热处理对TP304H/R102异种钢焊接接头组织和性能的影响

2020-12-01白凤臣马文姝于彦东宋海江

焊接 2020年7期

白凤臣，马文姝，于彦东，宋海江

(1.黑龙江职业学院，哈尔滨 150080；2.广州城建职业学院，广州 510925；3.哈尔滨理工大学，哈尔滨 150080)

0 前言

在大容量高参数电站锅炉中，对于壁温超过580 ℃的受热面管件，大都选用蠕变强度和抗氧化性较高的奥氏体铬镍耐热钢(如TP304H，TP347H)；而对工作温度低于580 ℃的管件，从经济角度一般采用铁素体铬钼低合金耐热钢12Cr2MoWVTiB(简称“102钢”或 “R102”)，12Cr1MoV等。这样就形成了奥氏体铬镍钢与铁素体低合金钢组成的异种钢焊接接头，TP304H+ R102异种钢接头就是其中最典型的一种。由于组成接头的这两类钢物理性能差异较大，导致异种钢接头在高温长期运行中发生早期时效破坏现象。探究这一现象产生的机理，业界普遍认为：组成异种钢接头的两种金属因热膨胀系数差异而引起的热应力、材料间因蠕变强度不匹配及复杂应力状态和接头在高温环境下长期运行所发生的碳迁移、碳化物沉淀等是发生上述现象的决定性原因。所以，现在普遍采用热膨胀系数介于铁素体钢和奥氏体钢之间且与C亲和力较差的Ni基焊材(如INCONEL-82焊丝)进行异种钢焊接，以解决接头过早失效问题，取得了较好效果。但在哪个因素对镍基过渡异种钢焊接接头的失效起主导作用，镍基过渡TP304H/R102异种钢焊接接头焊后是否需要热处理问题上，目前尚无一致看法[1]。

文中针对国内某发电厂500 MW发电机组锅炉受热面管系高温段铬镍奥氏体耐热钢与国产铁素体铬钼低合金钢过渡焊接接头早期失效问题，制定了专门的焊后热处理制度和时效处理条件。通过对异种钢接头在焊态和热处理状态下碳迁移扩散、组织与性能变化的比较试验，来分析在选定的填充材料和焊接工艺下，不同热处理制度对接头界面组织及力学性能的影响。

1 试验方法

1.1 焊接材料与焊接工艺

试验采用TP304H+R102母材组合形式，材料规格为φ60 mm×7.5 mm，经稀释率及应力状态比对试验分析，选定70 ° V形坡口(无钝边有1 mm间隙)的对接接头(单面焊双面成形)。为了保证异种钢焊接过程的稳定性, 管的对焊(接长)采用全自动脉冲钨极氩弧焊，固定管对接则采用全位置自动钨极氩弧焊(TIG)，填充材料选用镍基焊丝INCONEL-82。母材及填充材料的化学成分见表1，母材力学性能、供货状态及金相组织见表2。

表1 母材及填充材料化学成分(质量分数，%)

表2 试验钢管的力学性能、供货状态及金相组织

1.2 热处理制度的选择

102钢是多元合金复合强化的热强钢，是通过合金元素固溶及沉淀强化的复合作用来提高钢材高温持久强度的。而焊后热处理能使合金碳化物充分沉淀强化，提高钢材热稳定性。同时，可以通过焊后高温回火改善热影响区的组织，降低R102钢的淬硬倾向。但焊后热处理可能会导致碳从铬钼铁素体低合金钢(R102)侧向铬镍奥氏体耐热钢(TP304H)焊缝金属迁移扩散，引起熔合线附近奥氏体钢内脆性相的转化，降低该区域的韧性。因此，在制定热处理制度时要兼顾到这两个方面的变化。为此，文中选择了770 ℃和740 ℃回火、保温40 min两种不同的热处理规范进行比较试验来分析焊后热处理温度和时间对异种钢接头低合金钢侧合金元素固溶强化、沉淀强化及碳迁移行为的影响，以便确定最佳的热处理制度[2-5]。为了获得更有说服力的数据，还选取了与TP304+R102相近的另一种常用TP347H+R102异种钢接头，并进行了相同热处理制度下力学性能的比较试验。试验接头组合形式及试样状态见表3。

表3 12Cr2MoWVTiB异种钢接头组合形式及试样状态

1.3 异种钢接头的高温时效试验

为了分析热处理后的异种钢接头在高温时效状态下组织和碳迁移情况，模拟了工作环境，对两种热处理(770 ℃和740 ℃回火)后的异种钢接头，在600 ℃温度下分别进行500 h，2 000 h，5 000 h时效试验，通过光学显微镜及扫描电镜观察不同时效状态下接头低合金钢侧熔合线的组织、显微硬度(20 g载荷)及碳迁移变化情况。

从时效处理后的异种钢接头中截取冲击试件，进行冲击韧性试验。试样尺寸为55 mm×10 mm×5 mm，开V形缺口，缺口尖端在低合金钢的熔合线上(实际是熔合线、焊缝、母材的平均值)。

1.4 异种钢接头的高温持久强度试验

对经各种不同热处理的异种钢接头做板状、棒状试验，比较热处理制度对接头持久强度的影响。同时，通过比照运行条件的管爆持久强度试验，对热处理后的异种钢接头的高温持久强度进行比较。

2 试验结果及分析

2.1 异种钢接头的力学性能

焊态及不同热处理制度下异种钢接头常温力学性能试验结果见表4。可以看出，两组异种钢接头，在相同的热处理制度下，其接头试样的抗拉强度、冲击韧性均高于热处理前的指标，且均随着回火温度升高而升高。焊缝正面、背面的弯曲性能良好，所有试样侧弯角度均合格。但在侧弯试样上靠近低合金钢熔合线处出现凸台，这是由于该处组织和成分不均匀，使异种钢接头中靠近低合金钢侧熔合线塑性比焊缝降低所致。

表4 异种钢接头不同热处理制度下的常温力学性能

硬度测试的结果也得出相似的结论。在焊态下，R102与TP304H组成的异种钢接头靠近低合金钢侧过热区硬度可达300 HV以上，对应的ak值有所降低，经740 ℃，770 ℃回火后硬度下降，ak值略有上升。与R102同种钢接头焊态过热区的硬度相比约下降100 HV。其原因在于焊缝金属为镍基合金时，热影响区的组织应力明显降低所致。由此可见，无论接头处于哪种状态(焊态或两种热处理状态)，异种钢接头均具有符合要求的常温力学性能。

2.2 异种钢接头在焊态及回火状态下的组织及碳迁移

对TP304H+R102异种钢接头在各种状态(焊态和热处理状态)下的金相组织进行试验观察，其结果表明：在焊后状态下，异种钢接头R102钢侧热影响区组织为粒状贝氏体，经(740 ℃，770 ℃)回火后组织为回火贝氏体，焊缝组织为胞晶树枝状γ-固溶体+碳化物。常温下无论是焊态还是两种热处理状态，焊缝和低合金钢R102侧熔合线内金相图片均未见碳迁移现象，从扫描电镜能谱分析证明碳迁移很少，增碳、脱碳趋势不明显。TP304H不锈钢侧热影响区组织在各种状态下均为奥氏体+少量铁素体。这说明由于TIG能量密度高、焊接速度快，形成熔池的时间短，冷却迅速，导致焊接过程中碳由低合金母材(R102)侧向不锈钢(TP304H)焊缝中扩散的时间短，碳迁移量少。

2.3 异种钢接头在高温时效后的组织及碳迁移

对经高温时效处理后的焊态、两种不同焊后热处理状态下的接头试样进行金相组织及扫描电镜观察，分析异种钢接头从熔合线到母材的组织变化；并利用能谱分析测量R102侧熔合线附近的碳含量，绘制出不同时效状态下熔合线附近的碳含量分布趋势曲线(简称碳分布趋势线)，并进行碳迁移情况比对分析。由于低合金铁素体钢侧熔合线和热影响区是接头的薄弱环节，因此，文中将着重对该区域的组织及碳迁移情况进行分析研究。

2.3.1600 ℃×500 h高温时效后接头显微组织和碳迁移

通过金相组织观察可知，在600 ℃×500 h时效后，无论接头处于何种状态(焊态或热处理状态)，接头中102钢侧热影响区组织均为贝氏体。TP304H不锈钢侧热影响区组织均为奥氏体+碳化物。仅在低合金钢侧熔合线中焊缝枝晶间开始有少量弥散的碳化物析出。可见，在短时时效条件下，异种钢接头组织状态并没有因为焊态及焊后热处理温度变化而发生明显变化。

从600 ℃×500 h高温时效后的碳分布趋势曲线图1可以看出，增脱碳趋势变化不明显。在焊缝一侧，距离熔合线5～10 μm的区域为增碳区，其碳含量最高值为19个计数单位，增碳区宽度较小。在低合金钢母材一侧，距离熔合线30～40 μm的区域为脱碳区，其碳含量最低值为12个计数单位。由此可见，短时间的高温时效虽已出现了碳迁移，但是增碳区和脱碳区范围比较小，说明短时间的高温时效使碳来不及向更远处迁移。

图1 500 h时效后的碳分布趋势线

2.3.2600 ℃×2 000 h高温时效后接头显微组织和碳迁移

经770 ℃回火的异种钢接头在600 ℃×2 000 h高温时效后，通过电镜金相组织观察可知，镍基焊缝组织为胞状树枝晶γ-固溶体及分布于晶界的第二相质点；扫描电镜金相分析发现，析出相为Nb的碳化物，同时溶入部分Cr，Ni，Fe小质点，能谱分析Nb的含量达到52.49%，Si含量较高。由此可见，由于时效时间的增加，焊缝中出现了一定量的Nb的碳化物析出相及第二相粒子中的质点等微组织变化，这些变化将随着时效时间的增加而逐步显现出来。并对焊缝硬度、塑性及韧性等力学性能产生影响。

从600 ℃×2 000 h高温时效后的碳分布趋势曲线图2可以看出，随着时效时间的增加，增碳、脱碳趋势变化较明显，熔合线两侧碳含量梯度明显加大。增碳峰值增加到31个计数单位，高于600 ℃×500 h高温时效的最高值，增碳区宽度亦有所增加。在低合金钢母材一侧的脱碳区，其脱碳最低值与600 ℃×500 h高温时效状态的最低值相差不多，但脱碳区宽度增加。

图2 2 000 h时效后的碳分布趋势线

2.3.3600 ℃×5 000 h高温时效后接头显微组织和碳迁移

经770 ℃回火的TP304H+R102异种钢接头在600 ℃×5 000 h高温时效后，对R102侧熔合线附近的金相组织进行试验观察可见，熔合线靠近R102低合金钢侧组织为回火贝氏体，无明显脱碳区；靠近焊缝侧组织为枝状胞晶γ-固溶体，与未经高温时效处理前的组织基本一致。但随着时效时间的增长，碳的迁移情况有了变化，在近熔合界面局部焊缝枝晶晶界有少量的碳化物析出、集聚，晶界变宽。

经740 ℃回火的TP304H+R102异种钢接头，在600 ℃下时效5 000 h后，靠近低合金钢侧熔合界面处有一窄条碳化物聚集带。熔合线焊缝枝晶间碳化物聚集量比770 ℃回火5 000 h时效状态下的要多。同时，碳化物沿树枝晶界向焊缝侧扩散的区域也比770 ℃回火状态的宽。因此，仅从碳迁移的角度比较可见，经770 ℃回火后的接头组织在工作温度下长时时效后比740 ℃回火的接头组织稳定。这一结果与实际测得的碳含量情况一致。

随着时效时间的增长，焊态下试样在R102 低合金钢侧热影响区晶界和晶内均有碳化物析出，熔合线界面亦有碳化物析出和聚集，碳化物在熔合线界面局部呈链状。

在600 ℃×5 000 h高温时效后，对比焊态及两种不同温度热处理状态下的显微组织发现，770 ℃回火状态下R102侧熔合线附近析出的碳化物比另外两种状态(焊态及740 ℃回火状态)下量要少，且分布较弥散。其原因在于R102属于多元合金复合强化的热强钢。钢中含有Ti，V等强烈碳化物形成元素，在770 ℃回火过程中，这些元素与碳形成稳定的碳化物，而且难以聚集长大，呈细小、弥散分布。从而减少了碳向奥氏体侧的迁移。

从600 ℃×5 000 h高温时效后的碳分布趋势曲线图3可以看出，随着时效时间的增加，碳迁移量继续增加，靠近熔合界面约30 μm的焊缝内增碳峰值达到32个计数单位，增碳区宽度继续增大。在低合金钢母材一侧的脱碳区距离熔合线大约150 μm的区域，含碳量达到最低谷值为14 个计数单位以下，峰值、谷值相差约30个计数单位。

图3 5 000 h效后的碳分布趋势线

通过能谱分析可见，经过高温长时时效后的接头增脱碳趋势与其金相组织变化有对应关系，同时该区域的硬度与增碳趋势也有很好的对应关系。

从高温时效对接头组织变化及碳迁移影响的测试结果可以看出：高温时效时间的增加促进了碳的扩散，由低合金耐热钢一侧向奥氏体不锈钢焊缝一侧扩散的碳总量增加，脱碳区中最低含碳量的变化较小，但脱碳区的宽度增加。增碳区中增加的碳仍聚集在熔合线附近，并没有向远处迁移，致使在熔合线附近碳含量达到峰值。高温时效和合金元素的变化促使组织变化，在5 000 h高温时效后接头组织仍没有明显变化，但靠近熔合界面局部焊缝枝晶间有少量的碳化物析出并集聚。这说明在高温下，由于碳的扩散，在低合金钢一侧距离熔合线90～150 μm的区域内形成了脱碳层。同时由于碳的迁移，在焊缝侧距熔合线10～50 μm区域内形成了增碳层[6-7]。

2.4 异种钢接头高温时效后的硬度分布

对经770 ℃回火后的TP304H+R102异种钢接头，分别在600 ℃下时效500 h，2 000 h，5 000 h，测定其不同时效状态下的显微硬度，测定结果如图4所示。

图4 不同热处理及时效状态的显微硬度

由图4可见，在熔合线附近焊缝侧和母材侧出现了硬度梯度。在长时高温时效后异种钢接头R102侧靠熔合线附近，500 h时效硬度增高不明显。但随着时效时间的增长，硬度明显提高，至5 000 h时效后，距离熔合线50 μm处出现硬度峰值，但硬度曲线总体变化较平缓。经对比图3与图4可见，熔合线附近的碳迁移趋势与硬度分布有很好的对应关系。

2.5 异种钢接头高温时效后的冲击韧性

异种钢接头高温时效后的冲击试验数据值见表5。对比表5和表4可见，TP304H+R102和TP347H+R102异种钢接头经过两种不同温度的热处理后，其时效后的冲击韧性与未经时效处理前的冲击韧性相比发生较大变化。这说明高温时效对异种钢接头的组织和碳迁移均产生一定的影响，且这种影响随着时效时间的延长而加剧，最终导致接头力学性能的变化。

表5 不同热处理制度下异种钢接头时效后的冲击韧性

试验结果证明：在600 ℃×500 h的短时时效状态下，低合金钢一侧和焊缝一侧碳迁移和硬度梯度变化不明显(图1、图4)，接头的淬硬倾向降低，接头区域拘束应力得以释放，使得接头的塑性和冲击韧性有所提高。但当时效时间增加到2 000 h和5 000 h时,低合金钢一侧和焊缝一侧硬度梯度明显增大，靠近熔合线的焊缝一侧硬度也随之增加。这是由于时效时间的增加促进了碳的迁移，造成焊缝一侧碳化物聚集，致使该区域脆硬性提高，接头的塑性和冲击韧性降低，但冲击值仍能满足使用要求。同时，碳的脱离又使该区域铁素体比例增加，导致该区域组织发生退化，这在一定程度上降低了低合金钢一侧的硬度。然而，对于整个接头而言，局部塑性的提高对整个接头冲击韧性的提高没有实质性意义，最终还会导致异种钢接头整体冲击韧性的降低[8-9]。

2.6 异种钢接头的高温持久强度试验结果分析

TP304H+R102异种钢接头经770 ℃回火后600 ℃管爆持久强度为119 MPa，157 MPa低应力试样已挂装7 586 h尚未爆破。由此推算，管爆持久强度试验时试样的受力条件较接近运行工况。同时，异种接头管爆试样断裂点均发生在远离焊缝的TP304H母材侧，管爆试验的持久强度高于试验用R102母材的持久强度。由此可见，热处理制度对异种钢接头持久强度的影响较大[9-10]。

通常认为，异种钢接头的碳迁移随热处理温度的增高而加剧。但这一结论并不具有普遍性。该试验结果证明，只有合金元素含量较低(特别是碳化物稳定元素少)的热强钢与奥氏体钢组成的异种钢接头才具有上述倾向。而R102属于多元合金复合强化的热强钢，钢中含有多种碳化物形成元素(如Ti，V等)和改善晶界强度元素(如B，Mo，W等)，在高温下(如770 ℃)能够形成更稳定的碳化物，有效阻止碳向奥氏体侧的迁移。因此，其与TP304H组成的异种钢接头，在相同的时效条件(600 ℃×5 000 h)下，770 ℃回火后的组织比740 ℃回火组织更为稳定，持久强度也更高，接头各区硬度、冲击韧性、碳迁移和碳化物的聚集等方面都具有优势。