焊縫金屬對SUPER 304H奧氏體耐熱鋼焊接性的影響

孫咸

摘要：綜述了焊縫金屬對SUPER 304H鋼焊接性的影響。結果表明， SUPER 304H鋼不同成分GTAW奧氏體焊縫的熱裂紋傾向較大;焊縫中凝固裂紋傾向主要是受A凝固模式控制，而HAZ液化裂紋傾向的主要原因則與晶界析出相，以及銅的富集等因素有關。不同成分奧氏體焊縫接頭的力學性能各異;合適的焊縫化學成分和優化的焊接工藝是獲得滿意接頭綜合力學性能的重要技術手段。不同成分形成的“ 同質 ”或“ 異質 ”焊縫，其微觀組織皆為奧氏體+析出相。熔化焊焊縫為A凝固模式，非熔化焊的摩擦焊焊縫為AF凝固（相轉變）模式。

關鍵詞：焊縫金屬;焊接性;SUPER 304H奧氏體耐熱鋼;熱裂紋;力學性能

中圖分類號：TG422;TG406? ? ? 文獻標志碼：A? ? ? ? ?文章編號：1001-2003（2021）03-0037-10

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.03.07

0? ? 前言

與TP304H耐熱鋼相比，SUPER 304H鋼的碳含量有所提高，Si、Mn、Ni、Cr含量有所降低，突出之處是新添了質量分數約3%的Cu、0.45%的Nb和一定量的N，并調整軟化溫度和固溶處理溫度參數，獲得細小的奧氏體晶粒，提高了鋼的抗高溫蒸汽氧化和腐蝕性能。同時，通過析出相（NbCrN、Nb（N，C）、M23C6和細的富銅析出相）強化，提高其蠕變強度，使用溫度可高達650 ℃，已經在超臨界和超超臨界機組的過熱器和再熱器裝置中獲得應用。在實際工程應用中，SUPER 304H鋼的焊接質量決定整體工程的質量。雖然現有的焊接材料和配套工藝基本能夠滿足制造要求，但這并不意味著在所有情況下焊接接頭都能獲得滿意的焊接性。在一些情況下，焊接裂紋及其他焊接缺陷，在工藝評定或施工中時有發生，在運行中亦存在引發構件早期失效的危險性。迄今為止，涉及該鋼焊接材料選用類型和牌號的文獻已有共識，但專題性探討焊縫成分對接頭焊接性影響的文獻罕見。為此，論文特意將焊縫金屬類型與接頭的工藝焊接性及使用性能相聯系，探討焊縫金屬對接頭焊接性的影響。該項工作對推動SUPER 304H鋼焊接材料的開發、配套工藝的改進，以及工程質量的提升，具有參考價值和實用意義。

1 焊縫金屬對SUPER 304H鋼焊接熱裂紋傾向的影響

5種焊接材料焊接SUPER 304H鋼時焊接熱裂紋傾向的比較如表1所示，不銹鋼焊縫成分與凝固裂紋敏感性間的關系如圖1所示[5]。可以看出，圖1中5種焊材（用紅色帶圈的數字標出）均位于圖左下方、熱裂紋曲線上方的裂紋敏感區。這表明，具有全奧氏體焊縫組織的5種焊絲對熱裂紋都很敏感。具體到5種焊絲熱裂紋敏感程度，可以通過焊縫金屬凝固模式予以評價。借助于“ WRC-1992相組分圖 ”，可以獲知1、2、3、5號焊絲均為A凝固模式，唯有4號焊縫為AF凝固（相轉變）模式。A模式凝固時，凝固晶粒邊界很直，沒有殘留的鐵素體，這使裂紋擴展容易得多。而在AF模式凝固時，沿相對光滑的奧氏體晶界生成了鐵素體，結果相對全奧氏體凝固（A模式），在抗凝固裂紋能力上有所改進 （見圖2）。可以認為，4號焊縫的抗熱裂紋性能相對好一些。實際上，4號試件是摩擦焊固相連接接頭，焊合區很窄，HAZ晶粒粗大傾向較小，同時力的因素（對接頭施加壓力）對防止接頭熱裂紋產生也是有利的。

兩種鋼GTAW（不使用填充金屬）可調拘束裂紋試驗結果及試驗用鋼（兼填充材料）的化學成分分別在表2、表3中列出。可以看出，兩種試件未施加變形焊接時，均未出現裂紋;即使小于2%的變形也會導致X10CrNiCuNb18-9-3鋼焊縫出現裂紋;然而對于X5CrNi18-10鋼，即使超過11%的變形也不會導致開裂。這表明，X10CrNiCuNb18-9-3鋼焊縫比X5CrNi18-10鋼焊縫更容易發生熱裂紋。究其原因，可以從焊縫的凝固模式進行分析（見表4、圖2）：X10CrNiCuNb18-9-3鋼焊縫是A凝固模式，而X5CrNi18-10鋼焊縫是AF凝固模式。盡管這兩種凝固模式都以奧氏體為初析相凝固，對凝固裂紋都敏感，但A模式凝固與AF模式凝固在細節方面存在差異。前者奧氏體晶界很平直，這使得裂紋的擴展容易得多。而后者可能有少量鐵素體而不那么平直，對裂紋的傳播或擴展形成阻力，相對而言，抗凝固裂紋的能力比前者有所提升。

在可調拘束裂紋試驗中，不僅發現了焊縫中凝固裂紋（見圖3），而且發現了HAZ液化裂紋（見圖4）。X10CrNiCuNb18-9-3鋼焊縫中凝固裂紋傾向大的原因主要是受A凝固模式控制，而HAZ液化裂紋傾向大的主要原因則與晶界析出鈮的碳氮化物，以及裂紋區銅的富集等因素有關[6]。

綜上所述，盡管SUPER 304H鋼具有一定的熱裂紋傾向，但由于鋼中加入3%Cu后材料的抗蠕變溫度增加、耐腐蝕性提高，可在更高溫度及惡劣工況下運行，且顯著延長了鍋爐部件的使用壽命[6]。然而，另一方面，采用Thermanit617（ERNiCrCoMo-1）焊絲對該鋼進行的Y型坡口裂紋試驗中發現，焊接電流小于130 A、焊接速度小于70 mm/min時，表面裂紋率為0。這表明采用低的熱輸入、層間溫度等工藝方案可以有效防止熱裂紋[2]。綜合考量之下，電力工程上依然優先選用SUPER 304H鋼作為鍋爐過熱器、再熱器裝置的制造材料。

2 焊縫金屬對SUPER 304H鋼接頭力學性能的影響

在表5中所列的1號和2號數據，是用兩種焊接材料分別對SUPER 304H鋼進行GTAW焊接后接頭力學性能的比較[1]。前者PM是無填充材料I形坡口SUPER 304H鋼GTAW焊接接頭，而后者FM則是采用 “ 準成分匹配 ”焊絲的SUPER 304H鋼GTAW焊接接頭。它們的焊接工藝參數列于表6。從表5可以看出，兩種填充材料化學成分有差別。接頭的力學性能，無論是室溫還是高溫強度，2號試樣均高于1號。2號試樣的拉伸斷口均位于母材，而1號試樣的拉伸斷口均位于焊縫。究其主要原因，1號焊縫屬于母材自熔，在焊接中被熔化母材的合金元素燒損，焊縫成分低于母材，凝固后焊縫的強度低于母材，形成所謂低強匹配焊縫，拉伸試件斷口位于焊縫。2號焊縫填充焊絲設計成分（C、Cr、Ni、N、Nb、Mo等）比母材高，盡管焊接中焊絲中的元素有所燒損，但熔池中主要元素仍比母材中的高，凝固后焊縫的強度高于母材，形成了高強匹配焊縫，拉伸試件斷口位于母材區，亦在情理之中。

3號和4號是另外兩種焊接材料形成GTAW接頭力學性能比較[4]。可以看出，前者是“ 準成分匹配 ”的同質焊縫接頭，而4號是“ 組織匹配 ”的異質焊縫接頭。根據合金化的需要，兩種焊縫的成分不同，S、P等有害元素含量控制很嚴格。實測的室溫拉伸試件斷口均位于母材區，表明兩種焊縫均屬于高強匹配焊縫。接頭的力學性能完全滿足工程使用要求。

5號是SUPER 304H鋼管的摩擦焊接頭的力學性能數據（見表7）[3]。該接頭對兩個管材對接施加壓力旋轉摩擦生熱、頂鍛加壓形成固相連接接頭，接頭中無需添加焊接材料。拉伸試件的斷口位置位于接頭的HAZ。數據表明，接頭的抗拉強度接近但略低于母材，且高于SUPER 304H鋼規定的最低抗拉強度值。接頭試件斷口位于HAZ，與焊接過程中HAZ發生再結晶、晶粒長大相關;同時，與摩擦焊過程中頂鍛加壓時HAZ的熱變形引起該區晶格缺陷、促進脆性σ相析出相關[7]。實測HAZ顯微硬度高于母材和熔合區，以及試樣斷后伸長率較低的情況事實（見表7）[3]，不能排除HAZ析出極少量σ相或其他脆性相的可能性。

3 焊縫金屬對SUPER 304H鋼接頭高溫蠕變性能的影響

從Metrode617（ERNiCrCoMo-1）提供的數據可以看出，焊絲中的C含量與SUPER 304H母材相似，除了高Ni（55%）和高Cr（22%）含量之外，新加了12%的Co、9%的Mo和適量的Al。由于這些元素的作用， 在高溫服役條件下，焊絲具有優良的抗高溫氧化和硫化能力。其中Co和Mo的固溶強化加上細小碳化物的析出，以及在650 ℃左右時效時析出的一次γ相，大大提高了顯微組織的穩定性和蠕變強度。在540～625 ℃之間，ERNiCrCoMo-1焊絲的許用應力高于Super 304H，但稍低于HR3C鋼;溫度高于625 ℃后，許用應力明顯高于Super 304H和HR3C鋼。

4種焊材（ENiCrFe-3、ERNiCr-3、ENiCrCoMo-1、ERNiCrCoMo-1）焊縫的蠕變性能與SUPER 304H母材的比較如圖5所示[8]。可以看出，在L-M參數較低時，ENiCrCoMo-1焊條SMAW焊縫的蠕變性能，處于SUPER 304H母材強度平均值和平均值的80%之間;在L-M參數較高時，處于高于SUPER 304H母材強度平均值，甚至高于強度平均值20%～40%的水平。實心焊絲（ERNiCrCoMo-1）GTAW焊縫的蠕變強度稍高于對應的藥皮焊條，超過母材平均強度+20%的水平。可見，該焊絲具有良好的高溫蠕變性能。

4 焊縫金屬對SUPER 304H鋼接頭顯微組織的影響

SUPER 304H鋼的化學成分和力學性能分別如表8、表9所示。YT-304是日本住友公司研制的SUPER 304H鋼的專用焊絲（見表10）。從焊絲化學成分看，基本遵循“ 準成分匹配 ”選用原則。為了改善焊絲的工藝性能，特別是抗裂性和高溫性能，提高焊絲中的Mn、Ni和N的含量，同時加入1%Mo。根據WRC-1992相組分圖中的Creq、Nieq計算公式所得數據點，位于圖中的奧氏體區，與實測的熔敷金屬組織完全一致。QI-1、QI-1、QI-3三種SUPER 304H鋼的專用焊絲在成分設計方面，除了C、 Si、Mn、S、P，以及Ni、Mo含量與YT-304焊絲的較接近、N含量微降之外，適當調整Nb、C 和Cu含量。三種焊絲熔敷金屬的顯微組織均為奧氏體+Nb的析出相Nb（C，N）。研究發現，QI-1和QI-2焊絲熔敷金屬亞晶界上的Nb相Nb（C，N）含量約為QI-3焊絲的4～5倍。焊絲中的Cu含量在2.91%～3.46%，對熔敷金屬的顯微組織沒有明顯影響，認為Cu不是Nb相Nb（C，N）的形成元素，對Nb相析出的影響可以忽略不計。三種焊絲的Creq和Nieq計算點均落入WRC-1992相組分圖中的奧氏體區，與實測熔敷金屬組織完全一致。可以看出，WRC-1992相組分圖中的奧氏體區域范圍很廣，也就是說，焊絲設計成分范圍亦很寬，雖然可以方便獲得奧氏體組織，但熔敷金屬的力學性能各異， 所得SUPER 304H鋼焊接接頭未必具有最佳的綜合力學性能（見表11）。Thermanit617是Ni基奧氏體型焊絲。與YT-304焊絲相比，為了改善焊絲的工藝性能，特別是提高抗裂性和高溫性能，降低了C、 Si、Mn、S、P含量，提高了Cr含量，同時增加0.5%Ti、12.0%Co，并保留9.0%Mo。由于計算的Creq和Nieq數值較大（見表10），在WRC-1992相組分圖中難以標出，采用外推法后依然落入奧氏體區，與實測熔敷金屬組織完全一致。該焊絲也被稱為“ 異質焊縫 ”的“ 組織匹配 ”型焊絲。

焊縫金屬對SUPER 304H鋼接頭顯微組織的影響如表12所示。可以看出，4種不同成分形成的焊接接頭顯微組織基本相同，即焊縫為奧氏體+析出相，HAZ為具有長大傾向晶粒的奧氏體，母材為奧氏體+析出相。可以借助WRC-1992相組分圖（見圖11）來分析焊縫中的組織組成特點。1號焊縫成分決定的Creq和Nieq點①位于WRC-1992相組分圖中左上方A區，實測的奧氏體焊縫中含有1.57%δ-鐵素體。2號焊縫成分決定的Creq和Nieq點②位于WRC-1992相組分圖中左上方A區（已經位于圖外），與實測熔敷金屬組織（純奧氏體+析出相）完全一致。3號焊縫（Thermanit617）成分決定的Creq和Nieq點③位于WRC-1992相組分圖左上方A區（位于圖外很遠處），采用外推法后Creq和Nieq點位于圖中A區，與實測熔敷金屬組織（純奧氏體+析出相）完全一致。4號是摩擦焊接頭焊縫，焊縫成分決定的Creq和Nieq點④，恰好位于WRC-1992相組分圖中A區和AF區邊界線之內、靠近1FN線附近，而實測的焊合區組織為純奧氏體+析出相。1號和4號焊縫均為母材成分形成的接頭，其母材成分決定的Creq和Nieq點分別為18.2、14.7和19.6、14.2。前者實測奧氏體焊縫含有1.57%δ-鐵素體，而后者實測奧氏體焊縫不含有δ-鐵素體。從理論上分析，焊縫中的Creq/Nieq值越高就有越多的鐵素體形成。既然Creq/Nieq=1.23的1號焊縫中含有1.57%δ-鐵素體，那么Creq/Nieq=1.38的4號焊縫中理應含有一些δ-鐵素體，然而實測的焊合區為純奧氏體組織。這種有悖理論的現象可能與4號測試誤差有關。因為摩擦焊接頭的焊合區很窄（見圖8），奧氏體晶界附近的細小δ-鐵素體難以分辨，采用常規的金相分析方法很可能漏檢而未測出。只有采用特別的測試技術，如對試樣進行染色處理，或通過電子衍射物相鑒定等手段測出微量δ-鐵素體。總之，在4號是摩擦焊接頭焊縫中可能含有少量δ-鐵素體。上述數據表明， 采用WRC-1992相組分圖預測的相組分與實測的焊縫組織基本一致，具有一定的實用價值，個別焊縫的差異可能與測試手段的先進性有關。

5 結論

（1）SUPER 304H鋼不同成分GTAW奧氏體焊縫的熱裂紋傾向較大;焊縫中凝固裂紋傾向主要是受A凝固模式控制，而HAZ液化裂紋傾向的主要原因則與晶界析出相，以及銅的富集等因素有關。

（2）不同成分奧氏體焊縫接頭的力學性能各異，采用不加填充材料形成焊縫的焊接接頭（含摩擦焊），其拉伸試樣斷口位于焊縫區，工程應用中不被采用;合適的焊縫化學成分和優化的焊接工藝是獲得滿意接頭綜合力學性能的重要手段。

（3）ERNiCrCoMo-1焊絲不僅具有較好的焊接工藝性、抗熱裂性、優良的常溫力學性能，而且具有比ERNiCrMo-3更好的高溫蠕變性能。

（4）不同成分形成的“ 同質 ”或“ 異質 ”焊縫，其微觀組織皆為奧氏體+析出相。熔化焊焊縫為A凝固模式，非熔化焊的摩擦焊焊縫為AF凝固（相轉變）模式。

參考文獻：

Kumar M V，Balasubramanian V，Rao A G. Effect of filler addition on solidification behaviour and hot tensile properties of GTA-welded tube joints of Super 304H austenitic stainless steel[J]. International Journal of Mechanical and Materials Engineering，2015，10（25）：1-11.

王軼，丁德林.鎳基焊材代用于 SUPER 304H、HR3C 鋼焊接工藝評定試驗[C].天津：超（超）臨界鍋爐用鋼及焊接技術協作網第三次論壇大會論文集，2009：213-221.

魯元，贠柯，楊旭，等. Super 304H 奧氏體耐熱鋼摩擦焊焊接接頭的顯微組織和力學性能[J].中國特種設備安全，2015，31（12）：26-29，48.

殷智，殷守斌，喬朋利.新型奧氏體耐熱鋼SUPER 304H的焊接材料選擇及焊接工藝[J].中國電力，2011，44（2）：43-45.

Kujanpaa V，Suutala N，Takalo T，et al. Correlation between solidification cracking and microstructure in austenitic and austenitic-ferritic stainless steel welds[J]. Welding Research International，1979，9（2）：55-76.

Ziewiec A. Study of the weldability of austenitic PH steel for power plants[J]. Arch. Metall. Mater.，2016，61（2B）：1109-1114.

孫咸. 電站鍋爐奧氏體耐熱鋼接頭中的σ相[J].電焊機，2020，50（6）：16-25.

張筑耀，Graham Holloway. 采用617類鎳基材料焊接SUPER 304H和 HR3C高溫奧氏體耐熱鋼[C]. 天津：超（超）臨界鍋爐用鋼及焊接技術協作網第三次論壇大會論文集， 2009：70-79.

Zieliński Adam. Structure and properties of Super 304H steel for pressure elements of boilers with ultra-supercritical parameters[J]. Journal of Achievements in Materials and Manufacturing Engineering，2012，55（2）：403-409.

公永建，張雨航，劉軼. 新型奧氏體不銹鋼SUPER 304H焊接工藝評定[J].焊接技術，2013，42（9）：44-46.

Qi Yanchang，Wu Zhiquan，Zhang Xin，et al. Microstructure and properties of deposited metal for SUPER304H steel[J]. Scientific RepoRts，2017（10）：14454.

王麗篥，朱麗慧，王起江. SUPER 304H耐熱鋼的強化機理[J].材料熱處理學報，2011，32（6）：127-131.

Kotecki D J，Siewert T A. WRC-1992 Constitution Diagram for Stainless Steel Weld Metals：A Modification of the WRC-1988 Diagram[J]. Welding journal，1992，71（5）：171-178.