焊后热处理温度对P92钢焊缝显微组织和力学性能的影响

刘福广, 李太江, 王彩侠, 梁 军, 刘立营,姚兵印, 肖德铭, 史文渊

(1.西安热工研究院,西安 710032;2.神华国华(北京)电力研究院,北京 100069;3.天津电力建设公司焊接培训中心,天津300380)

发展高参数、大容量的超超临界机组是我国火力发电机组提高发电效率、节能减排的必然趋势.截止2009年底,我国已投运21台1 000 MW 超超临界机组,此外还有约170台超超临界机组订货,我国已成为世界上超超临界机组最多的国家[1-2].在我国投运或即将建设的超超临界机组中,主蒸汽管道或高温再热蒸汽管道等高温高压部件均普遍采用了SA335 P92钢.所以,保证P92钢部件及其焊接接头的安全和可靠成为发展超超临界机组的关键技术之一.

材料韧性是材料抗脆性破坏的能力.由于P92钢部件及其焊缝长期在高温、高压工况下运行,因此为了保证P92钢部件在各种工况下的安全,应使部件及其焊缝具有一定的韧性储备[3].为方便起见,各国规范中均将材料的韧性以V型缺口冲击功的形式予以表征,如我国在GB 5310-2008标准中,与P92钢相对应的材质钢管母材的纵向缺口冲击功应不低于40 J,硬度不高于250 HBW[4-5].目前,国内外科研工作者对P92钢进行了较多研究,但研究重点大多集中在材料的高温蠕变性能、析出相的演化规律或焊接工艺开发方面[6-13],而紧密结合我国超超临界机组安装实际,有关P92钢焊接接头的焊后热处理温度、硬度和缺口冲击功之间的关系及其显微组织变化方面的研究尚鲜有报道.虽然热处理温度和热处理时间具有一定的换算关系[14],但为了与火电机组现场安装或检修实际相结合,笔者重点研究了焊后热处理温度对P92钢焊缝硬度和冲击性能及显微组织的影响,并研究了目前焊后热处理恒温时间采用的常规工艺,为今后P92钢部件的制造和安装提供了一定的技术参考.

1 试验材料与试验方法

试验用母材为进口 P92钢管道,规格为355 mm×26 mm,其化学成分见表1.焊接方法采用手工钨极氩弧焊打底+焊条电弧焊填充盖面,焊丝、焊条均选用国内超超临界机组建造时普遍采用的Thermanit M TS 616,其名义化学成分列于表1.试验用接头焊接完成后,将管段切割成100 mm×300 mm的试块进行焊后热处理,热处理试验在箱式电阻炉中进行,焊后热处理恒温温度在700～780℃,温度间隔为10℃,恒温时间为4 h.

焊后热处理后,经无损探伤检验认为合格,然后依据相关标准在焊接试件上沿纵向截取冲击、硬度及金相等试样进行组织性能检测.冲击试样尺寸采用10 mm×10 mm×55 mm的标准V型缺口冲击试样,冲击试验在RKP450示波冲击试验机上进行;布氏硬度试验在HB-3000C布氏硬度试验机上进行,压头直径为5 mm,载荷为 7 355 N;显微硬度测量在FM-700显微硬度试验机上进行,测量规范:加载为9.8 N,加载时间为14 s.金相试样经过机械打磨和抛光后,用FeCl3盐酸水溶液腐蚀,在ZEISS Imager A1m光学显微镜下观察金相组织;在Fei Quata 400HV扫描电子显微镜下观察冲击断口形貌.在JEM-3010高分辨透射电子显微镜下进行薄膜透射并将试样组织观察,采用Oxford INCA能谱仪进行微区成分分析,试样在-40℃下进行电解双喷减薄,电解液为8%高氯酸酒精.

表1 试验用P92钢的化学成分及填充焊材的名义成分Tab.1 Chemical composition of P92 steel and nominal composition of filler metal %

2 试验结果

2.1 显微组织

图1为不同热处理状态下P92钢焊缝的光学金相组织.从图1(a)可知:焊态P92钢焊缝的光学金相组织为淬火马氏体组织,原柱状晶或胞状晶晶内由不同位向的马氏体板条束组成,沉淀相不明显.经过740℃、760℃和780℃热处理后焊缝的金相组织比较接近,均为回火马氏体组织,原柱状晶或胞状晶晶内由不同位向的板条马氏体束组成,原奥氏体晶界及马氏体板条束界处分布着弥散细小的沉淀相,见图1(b)～图1(d).

图2为不同状态下P92钢焊缝的TEM照片和能谱分析曲线.从图2(a)可知:经700℃热处理后,焊缝的基体以板条状马氏体为主,板条内为缠结状的位错胞;沉淀相主要有两种:一种是沿晶界、马氏体板条界处分布的呈针状、棒状或球状沉淀相,尺寸分布在50～100 nm;另一种分布在板条内部的细小沉淀相,尺寸分布约为10～15 nm.当热处理温度上升到740℃时,焊缝基体的板条形貌依然明显,局部位错通过多变化形成了等轴亚晶,位错密度比700℃时低,晶界析出相的最大尺寸已长大到120 nm左右(图2(b)).当焊后热处理温度提高到760℃时,焊缝基体主要由等轴亚晶组成,但局部还保留着板条形貌,位错密度进一步降低;晶界或亚晶界沉淀相多呈球状或圆棒状,最大尺寸长大到150 nm左右,晶内沉淀相与700℃时比较,基本没有长大(图2(c)).经选区电子衍射结合微区能谱分析,沿晶界或马氏体板条边界析出的沉淀相主要为富Cr相的M23C6(图2(d)和图 2(e)),M 代表 Cr、Fe元素;从图2(f)可以看到:亚晶内部的细小沉淀相为富Nb和富V相,结合文献[8～10]的研究结果,可确定该沉淀相为MX相,其中M 代表Nb、V元素,而X代表C、N元素.

图1 不同热处理状态下P92钢焊缝的光学金相组织Fig.1 Optical microstructure of P92 weld metal under different heat treatment conditions

2.2 力学性能

图3为在不同热处理温度下P92钢焊缝硬度和缺口冲击功的变化曲线.从图3可知:热处理前焊缝硬度较高,在320～410 HBW,且外壁焊缝硬度高于内壁;经过700℃以上热处理后,不同部位焊缝(外壁附近、中部及内壁附近)的硬度趋于一致:经700℃恒温4 h后,焊缝硬度下降到300 HBW附近,随着热处理温度的逐渐提高,焊缝硬度逐渐降低,当焊后热处理温度达到760℃时,焊缝硬度降低到230 HBW左右;直至780℃时,硬度开始继续下降到220 HBW附近.

从图3还可以看到:热处理前焊缝区的缺口冲击功极低,只有7.3 J;经过700℃热处理后,虽然焊缝硬度已降低到300 HBW 左右,但焊缝冲击功仍低于10 J;随着焊后热处理温度的进一步提高,焊缝的冲击功呈缓慢回升,焊后热处理温度高于740℃后,焊缝冲击韧性上升速率加快,当热处理温度提高到746℃时,焊缝缺口冲击功达到了40 J,此时硬度降低到250 HBW以下;随着回火温度继续提高到770℃时,焊缝冲击功只是小幅提高;当焊后热处理温度超过770℃后,焊缝缺口冲击功继续上升到60 J以上.

图3 在不同热处理温度下P92钢焊缝硬度和冲击功的变化曲线Fig.3 Variation curve of hardness and impact toughness of P92 weld metal tempered at different temperatures

2.3 显微硬度

图4为不同热处理状态下P92钢焊接接头的显微硬度变化曲线.从图4可知:热处理前P92钢焊缝的显微硬度较高且呈现较大的周期波动性,硬度变化范围在330～475 HV;经760℃热处理后,焊缝区硬度分布相对较均匀,基本在240～255 HV,与热处理前相比,热处理后的焊缝硬度大幅降低.进入热影响区后,P92钢接头硬度迅速下降,在2.5 mm附近出现达到谷值后逐渐回升到母材硬度.

图4 不同热处理状态下P92钢焊接接头的显微硬度变化曲线Fig.4 Variation curve of microhardness of P92 weld joints under different heat treantment conditions

2.4 冲击断口

图5为不同热处理状态下P92钢焊缝冲击试样的断口形貌.从图5(a)～图5(c)可以看到:热处理前焊缝区的宏观断口基本没有塑性变形,宏观断口主要由扩展区组成;经过740℃和760℃热处理后,宏观断口塑性变形增大,宏观断口中可以看到纤维区、扩展区和剪切唇.在微观断口中,随着焊后热处理温度的提高,纤维区宽度增大,由焊态时的0.1 mm逐渐增加到 740℃、760℃热处理后的 0.2 mm、1 mm,且纤维区主要由韧窝组成,扩展区主要由许多自中心向周围放射的弯曲河流花样的小断面组成,多个小断面包围在一个大断面里,断面之间由撕裂棱连接,断裂形式为准解理断裂.在不同热处理状态下,冲击试样微观断口扩展区的差别在于:随着热处理温度的提高,撕裂棱的变形量增大,如图5(d)～图5(f)所示.

图5 不同热处理状态下P92钢焊缝冲击试样的断口形貌Fig.5 Fracture morphorlogies of P92 weld metal impact specimen under different conditions

3 分析与讨论

在高温回火过程中,P92钢焊缝硬度的下降是基体由板条马氏体向等轴亚晶转变、沉淀相脱溶析出以及聚集球化和缓慢长大造成的.由于在P92钢中添加了Cr、Mo、W 以及V 等合金元素,使 P92钢过冷奥氏体的稳定性提高,即使在空冷条件下也可以得到全马氏体组织[15-16].由于其含碳量低,因此焊后冷却的是板条马氏体组织(图1(a)).P92钢焊缝冷却后,C、N元素对位错的钉扎作用及Cr、Mo、W、V等合金元素使基体晶格产生畸变,对位错滑移造成阻碍作用,使热处理前P92钢焊缝的硬度较高(图3).在图4中,P92钢焊缝硬度的波动性是由于在反复焊接热循环过程中,后续焊道对先前焊层产生了回火,导致了局部焊缝硬度下降.经过高温回火,P92钢焊缝基体开始发生回复,板条内部缠结状的位错重新排列成网状,形成了等轴亚晶,位错密度降低,同时析出M23C6及MX相,形成了沉淀强化作用.随着焊后热处理温度的提高,M23C6沉淀相逐渐聚集球化,并缓慢长大,但MX相长大不明显(图2(a)～图2(c)).这与文献[16]～文献[18]的研究结果一致.上述机理的综合作用使P92钢焊缝由焊态时的硬度320～410 HBW下降到760℃热处理后的230 HBW左右.

材料的夏比缺口冲击功主要由裂纹形成功和裂纹扩展功组成,一旦材料的化学成分和试验条件确定,缺口冲击韧性则主要取决于材料的晶粒大小和显微组织[19-20].随着焊后热处理温度的提高,P92钢焊缝中C、N元素以及合金元素逐渐脱溶析出,固溶强化作用转化成沉淀强化作用,强度降低(可通过图3硬度的变化进行表征),塑性得到提高,冲击试样断口的纤维区变宽(图5(a)、图5(c)和图 5(e)),裂纹形成功增加;P92钢焊缝冲击试样裂纹扩展过程中的阻力主要源于马氏体板条束界和柱状晶晶界,随着焊后热处理温度的提高,小断面和大断面连接处的撕裂棱变形量增大(图 5(b)、图5(d)和图5(f)),说明对裂纹扩展过程中消耗的塑性变形功和裂纹扩展功均提高.裂纹形成功和裂纹扩展功的提高,使得焊缝冲击功随着热处理温度的提高而增大.此外,从上述分析可知:控制焊接工艺,防止原柱状晶及晶内马氏体板条束过度长大,也是提高P92钢焊缝冲击韧性的重要措施之一.

4 结 论

(1)采用目前常规的焊后热处理时间,当焊后热处理恒温温度达到746℃时,P92钢焊缝可以获得与母材接近的力学性能,即硬度低于250 HBW、缺口冲击功达到40 J.

(2)P92钢焊缝硬度降低、缺口冲击韧性提高是由于在高温回火过程中基体由板条马氏体向等轴亚晶转变和M23C6、MX相的脱溶析出以及由M23C6的聚集球化和缓慢长大造成的.

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