新型奧氏體耐熱鋼HR3C焊接工藝及接頭性能研究進(jìn)展

張駿

摘要：新型奧氏體耐熱鋼HR3C研發(fā)的焊材有配套焊材YT-HR3C和替代Ni基焊材（ERNiCrCoMo-1、ERNiCr-3和ERNiCrMo-3等），為了防止焊接過(guò)程中產(chǎn)生熱裂紋，需要嚴(yán)格控制焊接工藝，重點(diǎn)是控制層間溫度小于等于100 ℃。在不同溫度下隨著時(shí)效時(shí)間的進(jìn)行，焊接接頭的焊縫組織未發(fā)生變化，為單一奧氏體組織（γ相），而析出相Cr23C6、CrFe7C0.45、（Cr，F(xiàn)e）7C3、CrNbN和富Cu相的數(shù)量、形態(tài)和分布發(fā)生變化，其中Cr23C6的大量析出導(dǎo)致接頭沖擊功急劇下降，表現(xiàn)出時(shí)效脆化現(xiàn)象。針對(duì)HR3C的焊材、焊接工藝和焊接接頭性能的研究進(jìn)展進(jìn)行綜述。

關(guān)鍵詞：奧氏體耐熱鋼;HR3C;焊接;時(shí)效脆化

中圖分類號(hào)：TG457.1文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A文章編號(hào)：1001-2303（2020）03-0075-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.03.14

0 前言

近年來(lái)，隨著火電機(jī)組對(duì)于高效率、清潔環(huán)保的要求，火電超超臨界機(jī)組的參數(shù)不斷提高，機(jī)組參數(shù)的提高是以材料相匹配的性能為基礎(chǔ)的，鍋爐高溫過(guò)熱器和再熱器所處的溫度最高，環(huán)境最復(fù)雜，需要材料具有良好的高溫蠕變性能、抗蒸汽氧化性和抗煙氣腐蝕性等，在國(guó)產(chǎn)1 000 MW機(jī)組建設(shè)時(shí)，新型奧氏體耐熱鋼HR3C被廣泛應(yīng)用于鍋爐的高溫過(guò)熱器和再熱器受熱面管。HR3C（ASME牌號(hào)：SA213-TP310NbN，JIS牌號(hào)：SUS310JITB）是由日本住友公司在TP310的基礎(chǔ)上通過(guò)嚴(yán)格限制C含量，復(fù)合添加Nb、N元素，利用析出細(xì)小、彌散分布的MX、CrNbN以及M23C6三種相進(jìn)行復(fù)合強(qiáng)化，得到一種具有優(yōu)良的高溫力學(xué)性能、抗蒸汽氧化性和抗高溫腐蝕性能的新型奧氏體耐熱鋼[1-2]，主要應(yīng)用于620 ℃超超臨界機(jī)組鍋爐高溫過(guò)熱器和再熱器[3-4]。隨著HR3C材料使用時(shí)間的增長(zhǎng)，目前關(guān)注以及研究較多的是其析出相變化引起的時(shí)效脆化問(wèn)題[5-8]，而對(duì)于該材料的焊接工藝和焊接性能研究相對(duì)較少。

HR3C是25Cr-20Ni-Nb-N鋼，合金元素含量較高，從材料焊接性的角度考慮，根據(jù)國(guó)際焊接學(xué)會(huì)推薦的碳當(dāng)量計(jì)算公式CE={w（C）+w（Mn）/6+[w（Cr）+w（Mo）+w（V）]/5+[w（Ni）+w（Cu）]/15}×100%，HR3C的碳當(dāng)量CE>0.6%，焊接性較差，焊接時(shí)工藝不當(dāng)容易產(chǎn)生氣孔、未熔合、未焊透等缺陷，但這些缺陷可以通過(guò)嚴(yán)格控制焊接工藝來(lái)避免。同時(shí)HR3C由于裂紋敏感性高于其他奧氏體耐熱鋼，在焊接時(shí)容易產(chǎn)生的熱裂紋、應(yīng)力腐蝕開裂、焊接接頭的時(shí)效脆化和σ相脆化等缺陷[9-11]，其中熱裂紋的主要形式有：結(jié)晶裂紋、高溫液化裂紋和高溫脆性裂紋。控制熱裂紋的產(chǎn)生需要開發(fā)雜質(zhì)含量較低的焊材，并匹配合適的電流、電壓、焊接速度和控制層間溫度[10]。Cr-Ni奧氏體鋼容易發(fā)生應(yīng)力腐蝕的溫度范圍為：50～300 ℃，防止發(fā)生應(yīng)力腐蝕需要防止焊接后到鍋爐升溫運(yùn)行期間在此溫度區(qū)間的停留;由于HR3C本身的時(shí)效脆化傾向明顯，為防止接頭發(fā)生σ相脆化盡量選擇和母材成分相近的焊材或鎳基合金焊材作為填充金屬。目前已有相關(guān)HR3C焊材、焊接工藝和焊接接頭的性能一些研究，本文在此進(jìn)行綜述。

1 HR3C焊材研究進(jìn)展

由于HR3C鋼裂紋敏感性高，焊接時(shí)容易產(chǎn)生缺陷，選擇合適的焊材和焊接工藝是減少其焊接缺陷的有效途徑。根據(jù)焊材選擇的一般原則——與母材成分匹配、性能相當(dāng)，HR3C匹配的焊接材料由日本住友公司開發(fā)，為YT-HR3C焊絲[12-13]，然而因配套進(jìn)口焊材數(shù)量少、價(jià)錢貴、難購(gòu)買，目前研究開發(fā)出的替代Ni基焊絲主要有：ERNiCrCoMo-1[14-17]、ERNiCr-3[18-19]和ERNiCrMo-3[18-20]三種，HR3C母材及各焊材的化學(xué)成分如表1所示。YT-HR3C焊絲為配套焊材，成分與HR3C最為接近，焊接電流、電壓和焊接速度也最小，能較好地控制焊縫質(zhì)量，避免缺陷產(chǎn)生。開發(fā)替代的Ni基焊材嚴(yán)格控制有害物質(zhì)S、P、C等的含量，添加Co元素提高高溫強(qiáng)度，添加Mo元素提高焊接接頭的蠕變斷裂強(qiáng)度。從組織成分上，Ni基焊材與HR3C為異種鋼焊接，然而Fe和Ni屬于元素周期表中同一周期和同一族內(nèi)，其結(jié)晶性能很接近，能無(wú)限互溶，在高溫下能形成金屬間化合物，因此鐵基合金與鎳基焊材異種鋼焊接時(shí)焊接性較好，通過(guò)實(shí)踐驗(yàn)證，選擇Ni基焊材，選取合適的焊接參數(shù)，嚴(yán)格控制焊接工藝，焊接接頭的性能均符合標(biāo)準(zhǔn)要求，同時(shí)Ni基焊材價(jià)格較配套的YT-HR3C焊材便宜，便于購(gòu)買及工程實(shí)踐，目前大部分HR3C鋼采用替代Ni基焊材焊接，焊接接頭質(zhì)量運(yùn)行情況良好。但是Ni基焊材焊接時(shí)，合金熔液流動(dòng)性差，易產(chǎn)生未焊透、氣孔和收弧裂紋等缺陷，同時(shí)σ相和N化物的析出會(huì)產(chǎn)生焊接接頭脆化、晶間腐蝕和裂紋等缺陷，影響焊接接頭的使用壽命[15]。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果統(tǒng)計(jì)得出，采用ERNiCr-3焊接時(shí)，焊接接頭常斷于焊縫金屬;采用ERNiCrCoMo-1和ERNiCrMo-3焊接時(shí)，焊接接頭常斷于母材;因此推薦使用ERNiCrMo-3和ERNiCrCoMo-1焊材。

2 HR3C焊接工藝研究進(jìn)展

HR3C匹配不同焊材的焊接工藝參數(shù)統(tǒng)計(jì)如表2所示，焊接時(shí)要嚴(yán)格按照焊接工藝執(zhí)行。焊前提前模擬練習(xí)，檢查坡口、確認(rèn)清理干凈，必要時(shí)用丙酮清洗坡口;焊接時(shí)采取純度大于等于99.95%的氬氣進(jìn)行氣體保護(hù)，焊接管子根部氬氣保護(hù)氣室要足夠大，長(zhǎng)度最好在500 cm以上，管子焊接時(shí)采用背部保護(hù)，防止焊接接頭氧化;采用Ni基焊材焊接時(shí)，由于Ni基焊材合金熔液的流動(dòng)性較差，焊接時(shí)需要選取較大的焊接電流以保持焊池中合金熔液具有良好的流動(dòng)性，采用大電流多層窄道快速焊接，盡可能減小焊接線能量;嚴(yán)格控制層間溫不高于100 ℃，配備紅外線測(cè)溫槍密切監(jiān)測(cè)層間溫度，每層焊材填充厚度不大于3 mm，以減少焊縫的熱輸入量，避免產(chǎn)生熱裂紋，由于手工鎢極氬弧焊（GTAW）具有較低的焊接熱輸入，可以將層間溫度控制在較低水平，能夠滿足HR3C鋼的焊接工藝要求，因此，大部分焊接均采用手工鎢極氬弧焊;通過(guò)點(diǎn)固間隙設(shè)置，采用大間隙內(nèi)加絲法，送絲采用多送少停，保證焊縫根部的焊透;增加焊前的反變形措施，控制焊接變形;焊接過(guò)程中盡量減少熄弧，應(yīng)在坡口內(nèi)引弧和熄弧，熄弧時(shí)注意填滿弧坑。

3 HR3C焊接接頭性能研究進(jìn)展

利用不同焊材焊接的HR3C接頭力學(xué)性能評(píng)定結(jié)果如表3所示，匹配焊材和替代焊材的接頭力學(xué)性能均滿足工藝評(píng)定標(biāo)準(zhǔn)要求。我國(guó)超超臨界機(jī)組起步較晚，對(duì)于HR3C使用也較晚，隨著對(duì)材料使用時(shí)間的增長(zhǎng)，HR3C母材時(shí)效脆化問(wèn)題逐漸認(rèn)識(shí)清楚，然而關(guān)于焊接接頭的服役性能研究尚少。張文忠[21-22]對(duì)焊材為YT-HR3C的焊接接頭性能進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)基體組織為單一的奧氏體組織，熱影響區(qū)組織為晶粒有所長(zhǎng)大的單一奧氏體組織，焊縫組織為典型的胞狀或膿胞狀樹枝晶，析出相主要為Cr23C6、CrFe7C0.45、（Cr，F(xiàn)e）7C3、CrNbN和富Cu相，焊縫組織中的析出相數(shù)量多，形態(tài)較大，多沿胞狀晶界呈斷續(xù)分布或短條狀分布，細(xì)小的顆粒狀析出物較少，強(qiáng)化效果不如基體，使得焊縫的強(qiáng)度、硬度值和沖擊值均低于母材和熱影響區(qū)，晶界上大量Cr23C6相的析出降低了焊縫的沖擊韌性，同時(shí)增加了晶界的沿晶腐蝕性。

張忠文等[22-23]對(duì)焊材為YT-HR3C的焊接接頭在650 ℃下不同時(shí)效時(shí)間后接頭的組織、析出相和力學(xué)性能進(jìn)行了研究，HR3C接頭經(jīng)時(shí)效后，焊縫組織未發(fā)生明顯變化，仍為樹枝狀、胞狀單一奧氏體相（γ相），析出相的種類與焊態(tài)基本一致，然而析出相的數(shù)量、分布和形態(tài)隨著時(shí)效時(shí)間的增長(zhǎng)發(fā)生了明顯變化。650 ℃時(shí)效100 h后，M23C6優(yōu)先在γ晶界和焊縫胞狀枝晶界上析出，形態(tài)為條狀和細(xì)小顆粒狀，沖擊功降幅達(dá)70%;650 ℃時(shí)效300 h后，M23C6逐漸增多，原有M23C6長(zhǎng)大并沿晶界連續(xù)分布，沖擊功降低到最低值;650 ℃時(shí)效500 h后，晶界周圍和晶內(nèi)也析出M23C6，其他相有少量析出，尺寸相對(duì)較小，沖擊功降低到最低值后保持穩(wěn)定;650 ℃時(shí)效7 000 h后，沿晶界連續(xù)析出串珠狀M23C6，晶內(nèi)析出較大的球狀、塊狀M23C6，晶界附近有少量的塊狀G相和σ相，焊縫基體中彌散分布細(xì)小球狀或短棒狀Z相，沖擊功在時(shí)效1 000 h后由120 J降低到13 J，隨后基本保持穩(wěn)定，隨時(shí)效時(shí)間的增長(zhǎng)，抗拉強(qiáng)度和硬度均先增大、隨后略微減小后保持穩(wěn)定不變。張學(xué)鵬等[24]對(duì)焊材為ERNiCr-3的焊接接頭進(jìn)行了700 ℃的時(shí)效研究，得出隨著時(shí)效的進(jìn)行，金相組織未發(fā)生變化，為樹枝狀、胞狀單一奧氏體相（γ相）。時(shí)效300 h后，枝晶偏析處有少量顆粒狀化合物，柱狀晶晶界處有細(xì)小不連續(xù)的化合物析出，時(shí)效10 000 h后，枝晶可見保持一定位向的針狀析出物，焊縫和熱影響區(qū)的沖擊功均隨著時(shí)效時(shí)間的增加而降低，超過(guò)3 000 h后，焊縫的沖擊功穩(wěn)定在100 J，超過(guò)1 000 h，熱影響區(qū)沖擊低于31 J，時(shí)效后接頭拉伸結(jié)果合格，且母材抗拉強(qiáng)度值均高于焊縫，3 000 h后，彎曲試驗(yàn)合格;10 000 h后彎曲試驗(yàn)發(fā)生脆斷，3 000 h以內(nèi)時(shí)效時(shí)間，母材、焊縫和熱影響區(qū)的硬度變化不大，10 000 h后其硬度均有所提高，且母材和熱影響區(qū)的硬度明顯高于焊縫。杜寶帥[25]對(duì)605 ℃下服役4.2萬(wàn)h的HR3C焊接接頭進(jìn)行了性能試驗(yàn)，接頭運(yùn)行4.2萬(wàn)h后，組織同樣未發(fā)生變化，為樹枝狀、胞狀γ相，焊縫樹枝狀和胞狀晶界上析出大量條狀和塊狀M23C6相，晶粒內(nèi)部析出小尺寸M23C6相，接頭發(fā)生明顯的時(shí)效脆化，接頭塑韌性顯著降低。張忠文[26]對(duì)HR3C焊接接頭在700 ℃下的蠕變性能進(jìn)行研究得出，接頭在700 ℃下進(jìn)行高溫持久，焊縫胞狀樹枝晶內(nèi)針狀析出相布滿整個(gè)組織，粗大的析出相M23C6沿奧氏體晶界連續(xù)分布，容易形成蠕變裂紋，引起沿晶開裂，同時(shí)隨著晶內(nèi)析出M23C6以及其形態(tài)的長(zhǎng)大，加速了蠕變裂紋的擴(kuò)展，導(dǎo)致焊縫均呈脆性斷裂狀態(tài)，斷裂處均位于焊縫處。李新梅[27-28]等對(duì)焊材為YT-HR3C的焊接接頭的應(yīng)力腐蝕行為進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)與在空氣中相比，HR3C焊接接頭在NaCl溶液中的應(yīng)力腐蝕敏感性顯著增大，溶液中的Cl-對(duì)接頭的應(yīng)力腐蝕敏感性有較大影響，HR3C接頭在弱酸和弱堿的NaCl溶液中都有一定的抗應(yīng)力腐蝕性，在酸性介質(zhì)中接頭應(yīng)力腐蝕敏感性稍大，且無(wú)論是在NaCl的酸性還是堿性溶液中，隨著NaCl濃度的增加，接頭的應(yīng)力腐蝕敏感性呈增大趨勢(shì)。

綜上所述，配套YT-HR3C和替代Ni基焊材焊接的接頭，配套焊材接頭的抗拉強(qiáng)度略高，但沖擊功和延伸率較低，焊接接頭進(jìn)行時(shí)效后，與HR3C母材相同，均發(fā)生時(shí)效脆化現(xiàn)象，主要原因是焊接焊頭晶界和晶內(nèi)附近析出了針狀或短棒狀σ相、塊狀G相及M23C6相的網(wǎng)狀分布，容易形成沿晶脆性斷裂。根據(jù)研究結(jié)果進(jìn)一步得到：焊材為YT-HR3C的焊接接頭焊態(tài)拉伸試驗(yàn)一般斷于焊縫，表明焊縫的抗拉強(qiáng)度小于母材和熱影響區(qū);時(shí)效后斷于母材，表明時(shí)效后焊縫的抗拉強(qiáng)度大于母材和熱影響區(qū)，說(shuō)明在時(shí)效過(guò)程中，焊縫、熱影響區(qū)和母材的抗拉強(qiáng)度均先升高后減小再趨于穩(wěn)定，然而焊縫的抗拉強(qiáng)度值增長(zhǎng)高于母材和熱影響區(qū)，焊接接頭的沖擊功均降低，但焊縫的沖擊功降低幅度最大，低于母材和熱影響區(qū)，焊縫的沖擊功最小。替代Ni基焊材焊接接頭焊態(tài)拉伸試驗(yàn)一般斷于母材，表明焊縫的抗拉強(qiáng)度大于母材和熱影響區(qū);時(shí)效后斷于焊縫，表明時(shí)效后焊縫的抗拉強(qiáng)度小于母材和熱影響區(qū)，說(shuō)明在時(shí)效過(guò)程中，焊縫、影響區(qū)和母材的抗拉強(qiáng)度同樣先升高后減小再趨于穩(wěn)定，然而焊縫的抗拉強(qiáng)度增長(zhǎng)小于母材和熱影響區(qū)，焊接接頭的沖擊功均降低，但熱影響區(qū)沖擊功降低幅度大于焊縫，熱影響區(qū)的沖擊功最小。因此，YT-HR3C焊材和替代Ni焊材焊接接頭在時(shí)效前后焊縫、母材和熱影響區(qū)的組織、析出相和力學(xué)性能的變化規(guī)律仍未完全清楚，關(guān)于焊接接頭的高溫蠕變性能和應(yīng)力腐蝕行為研究甚少，這些方面的工作仍需要進(jìn)一步研究。

4 結(jié)論

（1）目前研發(fā)出的HR3C焊接材料有配套YT-HR3C和替代Ni基焊材（ERCrNi-3、ERNiCrMo-3和ERNiCrCoMo-1），焊接后接頭力學(xué)性均能符合標(biāo)準(zhǔn)要求，能滿足工程實(shí)際需要。

（2）在焊接過(guò)程中要嚴(yán)格按照針對(duì)HR3C不同焊材開發(fā)出的相應(yīng)焊接工藝執(zhí)行，最關(guān)鍵的是控制焊接過(guò)程中的層間溫度小于等于100 ℃，以防止焊接過(guò)程中產(chǎn)生熱裂紋。

（3）HR3C焊接接頭由于M23C6相的大量析出，同樣有時(shí)效脆化現(xiàn)象，隨著服役時(shí)間的增長(zhǎng)，接頭的沖擊功下降顯著，因此對(duì)于不同焊接接頭的組織、析出相和力學(xué)性能的變化規(guī)律仍需進(jìn)一步深入研究，進(jìn)而能提出防止焊接接頭發(fā)生時(shí)效脆化的方法和措施。

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