張邦強，高振桓，聶麗萍，鞏秀芳

(東方汽輪機有限公司， 四川 德陽， 618000)

620 ℃超超臨界機組用 9%Cr-M o-Co-B鋼（CB2）焊接接頭性能退化機制研究

張邦強，高振桓，聶麗萍，鞏秀芳

(東方汽輪機有限公司， 四川 德陽， 618000)

文章研究了 620 ℃超超臨界機組 9%C r-M o-Co-B 鋼 (CB2) 焊接接頭 的 持久性能 ， 焊接接頭 采 用 SMAW 方法進行焊接 ， 焊材分別 選 用 MTS 5Co1 和 MTS-616。 持久性能實驗表明焊接接頭的持久強度低于母材， 斷裂位置發(fā)生在焊接接頭的熱影響區(qū)臨界區(qū) (ICHAZ)， 為典型的 IV 型裂紋。 文章采用光學(xué)顯微鏡 OM 及掃描電鏡 SEM 觀察焊接接頭的微觀組織及析出相， 通過對析出相的分析研究了 9%Cr-Mo-Co-B 鋼焊接接頭的性能退化機制的成因。

IV 型裂紋， 焊接接頭， 臨界區(qū)， 鐵素體耐熱鋼

1 前言

9%Cr-Mo-Co-B 鐵素體耐熱鋼由歐洲 COST項目開發(fā)，具有優(yōu)良的高溫蠕變性能及抗氧化性能， 可以應(yīng)用于 620 ℃超超臨界機組鑄件及閥門等部件[1]。 其較高的蠕變強度得益于細小且彌散分布的 MX 型碳氮化物、 M23C6 型碳化物以及 B 元素對析出相的穩(wěn)定化作用[1-3]。 但是， 9%Cr-Mo-Co-B 鋼焊接接頭易在焊接熱影響區(qū)（HAZ）開裂而導(dǎo)致構(gòu)件提前失效[4-5]。

焊接接頭的熱循環(huán)作用過程及熱影響區(qū)（HAZ）組織形態(tài)改變是極其復(fù)雜的， 依據(jù)顯微組織， HAZ 可以被分為粗晶區(qū) （CGHAZ）、 細晶區(qū)（FGHAZ）和臨界區(qū)（ICHAZ）[6-8]。 依據(jù)焊接接頭斷裂的位置， 通常將斷裂形式歸為 4 類:（1）I型開裂在焊縫內(nèi)僅限于焊縫（WM）內(nèi)部； （2）II型開裂在焊縫內(nèi)由焊縫擴展至母材 （BM）； （3）III型裂紋位于粗晶區(qū) （CGHAZ）； （4）IV 型裂紋發(fā)生于細晶區(qū)（FGHAZ）或臨界區(qū)（ICHAZ）[6]。

Abe 等人對 9%～12%Cr鋼焊接接頭的失效機制進行了詳細的研究[9-11]， 對 9%～12%Cr 鋼 HAZ熱模擬試樣及焊接接頭進行了大量的微觀組織及蠕變實驗，研究結(jié)果表明:開裂通常發(fā)生在細晶區(qū) （FGHAZ）， 為典型的 IV 型裂紋。 Abe 等人認為在原奧氏體晶界上稀少的 M23C6 碳化物分布以及馬氏體板條結(jié)構(gòu)的缺失是導(dǎo)致細晶區(qū) （FGHAZ）性能退化的原因，而B含量的增加能夠抑制細晶區(qū) （FGHAZ）的形成， 從而消除 IV 型裂紋的產(chǎn)生。

本文通過 OM 及 SEM 系統(tǒng)地研究了 9%Cr-Mo-Co-B 鋼焊接接頭高溫持久后的組織及析出物變化， 對母材 （BM）、 焊縫 （WM）及熱影響區(qū)（HAZ）的顯微組織進行了細致的觀察， 并對硬度及沖擊力學(xué)性能進行了實驗。對不同B含量母材的 9%Cr-Mo-Co-B 鋼焊接接頭的持久性能及組織變化進行了分析。

2 實驗

實驗用不同 B 含量的 9%Cr-Mo-Co-B 鋼的化學(xué)成分見表 1， 焊接實驗用的板材厚度為 40 mm，板材經(jīng)正火、 回火處理， 具體熱處理參數(shù)見表2。板材焊接方法選用 SMAW， 焊材分別選用 5Co1 和WB2， 焊接后進行焊后熱處理（PWHT）， 焊接接頭的橫截面形貌見圖1。

采用 φ6.4 mm 試樣對焊接接頭進行高溫持久實驗， 實驗溫度 600～650 ℃， 實驗載荷 100～165 MPa。 用 OM 及 SEM 對持久斷裂后的試樣縱截面進行顯微組織觀察， OM 光學(xué)顯微鏡及 SEM 掃描電鏡型號分別為 Zeiss 40MAT 和 JSM6490。

表1 不同 B 含量的 9%Cr-Mo-Co-B 鋼的化學(xué)成分

表2 板材熱處理及焊后熱處理參數(shù)

圖1 焊接接頭的橫截面形貌

3 實驗結(jié)果

3.1 焊接接頭的力學(xué)性能

焊材選用 MTS 5Co1 及 MTS-616 以保證焊接接頭具有與母材匹配的力學(xué)性能，使用不同焊材后的焊接接頭的室溫拉伸試驗結(jié)果見表3。 大量的拉伸試驗結(jié)果表明， MTS 5Co1 焊接接頭的數(shù)據(jù)分散性及塑性指標優(yōu)于 MTS-616 焊接接頭， 兩者的沖擊性能都能滿足要求。

表3 焊接接頭的拉伸及沖擊試驗結(jié)果

3.2 焊接接頭的微觀組織

基于以上實驗結(jié)果， MTS 5Co1 焊材被選用進行板材 焊接 并進 行后 續(xù)持久 實驗 ， 60 ppm B 含量及 90 ppm B 含量鋼持久實 驗前的焊 接接頭微觀組織見圖 2。 BM 及 WM 均存在馬氏體板條結(jié)構(gòu)， 60 ppm B 鋼的熱影響區(qū)包含 CGHAZ、 FGHAZ 和 ICHAZ， FGHAZ 的晶粒尺寸約為 6 μm （見圖 2a），相比 CGHAZ 晶粒尺寸 （50～60 μm）小很多， ICHAZ 原奧氏體晶界 （PAGB）兩側(cè)產(chǎn)生了大量的細小晶粒 （見圖 2b）， 并且 ICHAZ 細晶的尺寸小于3 μm。 在 ICHAZ 還發(fā)現(xiàn)了貝氏體組織 （見圖 2e和圖 2f）， 此區(qū)域板條結(jié)構(gòu)消失， 只留下原板條界上的 M23C6 呈列分布。

90 ppm B 鋼 的 熱 影 響 區(qū) 包 含 CGHAZ 和 ICHAZ， CGHAZ 的 組 織 和 60 ppm B 鋼 近 似 ， 但 在90 ppm B 鋼焊接接 頭中未發(fā) 現(xiàn) FGHAZ， 這表 明 B元素含量的增加能夠抑制 FGHAZ 的形成， 在 90 ppm B 鋼中細小的晶粒只存在于 ICHAZ 原奧氏體晶界的兩側(cè) （見圖 2c 和圖 2d）， 并且在 ICHAZ 沒發(fā)現(xiàn)貝氏體組織。

圖2 焊接接頭持久實驗前的微觀組織

PWHT 處理后的焊接接頭硬度 （HV10）測試結(jié)果見 圖 3， 焊縫硬度 約為 HV240～HV250， 60 ppm B 鋼中焊縫硬度比母材硬度約高 25HV （見圖3a）， 90 ppm B 鋼中焊縫和 母材硬度差異不大 （見圖 3b）。 兩者皆在熔合線處的硬度最高， 在 ICHAZ處 最低， 60 ppm B 鋼焊 接接頭 最低 硬度約 為HV195 ～HV210， 90 ppm B 鋼 最 低 硬 度 約 為HV220～HV225。

圖3 焊接接頭的硬度分布

3.3 持久性能及組織變化

焊接接頭的持久實驗結(jié)果見圖4， 結(jié)果表明90 ppm B 鋼接頭的持久性能優(yōu)于 60 ppm B 鋼。 焊接接頭持久實驗后微觀組織見圖 5， 對于 60 ppm B 鋼， 斷裂發(fā)生在 ICHAZ 區(qū)域貝氏體組織邊界處（見圖 5a）， 為典型的 IV 型裂紋， 并且在ICHAZ原奧氏體晶界附近的細晶位置發(fā)現(xiàn)折線狀裂紋（見圖 5b）， 這表明開裂沿著細小晶粒的晶界面進行。 90 ppm B 鋼 焊接接頭也斷裂在 ICHAZ， 為 IV型裂紋，蠕變裂紋及蠕變孔洞均產(chǎn)生在此區(qū)域原奧氏體晶界附近的細晶晶界位置， 見圖 5 （c）和圖 5 （d）。

圖4 60 ppm B 鋼和 90 ppm B 鋼焊接接頭的持久性能對比

圖5 焊接接頭在 650 ℃/100 MPa 下持久斷裂后的微觀組織

9%～12%Cr鋼焊接件接頭的持久性能已有較多報道[9-15]， 通常認為在低應(yīng)力載荷下失效位置發(fā)生 FGHAZ， 但在本文 實驗中開 裂位置 位于 ICHAZ。 持久斷裂后的焊接接頭硬度 （HV10）實驗結(jié)果見圖 6， 硬度實驗結(jié)果表明開裂位置位于 ICHAZ硬度最低的區(qū)域。

圖6 焊接接頭持久實驗后的硬度分布

為進一步分析 ICHAZ 性能的退化機制， 使用SEM 對此區(qū)域的析出相進行觀察。 60 ppm B 和 90 ppm B 鋼持久實驗后焊接接頭的顯微組織及析出相 分 布 分 別 見 圖 7 和 圖 8。 對 60 ppm B 鋼 而 言 ，析出物顆粒主要分布在 PAGB 以及在其附近的細晶晶界上 （見圖 7d 和圖 7e）， 在 ICHAZ 區(qū)域晶界上的析出物尺寸比 BM、 CGHAZ 及 FGHAZ 區(qū)都大很多 （見圖 7a、 圖 7b 和圖 7c）， EDS 能譜分析結(jié)果 表 明 這些 析 出 相 主 要 是 M23C6 （Cr,Mo23C6）和 Laves相 （Fe2Mo）， Laves相的尺寸要比 M23C6碳化物的尺寸大得多 （見圖 7e）。

圖7 60 ppm B 鋼中焊接接頭的微觀組織及析出相

90 ppm B 鋼在 ICHAZ 區(qū)的 M23C6 和 Laves相分布和 60 ppm B 鋼非常近似 （見圖 8）， 析出相主要分布在 PAGB 上以及在 PAGB 附近細晶的晶界上 （ 見 圖 8c 和 圖 8d） ， 但 90 ppm B 鋼 中 的 Laves相 尺 寸 （ 約 1 μm）要 小于 60 ppm B 鋼 中 的 尺 寸（約 3 μm）。

圖8 90 ppm B 鋼中焊接接頭的微觀組織及析出相

4 討論

實驗發(fā)現(xiàn)蠕變孔洞很少在 BM 上產(chǎn)生， 蠕變孔洞主要位于臨界區(qū) PAGB 兩側(cè)的粗大 Laves相附近 （見圖 7d 和圖 8c）。 這預(yù)示 Laves 相為蠕變孔洞產(chǎn)生創(chuàng)造了條件， Laves相的產(chǎn)生是由于晶界上偏聚大量的Mo元素， 同時由于元素偏聚擴散的原因 Laves 相長大還會以消耗 M23C6 方式進行， 這同時降低了固溶強化的效果[14]， Laves 相的進一步粗化導(dǎo)致了蠕變強度進一步降低。隨著蠕變損傷在 ICHAZ 的聚集， 蠕變孔洞彼此連接形成微裂紋，進一步擴展后，微裂紋發(fā)展成為折線狀的宏觀裂紋 （見圖 5）， 最終導(dǎo)致失效。

60 ppm B 鋼 中 臨界 區(qū)中 臨 近 PAGB 的貝 氏體組織由于元素偏析造成，貝氏體組織的硬度是熱影響區(qū)中最低的，這表明此區(qū)域的強度也最低，因此， 蠕變孔洞易在貝氏體組織附近的 Laves相周圍產(chǎn)生， 同時如圖 5 （a）所示， 斷裂也通常發(fā)生在此區(qū)域。

B 元素含量增加到 90 ppm 以后能夠抑制FGHAZ和貝氏體組織的形成， 晶界上 B 元素的偏聚降低了晶界能，同時也降低了奧氏體晶粒在晶界處不均勻形核的傾向，另一方面，B元素能夠抑制 M23C6 和 Laves相的粗化， 減少合金元素的偏聚。 90 ppm B 鋼焊 接接 頭持 久強 度的 改善可 歸因于抑制了 FGHAZ和貝氏體組織的出現(xiàn)以及降低了Laves相的粗化速度。

5 結(jié)論

本文對不同 B 含量的 9%Cr-Mo-Co-B 鋼焊接接頭持久性能進行了研究，值得關(guān)注的是斷裂位置都位于 ICHAZ， 與文獻報道的發(fā)生在 FGHAZ 不同。 9%Cr-Mo-Co-B 鋼焊接接頭持久強度可通過增加B含量得到改善，原因可歸結(jié)于B元素含量的增加可以抑制 FGHAZ和貝氏體組織的形成以及降低 Laves相的粗化速度。

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Investigations on Degradation Mechanism ofWelded Jointof Advanced
9%Cr-Mo-Co-B Steel（CB2）Used for 620 ℃ USC Steam Turbine

Zhang Bangqiang， Gao Zhenhuan， Nie Liping， Gong Xiufang
(Dongfang Turbine Co.,Ltd.,Deyang Sichuan,618000)

The creep rupture property ofwelded joint of advanced 9%Cr-Mo-Co-B steel （CB2）used for 620 ℃ USC steam turbine was studied.The welded jointwas prepared by shielded metal arc welding（SMAW）withmatching electrodes of MTS 5Co1 and MTS-616 respectively.The result indicated that the creep strength of welded jointwas weaker than that of the basematerial.The fracture usually occured in the intercritical heat affected zone （HAZ）of the welded joint and demonstrated a typical IV cracking.Themicrostructure of the welded joint was investigated by using opticalmicroscopy OM and scanning electron microscopy （SEM）.The degradationmechanism ofwelded joint of the 9%Cr-Mo-Co-B steelwas explored by analysing phases of precipitates.

IV cracking,welded joint,intercritical heat affected zone,ferritic steel

TG113

： A

： 1674-9987(2014)02-0056-06

張邦強（1981-），男，工學(xué)碩士，2005 年畢業(yè)于山東大學(xué)材料學(xué)專業(yè)，任職于東方汽輪機有限公司材料研究中心 長壽命高溫材料四川省重點實驗室，主要從事金屬材料應(yīng)用方面的研究工作。