)T92鋼細晶熱影響區;(e)T92鋼臨界熱影響區;(f)焊縫區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

采用伺服脈沖試驗機分別對T92鋼母材、HR3C鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭試樣進行室溫單軸拉伸試驗,試驗結果如圖7所示。圖7(a)為3種試樣的典型應力-位移拉伸曲線,HR3C鋼母材體現出更好的塑性,T92鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭的塑性相當。圖7(b)為3種試樣的抗拉強度(Ultimate tensile strength, UTS)和屈服強度(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,達到DL/T 868—2014《焊接工藝評定規程》標準中要求。

圖7 T92、HR3C鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭的室溫拉伸性能 (a)應力-位移曲線;(b)抗拉強度和屈服強度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

進一步分析圖7(b),可發現T92鋼母材和T92/HR3C異種鋼接頭的UTS相當,而YS高約80 MPa。這是因為異種鋼接頭中鎳基焊縫金屬在拉伸過程中會較快達到屈服,表現為相對低的YS,但在塑性變形階段會出現應變硬化,提高了UTS;而T92鐵素體鋼因具有高位錯密度的板條結構,表現出較高的屈服抗力,但在塑性變形過程中基體組織發生軟化,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的顯微組織。由圖8可見,斷裂路徑沿HR3C鋼側FZ附近的焊縫金屬擴展,斷裂區的鎳基焊縫金屬奧氏體晶清晰可見,因此可判斷T92/HR3C異種鋼接頭拉伸斷裂發生在HR3C鋼側FZ附近的WMZ,這與拉伸性能結果中(見圖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,從顯微組織來看,拉伸前WMZ主要由柱狀奧氏體枝晶構成(見圖5(e)),拉伸后枝晶結構被破壞并在凝固晶界周圍產生塊狀的再結晶晶粒,如圖8(b)所示。Rai等[20]發現,局部應變會誘導鎳基合金再結晶形核,即一旦晶界附近累積的位錯密度達到臨界值,就很可能會觸發動態再結晶機制。顯然,在拉伸條件下,異種鋼接頭在屈服階段和應變強化階段,鎳基焊縫區容易發生再結晶,進而驅動這種變形行為。

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構;進一步放大觀察可看到撕裂棱附近存在大量細小的韌窩(見圖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

上述結果表明,T92/HR3C異種鋼接頭在室溫單軸恒定速率加載時,鎳基焊縫金屬發生了劇烈的塑性變形,最終發生韌性斷裂。結合2.1節的分析結果,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化作用的M23C6碳化物有關:粗大的枝晶組織可降低WMZ的力學性能;較少的強化相減弱了對位錯的阻礙作用,同樣會降低WMZ的力學性能。

3 結論

1) T92/HR3C異種鋼接頭經焊接熱循環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的M23C6碳化物,晶內碳化物溶解;HR3C鋼HAZ組織表現出較高的熱穩定性。

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

3) 接頭室溫抗拉強度為630 MPa,斷裂發生在HR3C鋼側熔合區附近的焊縫,呈現為韌性斷裂。