固溶处理对304H焊接接头高温蠕变疲劳性能的影响

2019-05-13

压力容器 2019年3期

(1.西安航空职业技术学院，西安 710089；2.洛阳船舶材料研究所，河南洛阳 471000)

0 引言

金属波纹管膨胀节常用于核电、石油石化催化裂化装置以及冶金等的高温高压工况中。由于服役环境苛刻(温度650～720 ℃，压力0.2～0.35 MPa)，常采用耐热奥氏体不锈钢材料。但在使用过程中常发生高温低周疲劳引起的奥氏体不锈钢焊接结构件焊缝蠕变疲劳开裂失效问题[1-3]，因此,有必要研究其高温高压下蠕变疲劳性能。国内外对于金属母材蠕变、疲劳及蠕变疲劳试验进行了较多的研究[4-9]，但对于奥氏体焊接接头蠕变疲劳性能的研究则比较少。有研究表明，残余应力的存在会导致焊件产生初始蠕变损伤[7]，因此有必要研究焊后热处理对焊接接头蠕变疲劳寿命的影响。

本文通过680 ℃、具有5 min保持时间的相同应力水平下的高温蠕变疲劳试验，探讨焊后固溶处理对304H焊接接头蠕变疲劳性能的影响，为优化焊接工艺提供依据。

1 试验方法

1.1 试验材料

试验材料采用厚度为35 mm的304H奥氏体不锈钢板材作为母材，焊缝填充金属为E308H-16奥氏体不锈钢，其材料的化学成分见表1。使用钨极氩弧焊进行多道焊接，焊接参数见表2，焊接方向为与母材轧制的方向垂直。

表1 304H母材与E308H-16焊缝的化学成分 %

表2 焊接工艺参数

1.2 试样制备

采用厚度35 mm的304H不锈钢试板进行对接焊，坡口采用双面U形，尺寸及焊接道数见图1。焊后垂直于焊缝方向线切割，再机加工至图2所示尺寸要求，保证试样标距段∅10 mm×25 mm，焊缝长度14 mm[10]。

图1 焊接坡口尺寸及焊接道数

图2 试样结构尺寸

1.3 焊后处理

试板对接焊完成后，线切割成2块，一块不进行任何处理，即为焊态；另一块进行固溶处理，固溶处理方法：1 060 ℃保温1.5 h，快速水冷。

1.4 试验条件

蠕变疲劳试验之前，对304H不锈钢焊接接头进行680 ℃高温拉伸试验。高温拉伸试验在300 kN电子万能试验机上进行，根据所得材料的应力-应变曲线，确定304H不锈钢680 ℃时的基本力学性能：弹性模量146 GPa，屈服强度σp0.2=165 MPa，抗拉强度σb=300 MPa。前期进行了最大应力180 MPa蠕变疲劳试验，试验耗时长，成本高。为了减少试验时间，降低费用，本次试验最大应力220 MPa，最小应力0 MPa。采用MTS370-250 kN电液伺服疲劳机，试验温度680 ℃，上下保持时间5 min，进行相同应力水平条件下焊态和固溶态蠕变疲劳试验，加载情况如图3所示。试验加热及保温是通过两只热电偶测量试样标距段的温度进行闭环控制，温度控制精度为±3 ℃。试样数据的记录通过监测程序MTS Flex Test4.0完成，试样按照GB/T 15248—2008《金属材料轴向等幅低循环疲劳试验方法》[11]，采用螺纹夹持，在加热时先夹持试样一端，待达到预定温度且稳定后，再夹持另一端，以免由于热膨胀使试样受压缩应力过大而报废。

1-加载起始点；2-保载起始点；3-保载终止点；

2 试验结果及分析

试验结果见表3。可以看出，在试验温度、应力加载水平相同的条件下，蠕变疲劳断裂位置都发生在焊缝，但焊后固溶处理使失效寿命显著增加，固溶处理后的失效寿命约为焊态失效寿命的1.6倍。

使用Quanta650FEG场发射扫描电子显微镜(温度21 ℃，湿度30%)，对680 ℃两种状态下的304H焊接接头蠕变疲劳后的断口形貌进行扫描。焊态断口低倍形貌见图4(a)，(b)。可以看出，断口心部有较大的孔洞，断口外表面有明显的疲劳辉纹，断口心部为纤维区，外部为剪切唇区，裂纹是从心部产生、向外表面扩展、最后断裂，整个断口成杯锥状。

表3 不同状态304H不锈钢蠕变疲劳试验结果

(a)微观形貌 25×

(b)微观形貌(疲劳辉纹) 200×

(c)微观形貌(心部韧窝) 2 000×

图4 焊态断口微观扫描图

焊态断口高倍形貌见图4(c)。可以看出，断口成穿晶韧窝断裂特征，没有明显的蠕变沿晶断裂，同时表面有大量氧化物。

综上所述，蠕变疲劳断口表面不均匀地分布着大小不一的韧窝，部分区域还有韧窝连接的孔洞，由于在蠕变-疲劳载荷作用下，循环载荷作用在晶界间产生较为复杂的应力，造成孔洞成核及聚合程度加强，导致这些孔洞较深，且孔壁比较完整；随着循环周次的增加，这些孔洞会进一步聚合，使有效承载面积减小，进而发生延性断裂。有个别韧窝底部发现脱落的颗粒物(见图4(c))，文献[12]已对这种现象作出解释：晶界上的缺陷及夹杂物较易诱发蠕变孔洞和韧窝的形核，当蠕变孔洞长大后，夹杂物与基体的结合强度减弱，由于疲劳载荷在晶粒间反复搓动作用下，最终导致其与基体脱离。

(a)宏观形貌 25×

(b)结晶区 2 000×

(c)纤维状区 500×

(d)纤维状区 2 000×

固溶态断口低倍形貌见图5(a)，断口的左半部分主要呈结晶状，具有金属光泽，且有明显的结晶颗粒，断面平齐，呈银灰色，约占总面积的1/3；断口右半部分主要呈纤维状，由扩展纹理可以看出(箭头所示)，裂纹沿结晶区向纤维区扩展断裂。固溶态结晶区断口高倍形貌见图5(b)，主要呈现沿晶断裂特征；晶界有大量氧化物存在，同时晶界处有明显的二次裂纹；由扩展纹理可以看出，裂纹沿纤维区向结晶区扩展断裂。固溶态纤维区断口高倍形貌见图5(c)，(d)，主要呈穿晶韧窝断裂特征，断口表面基本被韧窝覆盖，且韧窝尺寸较焊态断口韧窝尺寸明显变小且分布也较均匀，这表明经固溶处理后，试样具有较高的韧性，蠕变疲劳过程中微裂纹的形核量也少；虽没有典型蠕变沿晶韧窝断裂，但有沿晶断裂的趋势。

焊态断口的金相分析及透射电镜分析结果见图6。可以看出，晶界存在较多的析出物(见图6(a))，同时,由于晶粒发生沿轴向拉长变形而导致相变出现条状马氏体(见图6(b))，由能谱分析可知,该析出物的成分为铁铬的脆性化合物(见图6(c))。

(a)析出相

(b)断口附近 500×

(c)断口能谱分析

固溶态断口的金相分析及透射电镜分析结果如图7所示。可以看出，裂纹也起源于与轴线成45°的外表面(见图7(a))，对应图5(c)可知，裂纹沿纤维区向结晶区扩展断裂，晶界及晶内弥散有较多的析出物(见图7(b)，(c))，裂纹沿晶界扩展开裂，最终导致断裂。同时，由于变形导致相变而产生条状马氏体(见图7(d))，由透射、能谱分析可知，该析出物的成分为碳化铬的化合物(见图7(e))。

焊态和固溶态均有碳化铬析出。对比焊态与固溶态能谱分析可以看出，焊后固溶处理使Cr的原子百分比含量从55.26%降到38.74%，而Cr是形成脆性相碳化铬的主要元素。固溶处理使焊缝组织中的碳化铬溶解到奥氏体中，高温下延迟了碳化铬在晶界上的形成和聚集。由蠕变断裂理论可知，晶界滑移是蠕变变形的主要机制，固溶处理后，晶粒粗大(见图8)，导致可参与滑移的晶界减少，高温蠕变强度提高，这是导致固溶处理试样蠕变疲劳寿命提高的主要原因。