T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變性能和微觀組織及硬度

李錦華， 紀冬梅， 曹宇

(1.上海電力大學 ，上海 201306；2.華東理工大學 ，上海 200237)

0 前言

從發電量、技術成熟度和經濟性等方面來看，幾十年來，火力發電已經成為中國電力系統中不可缺少的一部分，其中超(超)臨界機組具有發電效率高、煤炭利用率高、排放低的特點，可以進一步降低能耗，提高效率，改善環境[1]。在超(超)臨界機組中，鍋爐過熱器和再熱器的蒸氣參數不同，對這些部件所需材料的耐腐蝕性、熱膨脹系數、高溫蠕變性能等要求也不相同[2- 3]。異種鋼焊接接頭具有優異的蠕變強度和疲勞強度，且與鎳基合金相比成本較低，已廣泛應用于超(超)臨界機組等極端工況。目前國內超(超)臨界機組過熱器和再熱器受熱面廣泛使用的管材有T/P91，T/P92，Super304，T22，TP347H，S30432和HR3C等耐熱管[4]。T91/TP347H異種鋼焊接接頭具有良好的高溫強度、優異的耐高溫腐蝕性和低廉的價格，經常運用于不同工況交接的關鍵部位件[5]。然而異種鋼焊接接頭長期服役在高溫工況，出現組織老化和性能下降等問題，存在事故隱患。

科研人員已對T91/TP347H異種鋼焊接接頭進行了一系列的試驗研究，Xu等人[6]研究了T92/S30432異種鋼焊接接頭在625 ℃不同應力條件下的蠕變斷裂特性，當外加應力超過140 MPa時，T92鋼的母材區發生斷裂，斷裂類型主要由塑性變形引起，以凹陷和表面縮頸為特征。當外加應力小于140 MPa時，斷裂位置發生在T92側的細晶熱影響區，分析結果為蠕變孔洞的生長和聚結，最終引起沿晶脆性斷裂。同樣劉俊建[7]也對服役后失效斷裂的T91/TP347H異種鋼焊接接頭進行了組織分析、金相檢驗及硬度測試，分析失效原因為焊接接頭T91側熱影響區強度下降，因而產生蠕變孔洞，并在軸向熱脹應力的作用下，在薄弱位置發生環向斷裂。常規的蠕變研究方法只能得到材料的宏觀物理性能，蠕變機理并無法得知。因此文中通過掃描電鏡、光學顯微鏡、顯微硬度計和蠕變試驗，研究了T91/TP347H異種鋼焊接接頭服役前后的宏觀形貌、顯微組織和顯微硬度，對確保電廠鍋爐的安全運行具有重要意義。

1 試驗材料

試驗用的材料為ASME級T91/TP347H焊接接頭和T91鋼，試驗材料取自上海鍋爐廠生產的未服役管材和鳳臺電廠提供的已服役T91/TP347H異種鋼焊接接頭管材，管材幾何尺寸為φ45 mm×12 mm，采用全氬弧焊焊接，填充材料為ERNiCr-3鎳基焊絲。母材和焊絲的化學成分見表1。

表1 母材金屬和焊絲的化學成分 (質量分數，%)

2 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變試驗及性能

2.1 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變試驗

高溫蠕變試驗均在新三思(SANS)公司生產的GWT-2504型電子高溫蠕變持久試驗機上進行，蠕變后試樣如圖1所示。試驗中，采用了4種應力水平的蠕變試驗[8]，具體方案見表2。

圖1 試驗后試樣

表2 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變試驗結果

T91/TP347H異種鋼焊接接頭的高溫蠕變試驗得出如下結論。

(1)不同載荷下的真實應變與蠕變時間的變化規律如圖2所示。可以看出，當應變達到8%左右時，試樣發生斷裂，且蠕變第二階段占蠕變總壽命的70%～80%[9]。

圖2 不同應力水平下的蠕變應變

(2)由表2可知，初始應力相同的條件下，隨著應力水平的提高，蠕變壽命會呈現縮短的趨勢，符合金屬材料蠕變行為的一般規律。在應力水平增加20 MPa時其壽命縮短的比例不同，應力增加時，應力水平越高，其壽命增加的比列越低。具體表現為：140 MPa增加到160 MPa時，壽命縮短了48.59 h，即壽命縮短了65.18%；而160 MPa增加到180 MPa時，壽命縮短了10.85 h，即壽命縮短了41.80%(圖2)。換言之，在低應力水平下，減少應力，壽命將得到大幅度提高。

(3)隨著加載應力的增加，斷后伸長率和斷面收縮率都有所提高，且應力水平越高，提高幅度越大。

(4)不同應力水平蠕變應變速率變化規律如圖3所示。可以看出，對于T91/TP347H異種鋼焊接接頭，應力水平越高，蠕變應變速率變化越快，且3種應力水平的最低蠕變應變速率幾乎沒有差異。

圖3 不同應力水平下的蠕變應變速率

(5)斷裂位置均靠近T91側，可以推斷焊縫的耐高溫性能優于T91母材。

2.2 T91/TP347H異種鋼焊接接頭蠕變本構方程

金屬蠕變試驗過程中，其應變隨時間的變化可分為3個階段：第1階段蠕變速率逐漸降低；第2階段蠕變速率相對穩定，稱為穩定階段；第3階段蠕變速率迅速增加，直至試樣斷裂。鑒于第2階段在蠕變壽命中占比達到了70%～80%，因此大多數蠕變本構模型描述的是第2階段。

由于其簡單性和廣泛的適用性，Norton 蠕變模型是最常用的蠕變模型[10]。文中采用Norton-Bailey 方程描述T91/TP347H 異種鋼焊接接頭的蠕變行為，即

(1)

對式(1)兩邊取對數得

(2)

基于T91/TP347H異種鋼焊接接頭蠕變試驗數據，計算其不同應力水平下穩定階段蠕變應變速率，利用式(2)建立其蠕變應變Norton定理本構模型，如圖4所示，其中材料參數B=1.044×10-9，n=3.388 61。

圖4 試驗數據擬合曲線

2.3 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的蠕變斷口形貌

圖5為試樣在溫度620 ℃，加載應力水平分別為140，160和180 MPa蠕變斷口全貌圖，可以看到，低應力水平下的斷口全貌更為平整、光滑(圖5a)。而高應力水平下的斷口全貌更為粗糙，表面凹凸不平，并帶有較大的孔洞(圖5c)。

圖5 620 ℃T91/TP347H異種鋼焊接接頭蠕變斷口全貌圖

圖6為焊接接頭蠕變斷口形貌。斷口表面均表現出含有多個孔洞和空位的窩形結構，韌窩是金屬塑性斷裂的主要微觀特征[11]，斷口上有大量不同大小和深度的小尺寸韌窩，斷口表面均表現出含有多個洞和空位的窩形結構。不同工況蠕變孔洞的尺寸和數量密度不同, 在低施加應力(140 MPa)下可以觀察到密集的孔洞, 隨著應力水平的增加, 較大孔洞的數量在逐漸增加, 且逐漸聚集在一起, 這個趨勢解釋了應力水平較高時斷裂時間更短的現象。

圖6 620 ℃T91/TP347H異種鋼焊接接頭蠕變斷口形貌

3 T91/TP347H異種鋼焊接接頭的顯微組織

3.1 金相試樣制備

利用金相試樣切割機截取包含焊縫、焊接熱影響區和母材的樣品[12]。使用冷鑲嵌料制成鑲嵌好的樣品，凝固10 min成形，將試樣取下，在研磨拋光機上進行處理。金相試樣打磨拋光后，其磨面應光潔無劃痕，能看到清晰的倒影。采用EP-06型電解拋光腐蝕儀進行電解腐蝕。腐蝕液為10%的草酸溶液(電壓6 V，電流3 A)，T91母材腐蝕時間為30 s，TP347H母材腐蝕時間為60 s，焊縫腐蝕時間為30 s。通過10XB-PC型金相顯微鏡進行金相觀察分析；采用X射線能譜分析儀(EDS)分別對兩種狀態焊接接頭的母材、焊縫進行金相分析[13]。

3.2 微觀組織分析

T91/TP347H焊接接頭可分為T91母材、T91熱影響區、ERNiCr-3焊縫區、TP347H熱影響區和TP347H母材5個區域[14]。熱處理后的焊接接頭顯微組織如圖7所示，T91鋼母材是典型的鐵素體組織(圖7a)，基本不受焊接熱的影響。T91鋼熱影響區通常由細晶熱影響區和粗晶熱影響區組成，這主要是由于焊接熱循環過程中相變的結果(圖7b，7c),并且在T91鋼熱影響區周圍存在大量的碳化物沉淀物。以ERNiCr-3為填料的焊縫區主要是粗大的奧氏體組織，沉淀相彌散分布在組織中(圖7e)。在TP347H熱影響區和母材中，均可以發現完全再結晶的多邊形奧氏體晶粒[15]，焊縫金屬向外延伸生長，從焊縫金屬到TP347H的連續晶粒如圖7d所示。此外TP347H熱影響區的晶粒尺寸大于母材，這是由于TP347H熱影響區的溫度在焊接熱循環下升高，減少了組織周圍的碳化物，導致奧氏體晶粒顯著生長，如圖7f所示。

圖7 未服役T91/TP347H異種鋼焊接接頭金相組織形貌

已服役1×105h的T91/TP347H焊接接頭的顯微組織如圖8所示[16]。焊接接頭經歷長期高溫服役后，T91鋼和焊縫部分的顯微組織逐漸退化，服役后的T91鋼細晶熱影響區組織周圍沉淀物粗化，還發現裂紋的存在，如圖8a所示。沉淀物粗化容易導致組織晶界拓寬，晶界與沉淀物連接處會產生較高的應力集中，使得材料發生沿晶界脆性斷裂，而TP347H鋼顯微組織結構未發生較大變化[17]，如圖8c所示，由此可知TP347H鋼的抗高溫蠕變性能要優于T91鋼和焊縫部分。

圖8 已服役1×105 h T91/TP347H異種鋼焊接接頭金相組織形貌

4 T91/TP347H異種鋼焊接接頭顯微硬度

將金相試樣打磨后使用HR-150A型洛氏硬度計對試樣表面進行洛氏硬度的測試[18]，試驗力和保荷時間分別為9.8 N和10 s，相鄰測試點的間距為1 mm。

對服役與未服役的T91/TP347H焊接接頭材料進行硬度測量，從沿管材內外壁軸向以及軸沿焊縫中心線自上而下3個部分進行測試分析。

T91/TP347H焊接接頭內壁面沿軸向硬度分布如圖9所示，每個硬度測量點之間的間隔為1 mm，此時焊縫區處于高硬度部分，熱影響區熔合線附近的硬度值達到了最大，且在遠離熔合區處逐漸降低，無論測試位置如何，T91側的硬度平均值都大于TP347H側。T91側硬度波動較大，TP347H波動則較為平穩，外壁面沿軸向硬度分布如圖10所示，硬度變化規律與內壁幾乎相同。沿焊縫中心線硬度分布如圖11所示，服役后的焊接接頭硬度呈現先略微上升，再快速減小的過程，總體上呈減小的趨勢，由于測試的硬度均位于焊縫中心線上，因此硬度值均很小。

圖9 焊接接頭內壁面沿軸向硬度分布

圖10 焊接接頭外壁面沿軸向硬度分布

圖11 焊接接頭沿焊縫中心線硬度分布

對于T91/TP347H焊接接頭，無論是否服役，T91側的平均硬度始終高于焊縫和TP347H側，且在T91側熔合線附近，硬度達到最大；在TP347H側和焊縫區，各測量點服役后的硬度均高于未服役的材料，即服役環境對TP347H和焊縫區硬度起強化作用，對焊縫區的強化作用更為明顯，而對于T91側，已服役材料各測量點的硬度均低于未服役材料，即服役環境對T91硬度起抑制作用，此時T91側表現出軟化效應[19]。綜上所述，經過服役可以提高T91/TP347H焊接接頭的整體硬度，表現為硬化。

5 結論

(1)高溫蠕變斷裂行為主要是由于韌窩、孔洞的增加導致材料有效承載面積減小，有效應力增加，導致斷裂。斷裂位置均靠近T91側，可以推斷，焊縫的耐高溫性能優于T91母材。

(2)服役后，TP347母材區域變化不大，而T91側有沉淀物粗化，使得晶界與沉淀物連接處會出現應力集中現象，使得材料具有沿晶界脆性斷裂傾向。

(3)服役對TP347H母材和焊縫區起強化作用，對焊縫區的強化作用更明顯，而對于T91側，已服役材料各測量點的硬度均低于未服役材料，此時T91側表現出軟化效應。