T91/TP347H异种钢焊接接头服役微观组织转变

李敏， 邓守浩， 刘川槐， 沈利， 潘卫国， 陈云霞

(1.上海电力大学，上海 201306；2.淮浙煤电有限公司凤台发电分公司，安徽 淮南 232131；3.上海电机学院，上海 201306)

0 前言

在当今能源紧缺的情况下，电力行业向着绿色、高效、节能、环保的方向发展，而国内的煤炭资源丰富，以煤炭为主要燃料的火电行业也得到了迅速发展，因此建设高效率、高参数和低排放的超超临界机组就成为了必然趋势[1]。发展超超临界机组的主要途径是提高机组的蒸汽和压力参数，这就对火电机组中使用的异种钢焊接材料提出了更高的要求。目前国内广泛应用于超超临界机组再热器和换热器等高温部件的主要管材有T/P91,T/P92,TP347H,super304,T22,HR3C等[2]。由于T91马氏体钢和TP347H奥氏体钢具有优异的高温力学性能和耐高温蒸汽腐蚀性，通常被选作结合材料[3-5]。马氏体钢和奥氏体钢除了化学成分存在很大差别外，它们的物理性能，如线膨胀系数和热导率等也存在巨大的差异，这就导致了焊接接头热应力上升，热裂纹敏感性也会增加，从而对接头的服役性能产生影响[6-8]，因此服役过程焊接接头组织变化是研究异种接头安全运行问题的基础。文中以原始态和服役1×105h的T91/TP347H异种钢焊接接头为研究对象，就服役前后异种钢焊接接头的显微组织开展研究。

1 试验材料与方法

1.1 试验材料

试验材料为原始态和服役1×105h的T91/TP347H异种钢焊接接头，该焊接接头服役位置为高温过热器，不受烟气冲刷影响，服役工况为571 ℃,25.4 MPa。焊接接头母材为T91钢和TP347H钢，焊接材料为ERNiCr-3镍基焊丝，其化学成分见表1。

1.2 试验方法

采用LeicaDFC450光学显微镜(OM)和HITACHS-3400N扫描电子显微镜(SEM)观察原始态和服役1×105h的异种钢焊接接头的显微组织，使用能谱(EDS)分析第二相成分。在观察显微组织前，对焊接接头试样进行镶嵌、打磨、抛光，然后采用EP-06型电解抛光腐蚀仪进行电解腐蚀，腐蚀液为10%的草酸溶液，电压为6 V，电流为3 A，T91母材腐蚀时间为30 s，TP347H母材腐蚀时间为60 s，焊缝腐蚀时间为30 s。采用Bruker D8 Advance X射线衍射仪分别对两种状态焊接接头的母材、焊缝进行物相分析。采用HXD-1000TMC/LCD数字式显微硬度计对试样表面进行维氏硬度的测试，试验力和保荷时间分别为9.8 N和10s，相邻测试点的间距为0.5 mm。

2 试验结果及分析

2.1 XRD物相分析

图1分别为T91母材、TP347H母材和焊缝在原始态和服役1×105h后的XRD图谱。由图1a可知，原始态T91母材相组成主要为α-Fe，还含有少量γ-Fe，M23C6，服役后相比原始态差别不大。由图1b可知， 服役1×105h后TP347H母材较原始态相比M23C6和Nb(C,N)的衍射峰略有增强，这是由于服役过程中有此碳化物析出和碳化物长大现象。图1c为焊缝服役前后的XRD图谱，主要相均为γ-Fe和α-Fe，服役过程中同样存在M23C6，Nb(C,N)的析出和长大。

图1 T91/TP347H异种钢焊接接头不同区域XRD图谱

2.2 显微组织分析

2.2.1母材服役过程中组织变化

原始态及服役1×105h的T91母材的微观组织如图2所示。由图2a、图2b可见服役前后的焊接接头T91母材组织均为板条状回火马氏体组织，晶粒尺寸大小比较均匀。服役后的T91母材组织略有增大，晶内及晶界处未发现明显析出物。

图2 T91/TP347H异种钢焊接接头母材

图2c、图2d为TP347H母材原始态及服役1×105h的显微组织，可以看出2种状态的焊接接头TP347H母材组织均为奥氏体组织，该接头在高温高压状态下运行时间较长，其服役后的奥氏体组织较为粗大。对析出物(图3)进行多点的EDS分析，见表2，析出物呈棒状及颗粒状，晶界及晶内均有分布，多边形细小析出物富含Nb,Cr等元素，Nb元素与C，N元素的亲和力较强，常以Nb(C,N)碳氮化物的形式析出[9]，大粒度的棒状的组织含有Nb和Cr等元素，结合XRD分析结果，棒状物为M23C6存在于晶体中。

图3 TP347H母材中析出相SEM图像

表2 图3中给出区域EDS分析(原子分数，%)

2.2.2热影响区组织变化

图4a、图4b分别为服役前后异种钢焊接接头T91侧热影响区(HAZ)的微观组织，可知T91钢一侧的热影响区(HAZ)由粗晶区(CGHAZ)和细晶区(FGHAZ)组成。CGHAZ晶粒在焊接时受热影响较大，重新奥氏体化的温度一般高于Ac3，导致该区域晶粒发生完全奥氏体化，之后不断聚集长大，最终冷却形成T91侧的CGHAZ，组织主要为回火马氏体[10]。FGHAZ区域组织的晶粒要比CGHAZ组织的晶粒小的多，造成这种现象主要是因为焊接过程中该微区所受的热循环温度低于重新奥氏体化的实际温度Ac3。服役1×105h焊接接头的CGHAZ和FGHAZ微观组织如图4b所示，可知服役1×105h后，CGHAZ微观组织发生了一定程度的铁素体化，FGHAZ微观组织较原始态差别不大。

图4c、图4d为原始态及服役1×105h异种钢焊接接头TP347H侧的HAZ组织，均为奥氏体。图4c中，CGHAZ组织较为粗大，而FGHAZ的组织则相对细小，晶粒碎化程度较高，造成这一现象主要是由于焊接时所受的热循环不同导致的。服役后晶粒尺寸更为均匀，无明显粗晶细晶区别。

图4 T91/TP347H异种钢焊接接头热影响区

2.2.3焊缝组织变化

图5为原始态及服役1×105h异种钢焊接接头微观组织，由图5可知焊缝均为奥氏体+铁素体双相组织，奥氏体呈树枝晶形态，铁素体沿枝晶间分布。在晶界分布白色析出相(图6)，对其进行EDS分析，结果见表3。白色析出相为富含Nb元素的相和M23C6，Nb易与C，N结合形成Nb(C,N)相，Nb(C,N)硬度高，稳定性好，在晶内及晶界弥散分布，对焊接接头组织的强度和冲击韧性有利[11-14]。服役后焊缝相较原始态，焊缝晶粒尺寸有所增加，析出相沿着晶界析出并一定程度粗化，强化效果减弱。

图5 T91/TP347H异种钢焊接接头焊缝SEM图像

图6 服役1×105 h 焊缝析出相SEM图像

2.3 硬度分析

图7是焊缝原始状态及服役1×105h后异种接头硬度曲线。由图可知，T91侧热影响区硬度最高，而随着向T91母材过渡，硬度逐渐下降，焊缝及TP347H母材部位的硬度偏低。由于异种钢的焊接是在非平衡加热和冷却过程进行的，容易在T91侧热影响区形成过饱和的马氏体组织，其中含过饱和的碳原子引起晶格畸变，而使马氏体的硬度和残余应力增大[15-17]，造成T91侧热影响区硬度最高。对比服役前后的焊缝硬度曲线，服役后焊缝硬度升高，主要是由于服役过程强化相M23C6的析出。

图7 原始态及服役1×105 h T91/TP347H异种钢接头硬度分布

表3 图6中给出区域EDS分析(原子分数，%)

图8是服役前后焊缝不同位置显微硬度曲线，未服役焊缝在底层硬度低于中层和上层焊缝组织，主要是熔合比及热影响循环的不同，导致打底焊层组织强化颗粒固溶强化及第二相强化作用降低。随着服役时间达到1×105h，第一道焊缝硬度变化不大，通过对第1、第2道焊缝熔合线处线扫描结果(图9)可知，第一道焊缝较于第二道焊缝Fe元素较高，Ni元素较低，服役后成分仍然存在差异，说明硬度趋于平缓的主要原因是由于晶粒增大及强化相粗化后对焊缝增强效果减弱造成。

图8 原始态及服役1×105 h焊缝不同位置显微硬度曲线

图9 中层与下层分界处EDS分析

3 结论

(1)相较于原始态，服役1×105h的接头TP347H母材晶粒更为粗大，CGHAZ和FGHAZ的奥氏体组织晶内和晶界周围分布有弥散的碳化物颗粒，FGHAZ晶粒较原始态明显增大。原始态焊接接头T91侧的CGHAZ晶粒发生完全奥氏体化，服役1×105h后T91侧CGHAZ组织发生了一定程度的铁素体化，FGHAZ组织前后差别不大。焊缝枝晶晶粒的结晶方向垂直于熔合线朝向焊缝中间。

(2)在服役过程中，T91母材区域变化不大，TP347H母材区域有M23C6，Nb(C,N)的形成，焊缝中也有M23C6和Nb(C,N)的析出。

(3)原始态和服役1×105h的焊接接头硬度最高的区域均为T91侧热影响区，最低均为TP347H母材，服役1×105h后焊缝盖面层与填充层硬度升高，打底层硬度变化不大。