T92/Super304H异种钢焊接接头的组织结构和力学性能

张 祺，王家庆，陈国宏，刘俊建，化 建，余新海，张 涛，张建华，汤文明

(1. 合肥工业大学 材料科学与工程学院，合肥 230009；2. 安徽省电力科学研究院，合肥 230601；3. 合肥津利能源科技发展有限公司，合肥 230601)

国内外火力发电厂为了减少 NOx、SOx和CO2等有毒、有害气体的排放，节约能源以及提高热效率，建设大容量超(超)临界机组是必然的趋势。我国将超(超)临界机组主要工作参数设定为蒸汽压大于 25 MPa，蒸汽温度高于580 ℃[1]，因此，对超(超)临界机组电站锅炉用金属材料也提出了更高的要求。以T92、Super304H为代表的新型马氏体、奥氏体耐热钢是建设超(超)临界机组过热器、再热器的主要管材。T92钢是在T91钢的基础上，用W部分取代Mo而得到的新型Cr-Mo低合金耐热钢，具有更高的许用应力、高温强度和蠕变强度[2]。Super304H钢是在TP304钢的基础上发展起来的，其中较高的Cr和Ni含量保证了基体单向奥氏体组织状态，并具有良好的抗氧化性能，同时，通过添加3% 的Cu及少量的Nb和N，析出纳米级富铜相、MX以及M23C6碳化物相以进一步提高其高温强度[3]。

在超(超)临界机组(USC)建设中，T92、Super304H同种钢、异种钢焊接不可避免。目前，国内外已开展了较多的关于 T92、Super304H同种钢焊接的研究工作[4-7]，研究集中在接头的蠕变及疲劳失效机制以及接头的运行可靠性方面[8-10]。但有关 T92/Super304H异种钢焊接的研究非常少，既制约了电站机组异种钢焊接技术的发展，又给电站金属监督及安全管理工作带来不便。本文作者针对 USC建设常用的 T92、Super304H新型马氏体、奥氏体耐热钢管材，选用ERNiCr-3和ERNiCrMo-3两种镍基焊丝，采用GTAW技术，实施T92/Super304H异种钢的焊接。通过开展焊接接头的显微组织结构、接头熔合区成分分布和接头的力学性能等的研究，比较两种焊丝焊接接头的差异，为制定合理的T92/Super304H异种钢焊接工艺提供重要的数据支持。

1 实验

实验选用规格为d45 mm×11 mm的 T92和Super304H钢管。焊接材料选用规格为直径2.4 mm的ERNiCr-3和ERNiCrMo-3两种型号的镍基焊丝。母材及焊材的化学成分见表1，T92、Super304H钢的常温力学性能见表2[11-12]。

T92和Super304H钢的异种钢焊接采用ERNiCr-3和ERNiCrMo-3两种镍基焊丝焊接，GTAW多层多道焊接工艺，工艺参数见表3。

焊接接头经外观检查和X射线无损检验合格后，按SD340—89《火力发电厂锅炉、压力容器焊接工艺评定规程》的规定切取试样。采用5 mm×10 mm× 120 mm带头非标试样，按GB/T 2651—89焊接接头拉伸试验方法，在 CMT5105型微机控制电子万能试验机上进行拉伸试验；采用5 mm×10 mm×55 mm夏比缺口非标试样，焊缝、热影响区中缺口位置均符合GB/T 2650—2008焊接接头冲击试验方法的要求，接头的室温冲击试验在JB300C冲击试验机上进行；用HMV-2型硬度计测定熔合线两侧的维氏硬度分布；接头经研磨、抛光后，再用Nital试剂(T92侧接头)、Marble试剂(Super304H 侧接头)、王水(焊缝金属)腐蚀，采用JSM-6490扫描电镜(SEM)观察接头的显微组织结构特征，INCA能谱仪测量接头熔合线附近的元素成分分布(EDS)；SEM观察接头的断口形貌。

表1 焊材及母材的化学成分Table 1 Chemical compositions of welding wires and base metals (mass fraction, %)

表2 T92和Super304H钢的常温力学性能[11-12]Table 2 Mechanical properties of T92 and Super304H steels at room temperature[11-12]

表3 焊接工艺参数Table 3 Procedure for welded joints

2 结果与讨论

2.1 T92/Super304H异种钢焊接接头的PWHT态组织

ERNiCr-3焊接的T92/Super304H接头的T92侧HAZ及母材的组织结构如图 1(a)和(b)所示。T92侧HAZ大致可分为过热区、粗晶区和细晶区。在过热区中形成了块状δ铁素体相，这种大块状δ铁素体的形成对接头的力学性能，特别是高温力学性能，将产生不利影响[13-14]；焊缝前沿的 HAZ在焊接过程中发生了完全奥氏体化(T92钢的奥氏体化温度为 1 040～1 080 ℃[15])，且奥氏体(γ)晶粒长大，形成粗晶区。粗晶区中回火马氏体(M)分解，板条状形态消失，在原M板条间析出细小的碳化物颗粒，同时大量的M23C6型碳化物及MX型化合物颗粒从基体中析出，并弥散分布于晶内，起到了弥散强化的作用[16](见图 1(a))。在远离焊缝的 HAZ中，焊接过程的热效应使得原γ晶粒中的M板条发生回火分解，形成了细小的索氏体组织，为细晶区(见图1(b))。Super304H侧的显微组织结构如图1(c)和(d)所示。焊缝与过热区之间有3～5 μm厚的熔合区，Super304H侧HAZ晶粒长大明显，晶粒尺寸为10～20 μm(见图1(c))，细晶区中晶内及晶界处析出细小而弥散的第二相颗粒，晶界明显宽化，晶界析出相呈半连续状分布[17](见图1(d))。焊缝组织为奥氏体铸态组织，呈胞状结构，晶粒粗大(见图1(e))。在胞状组织的枝间位置有冶金夹杂物和析出相，同时，胞状组织间结合较脆弱，甚至产生了晶界微裂纹(图1(e)中箭头所示)。

图1 T92/Super304H异种钢焊接接头PWHT态组织(ERNiCr-3焊丝)Fig. 1 Microstructures of T92/Super304H dissimilar steel weld joint (ERNiCr-3 weld,PWHT): (a), (b) T92 side HAZ; (c), (d)Super304H side HAZ; (e) Welding seam

ERNiCrMo-3焊接的T92/Super304H接头的焊缝和T92侧HAZ界面清晰，HAZ同样由过热区、粗晶区及细晶区构成(见图 2(a)和(b))。过热区中δ相的形成、长大促使碳化物等析出相在焊缝与过热区界面富集；粗晶区中原奥氏体晶界清晰可见，晶界析出相较多，晶内碳化物较少，且碳化物沿M板条间界分布的特征已不明显；细晶区晶粒尺寸小，大多在5 μm以下，晶界内大量析出相颗粒均匀弥散分布，起到弥散强化作用(见图2(b))。Super304H侧HAZ中的γ晶粒长大明显，为20～40 μm；晶内及晶界析出相的尺寸较大，且分布均匀；HAZ及焊缝间存在约10 μm的熔合区(见图2(c))。Super304H侧HAZ的细晶区晶粒细小，晶内与晶界分布着大量细小的第二相颗粒(见图2(d))[18]。此外，经EDS分析，图2(c)和(d)中箭头所示的块状物可能为固溶处理过程中未溶于基体的NbC(见图2(e))。焊缝组织致密，呈典型的柱状晶特征，尺寸分布均匀，同一个焊层内的树枝晶枝干的位向较为一致(见图2(f))。

2.2 T92/Super304H异种钢焊接接头的力学性能

2.2.1 拉伸力学性能

表4所列为T92/Super304H异种钢焊接接头室温拉伸性能。由表4可见，ERNiCr-3焊接接头的断裂位置为焊缝，焊缝金属的强度低于两侧母材的强度，为整个接头的薄弱点；相反，ERNiCrMo-3焊接接头的断裂位置在Super304H母材，焊缝金属的强度相对较高。ERNiCrMo-3焊接接头的强度和塑性指标也都优于ERNiCr-3焊接接头的。

图2 T92/Super304H异种钢焊接接头的焊后热处理态组织(ERNiCrMo-3焊丝)Fig. 2 Microstructures of T92/Super304H dissimilar steel weld joint (ERNiCrMo-3 weld, PWHT): (a), (b) HAZ in T92 side; (c), (d)HAZ in Super304H side; (e) EDS spectrum of large particle in Fig. 2(c); (f) Welding seam

表4 T92/Super304H异种钢焊接接头室温拉伸性能Table 4 Tensile properties of T92/Super304H joints at room temperature

图3 T92/Super304H异种钢焊接接头拉伸断口SEM像Fig. 3 SEM tensile fractographs of T92/Super304H dissimilar steel weld joints: (a), (b) ERNiCr-3 weld; (c), (d) ERNiCrMo-3 weld

ERNiCr-3焊接的T92/Super304H异种钢接头拉伸断裂发生于焊缝，其断口特征如图3(a)和(b)所示。该断口呈典型的韧性断口特征：枝间断口具细密的韧窝结构，韧窝底部有小的颗粒；而枝干呈撕裂状，塑性良好。ERNiCrMo-3焊接接头拉伸断裂发生于Super304H母材一侧，因此，该拉伸断口反映出Super304H的断口特征。整个断面由纤维区、放射区及剪切唇3个部分构成(见图3(c))。不论是纤维区还是放射区，其微观断口均呈韧窝聚集断裂特征，韧窝大小不一，大韧窝底部明显有较大的析出相颗粒存在(见图 3(d)中箭头所示)；另外，由图 3(d)还可见沿Super304H钢奥氏体晶界扩展的二次裂纹。

2.2.2 冲击性能

表5所列为T92/Super304H异种钢焊接接头室温冲击韧性。由表5可见，ERNiCrMo-3 焊接的接头各个区域，特别是焊缝两侧的HAZ的冲击韧性(aK)都较ERNiCr-3焊接接头的低。这是因为采用ERNiCrMo-3焊丝焊接时，焊缝的热输入较高，促进了 T92及Super304H侧HAZ中基体晶粒的长大及碳化物等第二相的析出长大，增加了对基体的割裂作用，导致其冲击韧性降低。但不论采用哪种焊丝，T92/Super304H异种钢焊接接头的冲击韧性均大于 DL/T 868—2004《焊接工艺评定规程》中对合金钢焊缝冲击韧性不低于27 J/cm2的验收标准。

表5 T92/Super304H异种钢焊接接头室温冲击韧性Table 5 Impact toughness of T92/Super304H joints at room temperature

由图 4(a)和(b)可见，2种接头焊缝冲击断口均呈枝干撕裂及枝间韧窝断裂的特征。但 ERNiCr-3焊接接头的焊缝断面上韧窝细密，韧窝底部析出物少，而ERNiCrMo-3焊接接头焊缝断面上韧窝大而浅，韧窝底部密集地分布着大量的析出物。由于 ERNiCrMo-3焊接金属中添加了6.6 %的Mo，导致大量Mo的金属间化合物及其碳化物颗粒的形成，在提高焊缝强度的同时，却也导致了其冲击韧性的降低。

图4 T92/Super304H异种钢焊接接头焊缝冲击断口SEM像Fig. 4 SEM impact fractographs of T92/Super304H dissimilar steel weld joints: (a) ERNiCr-3 weld; (b) ERNiCrMo-3 weld

2.2.3 维氏硬度

图5 T92/Super304H异种钢焊接接头的硬度分布Fig. 5 Vickers hardness values of T92/Super304H dissimilar steel weld joints

图5所示为T92/Super304H异种钢焊接接头的硬度分布。如图5所示，两种焊接接头HAZ的硬度都大于相应母材的硬度，这归因于T92及Super304H侧HAZ的析出强化。由于ERNiCrMo-3焊接金属中Mo的固溶强化及Mo碳化物的析出弥散强化作用，其焊缝的强度、硬度均较 ERNiCr-3焊缝有明显的提高。同时，ERNiCrMo-3焊接接头的Super304H侧HAZ的硬度也较高，这可能与在焊接过程中碳化物的过度析出长大有关，在造成Super304H侧HAZ硬度增加的同时，也导致其强度、冲击韧性的降低。相反地，两种焊接接头T92侧HAZ的硬度相当。

3 结论

1) 采用两种不同焊丝焊接的T92/Super304H异种钢接头，组织结构相差不大。T92侧HAZ由块状δ铁素体和沿原γ晶界分布的碳化物颗粒构成，细晶区为细小的索氏体组织。Super304H侧 HAZ中的γ晶粒长大明显，细晶区中分布着大量的细小的第二相颗粒。ERNiCr-3焊接的焊缝组织呈胞状结构，晶粒粗大，而ERNiCrMo-3焊接的焊缝组织则呈柱状晶特征，同一焊层内树枝晶枝干的位向较为一致。

2) ERNiCr-3焊接接头拉伸断裂发生于焊缝，而ERNiCrMo-3焊接接头拉伸断裂发生于Super304H母材，焊缝强度较高，且塑性指标也优于 ERNiCr-3焊接接头。

3) ERNiCrMo-3焊接接头各微区的冲击韧性都较ERNiCr-3焊接接头的低。两种接头的焊缝冲击断口均呈枝干撕裂及枝间韧窝聚集断裂特征。

4) 两种焊丝焊接的接头HAZ的硬度都高于相应的母材，归因于T92及Super304H侧HAZ的析出强化。ERNiCrMo-3焊接接头的焊缝及 Super304H侧HAZ的硬度较ERNiCr-3焊接接头的高，而两种焊接接头T92侧HAZ的硬度相当。

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