镍基高温合金Inconel 740H焊接凝固过程元素偏析行为和组织演变研究

2020-07-29赵双群王延峰

发电设备 2020年4期

赵双群，李强，符锐，王延峰

(上海发电设备成套设计研究院有限责任公司，上海 200240)

燃煤电站机组蒸汽压力和温度的提高对提高机组效率和降低CO2、SOx、NOx以及粉尘等的排放量，具有积极意义。21世纪开始，我国电站蒸汽参数已由亚临界为主，稳步过渡到以超临界和超超临界为主。近年来我国新增燃煤机组的参数级别均为超超临界，为节能减排做出了显著的贡献。在这一进程中，700 ℃先进超超临界机组的研发也在如火如荼地进行中。欧盟、美国、日本和中国都先后启动了700 ℃先进超超临界机组的研发计划[1-4]。关键高温部件材料的研发是各国研发计划的重中之重，这其中就包括了锅炉高温段过热器和再热器管材的选择和研发[5]。由于现有电力、航空和石化行业所用的耐高温、耐腐蚀材料(包括新型奥氏体钢[6]和镍基合金)不能满足700 ℃先进超超临界机组锅炉对强度和耐高温腐蚀的要求，美国最先研发了镍基高温合金Inconel 740H[7]，并利用了新研发的燃气轮机材料Haynes 282合金[8]。经初步试验验证，两种合金可以满足锅炉过热器和再热器管材的基本要求。我国在实施700 ℃先进超超临界机组研发计划时，也将锅炉过热器和再热器管用高温材料的研发作为研发的重点之一。笔者针对这一需求，研发了一种适用于700 ℃超超临界锅炉高温段过热器、再热器管，具有我国自主知识产权的新型镍基高温合金GH750，结果表明其可以满足锅炉过热器和再热器管用材料对高温长期持久强度和耐腐蚀性能的要求[9]。

高温合金类材料的合金化程度高，成分组成中含有较多的固溶强化和析出强化元素，如Mo、W、Nb、Ti和Al等，铸态组织中不可避免会存在合金元素的偏析，因此对合金中起强化作用的元素的偏析需要特别关注。镍基合金管作为过热器管使用时必须通过焊接进行连接，焊缝组织也为铸态组织，焊缝的组织和性能变化是镍基合金管在实际应用时需要重视的问题之一。笔者选择Inconel 740H作为GH750管材的焊接材料，通过焊接试验研究了Inconel 740H焊材的焊接凝固行为和焊缝金属在高温时的组织变化，为GH750过热器管的焊接应用，如焊材选择和焊接工艺参数的选择，以及焊接过程的控制等提供参考。

1 试验材料和试验方法

试验用Inconel 740H焊丝和GH750管材的化学成分见表1。

表1 Inconel 740H焊丝和GH750管材的化学成分 %

采用手工氩弧焊方法进行焊接，焊接保护气氛为体积分数为75%的Ar+体积分数为25%的He(简称75%Ar+25%He)。焊接前GH750过热器管的热处理状态为固溶处理态，焊接后对焊接接头的热处理制度为800 ℃时效4 h。

对进行焊后热处理前后的焊接接头切取小试样并研磨和抛光后，利用显微硬度计测试了横跨整个焊接接头的硬度分布；利用扫描电镜和能谱仪对进行了焊后热处理的焊接接头的显微组织和元素分布情况进行分析；进一步对焊接接头在760 ℃和800 ℃时效3 000 h后的组织变化进行研究。利用热力学计算软件Thermo-calc模拟研究了Inconel 740H合金的平衡组织和焊接凝固时的元素偏析状况。

2 结果和讨论

2.1 Inconel 740H合金平衡相

图1是Inconel 740H合金平衡态相组成的热力学计算结果。

由图1可以看出：Inconel 740H合金中的析出相有γ’相、σ相和η相，以及碳化物MC和M23C6。γ’相的稳定温度在968 ℃以下，σ相在695 ℃以下形成，η相在863～1 061 ℃析出。Inconel 740H合金在700～850 ℃的可能应用范围内，组织稳定性预期良好，合金只有γ’相析出，析出质量分数为15%～20%。热力学计算也显示γ’相的组成为Ni3(Nb,Ti,Al)型，η相的组成为Ni3(Ti，Nb)型，碳化物的组成分别为(Nb,Ti)C和Cr23C6型。合金中Nb、Ti和Al的含量对析出相的析出行为影响显著。

图1 Inconel 740H合金热力学平衡态相图

2.2 焊接接头硬度

图2是GH750管焊接接头焊后硬度分布结果，固溶态GH750母材的硬度为210HV0.2左右，热影响区和熔敷金属区域的硬度明显高于母材，且以热影响区的硬度最高，达320HV0.2。

图2 GH750管固溶态焊接后焊缝区硬度分布

因焊接过程中Inconel 740H熔敷金属温度高，使得Inconel 740H熔敷金属和两侧GH750管的热影响区受到加热效应影响，析出了微量的γ’相，故焊缝区的硬度高于母材。另外，仔细分析观察也发现，热影响区没有出现粗晶粒区域，这可能与GH750母材的本身的晶粒控制有关，母材实际平均晶粒度级别为3.5级，焊缝热量尚不足以使其发生晶粒长大而形成明显的粗晶。

图3是焊接接头在800 ℃时效4 h后的硬度分布曲线。

图3 GH750管固溶态焊接+时效后焊缝区硬度分布

经时效后，母材析出强化效果明显，硬度升高，熔敷金属和热影响区的硬度也有升高。焊缝区域因组织均匀性差而硬度波动稍大。总体上，母材、热影响区和熔敷金属区的硬度均在330HV0.2～350HV0.2，差别不大。

2.3 焊缝组织及偏析

Inconel 740H熔敷金属的显微组织见图4。

图4 Inconel 740H焊缝凝固组织和枝晶干与枝晶间元素分布

由图4可以看出：凝固枝晶组织特征非常明显，在枝晶间分布着白色颗粒状的MC型碳化物和非常微小的γ’相；Inconel 740H凝固组织的偏析主要是Ti和Nb元素在枝晶间的偏析和Ni、Co基体元素在枝晶间的贫化。

图5是能谱仪分析焊缝边缘区域的元素面分布结果。

图5 Inconel 740H焊缝金属元素偏析分布

由图5可以看出：凝固组织中强化元素Ti、Nb等的偏析情况，以及母材和焊材中的基体元素Ni、Co和Cr的区别。特别指出的是，在利用能谱仪进行元素分析时，因Nb元素和Mo元素二者的能谱峰比较接近而重叠，很难准确将二者的分布和含量确定，故面分布图中Nb元素在枝晶间的偏析现象不突出。

2.4 焊缝凝固过程热力学模拟

利用热力学软件Thermo-calc中的Scheil凝固模型计算了Inconel 740H合金凝固过程中元素的偏析结果。图6为得到的液相物质的量和液相中成分变化之间的规律。

图6 Inconel 740H焊缝金属凝固过程元素变化

合金凝固过程一般较快，热力学模拟时通常假定液相中溶质可以充分扩散，而固相中原子无扩散。在Inconel 740H的成分组成中，凝固过程中Nb、Ti元素质量分数随液相物质的量的减少呈现增加趋势，是所谓的“正偏析”元素；Cr、Co等基体元素的质量分数随液相物质的量的减少而呈减少趋势，即Nb、Ti等溶质元素从溶剂中析出，最终偏析于液相最后凝固区域枝晶间，Cr、Co等元素则偏析于先凝固的组织枝晶干。Nb元素质量分数在液相物质的量约7%、Ti元素质量分数在液相物质的量约13%时的曲线变化是由于在凝固过程中，MC型碳化物在液相中已开始析出所致。Al元素凝固过程中在液相中变化一直很微小，仅在接近凝固终了时在液相中有微小的偏析。另外，计算结果也显示，Mo元素也在枝晶间偏析，因其在合金中的含量少，故未在图中画出。

利用Inconel 740H凝固组织枝晶干和枝晶间元素含量的能谱仪统计分析结果，计算了强化元素Nb、Ti偏析处枝晶间组织的平衡态相组成(见图7)。由图7可以看出：γ’相稳定温度在940 ℃以下，η相在1 165 ℃以下形成。平衡态时η相析出温度范围和含量比图1所得到的结果都有明显提高，这是由于Nb、Ti元素在枝晶间偏析的结果。同时，由于Nb、Ti在枝晶间的偏析和γ’+η相质量分数的增加，使得基体中Cr、Co和Mo等元素的质量分数相对增加，导致了σ相的析出温度也相应提高。

图7 Inconel 740H焊缝枝晶间平衡态相

2.5 焊缝显微组织变化

图8和图9分别是焊缝Inconel 740H熔敷金属在760 ℃和800 ℃时效3 000 h后的显微组织。析出相相对聚集的区域和出现块状或条状析出相的晶界区域对应于图4中的浅色区域。由于高温下长时间的时效，γ’相在凝固组织枝晶间形成了明显的富集现象，与枝晶干区域稀疏分布的γ’相颗粒分布形成了鲜明的对比。同时，在凝固组织的晶界处，发现不仅有γ’相颗粒明显聚集，也有少量的较大块状和条状的第二相形成。能谱仪成分分析结果显示，这些相富含Nb、Ti元素，为η相。这些结果与图6和图7热力学计算得到的结果相一致，即凝固过程中Nb、Ti等元素在枝晶间偏析，局部处于热力学平衡态会形成数量较多的γ’相，并有η相析出相。随着时效时间的延长，在强化元素偏析的枝晶间处，会有较多的η相形成。正常情况下，Inconel 740H合金在760 ℃和800 ℃长期时效和蠕变过程中未发现有η相形成[10]。