TP304H/T22异种钢焊接接头微观组织特性对焊缝失效的影响分析

孙 戬，潘晨阳，沈永鳌，张周博，林 何，成小乐

(1.西安工程大学机 电工程学院，陕西 西安 710048；2. 西安市现代智能纺织装备重点实验室，陕西 西安 710048；3.中国航发西安动力控制科技有限公司，陕西 西安 710003；4.西安热工研究院有限公司，陕西 西安 710054)

0 前言

异种钢焊接接头是电厂锅炉行业中过热器、再热器、换热器等火电发电机组的重要组成部件[1]。由于实际运行环境中受热面温度和接触压力的不同，焊接接头需要使用不同成分和组织性能的钢材[2]，而异种材料之间性能的相互影响会造成组织形态发生改变，甚至导致焊缝失效。TP304H是一款耐热不锈钢，具有良好的弯管、焊接工艺性能、耐腐蚀性，持久强度高，组织稳定性强，还具有对热处理不敏感等特点[3]。T22钢是低合金铁素体耐热钢，主要用于300 MW、600 MW等大容量电站锅炉管壁温度≤580 ℃的过热器及管壁温度≤540 ℃壁的蒸汽管道，具有优良的综合力学性能、工艺性能以及良好的抗氢性等[4]。由于TP304H钢与T22钢的物理性能及化学成分相差较大，故焊接接头的成分和性能变化也较复杂，在长时间服役于高温、高压、高负荷的恶劣工况下，会导致材料出现疲劳、变形、腐蚀等问题，进而导致异种钢焊缝出现脆性失效[5]，给工作运行带来极大的安全风险。其原因除了焊接参数等宏观因素外，微观组织对接头的性能也具有重要影响。

根据目前对异种钢焊接接头的研究可知，焊缝失效的形式主要表征为裂纹。为探究异种钢焊接接头焊缝失效的原因和机理，黄本生等[6]在对Q345/316L异种钢焊接接头的显微组织结构的研究中，发现焊缝金属在运行超过20万小时后Q345侧热影响区(HAZ)有明显的碳元素迁移现象，同时指出由于焊缝填充金属性在高温工况下性能较好，裂纹均发生在Q345侧HAZ部位。张祺等[7]在T92/Super304H异种钢焊接接头研究中加入了组织结构及力学性能的对比试验，发现异种钢焊接接头失效时，裂纹萌生的位置及扩展的趋势存有较大差异。汪峰等[8]在对某含裂纹的T22/TP304H异种钢焊接接头的研究中，分析了焊接接头中裂纹的生成机理及影响因素，得出热膨胀系数差异及应力集中是带垫板异种钢焊缝裂纹产生的最大诱因。为充分发挥异种材料各自的优势，徐育烺等[9]采用TIG焊研究了Q235普通碳钢和304奥氏体不锈钢焊接接头的焊缝失效行为，发现裂纹位置主要发生在母材Q235碳钢一侧，通过光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱(EDS)等检测方法对接头的微观组织和成分进一步分析，得出304/焊缝交界处区和304不锈钢热影响区附近的奥氏体晶粒晶界上与晶界附近的细条状析出物均不同，由此推测异种钢焊接接头裂纹的产生与扩展和显微组织有关。基于此，汪峰又对T22/TP304H异种钢焊接接头进行了组织形貌分析，通过拉伸试验模拟不同区域的断裂并观察对应的显微组织，得出T22侧熔合区存在细晶强化作用，该区域硬度大，不易出现裂纹，TP304H侧熔合区奥氏体晶粒粗化现象不明显，接头拉伸性能明显劣化[9]。本文结合某长时间服役于亚临界350 MW锅炉过热器出口段顶棚的TP304H与T22异种钢焊接接头出现裂纹的区域与非裂纹区域对应的微观组织特征，分析了异种钢焊接接头微观组织对焊缝失效的影响，为开发高性能异种钢焊接接头工艺以及现有焊接接头性能检测和维护提供研究基础。

1 试验材料与方法

试验母材选取服役于某350 MW亚临界锅炉高温过热器的TP304H/T22带垫板异种钢焊接接头。管为TP304H(Φ50.8 mm×7.4 mm)与T22(Φ50.8 mm×12.2 mm)，垫板采用T22材料钢，焊缝填充金属选用镍基合金。试验所用金属母材的主要化学成分组成如表1所示。

表1 TP304H/T22异种钢材化学元素的质量分数

试验选取两组经过20万小时服役后的异种钢焊接接头，分别命名为A组和B组。控制两组试样在相同的环境下进行试验，逐一对其进行打磨、抛光、腐蚀等预处理，其中TP304H一侧采用王水进行腐蚀，T22处采用4%硝酸酒精进行腐蚀，随后采用ZEISS IMAGER A1m光学显微镜(OM)和Fei Quanta 440 HV扫描电子显微镜(SEM)观察显微组织，使用能谱(EDS)分析第二相成分，重点选取两组焊接接头试样出现裂纹的区域与非裂纹区域进行对比研究。

2 试验结果与讨论

2.1 焊接接头宏观特征

A、B两组带垫板的TP304H/T22异种钢焊接接头试样的宏观截面如图1所示，在温度高达540.6 ℃、蒸汽压力为17.93 MPa的工况下服役超过20万小时后，垫板(T22钢)处出现黄褐色大小不规则的块状氧化物，焊缝区域大体呈三角状，同时可观察到有裂纹出现在焊缝、母材及垫板交界区域。如图1(a)所示A组试样的焊缝金属、母材TP304H及垫板T22钢的分界处，裂纹由三者汇集的交界点向内萌生，其走向与TP304H和垫板焊接处的曲状焊缝基本保持一致(图1(a)中白色线条所示)。这是由于母材、焊缝及垫板的材质不同，其物理化学性能亦存在较大的差异，导致由三种材料焊接而成的接头线条汇聚处出现应力集中效应，在长期服役过程中会造成疲劳破坏，甚至诱发焊缝开裂，导致接头失效。

图1 试验试样宏观截面图

由镍基合金作为填充材料的焊缝填充区材质较为轻脆，打磨后与母材TP304H/T22及垫板相比其表面较为光亮，但同时磨痕与裂纹也较显著。如图1(b)所示的试样B黑色框区域，表面白色竖条状的划痕清晰可见，深层处同试样A相似，裂纹由TP304H母材与焊缝交接区域向焊缝金属填充区衍生。焊接接头其他区域质地较硬，无明显裂纹萌生，也表明焊缝为接头失效主要区域。

2.2 焊接接头微观组织

2.2.1 裂纹处微观组织

异种钢焊接接头母材、焊缝以及垫板交界区域力学性能差异较大，微观组织也存在不同。接头试样焊缝失效出现裂纹区域的金相显微组织如图2所示。

图2 焊缝金属填充区与垫板延伸裂纹尖端组织

图2(a)是焊缝金属填充区腐蚀状态在400倍显微镜下观察到的组织。裂纹分布开支居多，且均朝着相同走向扩展(如图2 (a)白色线条所示)。呈散条状的裂纹周围布满了细小的黑色颗粒状碳化物，碳化物多沿着晶体边界聚集，老化等级为3～4级；同时由于长期高温运行过程中组织老化引起焊缝材料蠕变形成部分孔洞，等级约为2b级。并且晶粒组织粗化明显增大，分布密集无明显的排列规律，这是因为镍基合金导热性能较差，在高温加热过程中，使得熔池金属温度过高，造成微观组织发生了演变。同时可发现黑色颗粒状碳化物排列密集但质薄，这是因为焊缝填充金属镍基合金硅碳含量低，镍铜含量居高，熔体的粘度大[13]，造成焊缝金属的流动性差。在焊接过程中的高温循环下，会造成接头的微观组织存在差异化和化学成分分布不均匀化，导致焊缝、母材(TP304H/T22)、垫板(T22)交界区域的力学性能和腐蚀性能降低，进而使得焊缝填充区(图2(a))出现裂纹，成为焊接接头在长期服役中失效的较薄弱环节。

图2(b)为垫板右延伸裂纹尖端的腐蚀态微观组织，在400倍扫描电镜下，可清晰看到尖端的黑色沟壑状裂纹。不同于焊缝金属填充区域的失效特征，此处裂纹更深彻宽厚，已显著断裂。主粗条裂纹两侧及尖端也有细小裂纹分支延伸，且在粗裂纹相互汇交的地方(图2(b)中白色线框所示)更为密集。碳化物大多分布在裂纹尖端靠后部位及附近区域。分析认为此处裂纹起源于焊缝熔合线上的缺陷处，经过长期服役后逐渐扩展，随后沿着结合力较弱的熔合线向周围延伸[14]。

图3所示是焊缝裂纹上下段放大400倍的显微组织。

图3 焊缝裂纹上下段显微组织

焊缝中心部位出现斜纵向深裂纹，贯穿整个焊缝，其上段尖端及侧边有少量浅层裂纹延伸(如图3(a)所示)，微观组织与焊缝金属填充区及垫板延伸尖端相似，无明显形态特征，碳化物颗粒散落裂纹周围。而下段两侧(如图3(b)所示)并无明显裂纹延伸，尾部的尖端有浅层裂纹集中。分析两侧焊接结构可知，焊缝与母材等连接的区域材质较复杂，故此处硬度较低，但承受的应力较为集中，易产生疲劳失效。从焊接过后接头裂纹所出现的位置看，推测此处是在凝固过程中所形成的热裂纹。

2.2.2 近熔合线侧的热影响区处微观组织

靠近熔合线附近的焊接热影响区腐蚀状态下的微观形貌如图4所示。

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图4 近熔合线侧热影响区的显微组织

观察以母材TP304H为主的显微组织图4(a)可知，在100倍显微放大下，仅有金属TP304H母材区有明显的晶粒析出，且晶粒形态成白色块状，等轴孪晶大小不均连接成一体，分布连续均匀(图中白色矩形框线区域a处所示)，周围散落黑色细小颗粒状物质。这是TP304H的在焊接高温下的形成的典型组织形态[14]：奥氏体和细小的碳化物以及一些非金属夹杂物质。同时熔合线周围还存有一层易腐蚀的黑色带，分析是由于焊接过程不同区域的含碳量差异引起碳的扩散，焊接接头在超20万小时的服役过程中熔合线附近逐渐形成富碳层。富碳层的出现会使其邻接区域组织中碳含量减少，导致周围低碳区的强度降低，甚至严重削弱此处焊缝的接合强度，诱发裂纹萌生。

图4(b)是靠近母材T22一侧的显微组织，有明显的网状呈等轴多边形的晶粒析出。由于在合金钢中，碳和合金元素是在α-Fe中的固溶体，碳在α-Fe中的溶解量很低，高温焊接后的缓冷条件下，铁素体晶界处会出现三次渗碳体[15]。随着钢铁中碳含量增加，铁素体含量相对减少，珠光体含量增加，此时铁素体则呈网络状(如a处)。在与焊缝金属填充区相接的交界处(如c处)，下层靠近T22处析出少量白色粗片状的珠光体[5]，近焊缝金属区的上层为黑色无规则杂质且无明显组织析出，相似的沿焊接熔合线与垫板金属相接的b处，均无相析出。但此处焊接界限清晰，衍生物多出现在T22母材侧，这是由于垫板金属采用的材料含相同的T22合金钢成分，组织和性能差异较其他焊接熔合部位小，故融合性能较好，少有甚至无裂纹萌生与扩展。

2.2.3 远离焊缝的母材区域微观组织

远离焊缝熔合区的母材处显微组织如图5所示。其中图5(a)为T22钢的组织：铁素体+珠光体+粒状贝氏体，组织分布均匀；图5(b)为TP304H钢的组织：奥氏体+非金属夹杂物+细小的碳化物[4]。同在腐蚀状态放大400倍下观察，由于TP304H/T22异种钢接头焊缝两侧的基体不同，其焊接母材的组织形态有较大差异。TP304H钢析出的晶粒形态相较于T22更为清晰，如图5(b)中II处所示，白色等轴部分为形态大小不同的奥氏体，单个晶胞内可见孪晶亚结构，而相邻晶粒间亦伴有孪晶分布。晶内和晶界上析出较多的细小颗粒碳化物，晶界上除碳化物外还析出较多的σ相。同时由于奥氏体是碳溶于γ-Fe晶格间隙中形成的间隙固溶体，具有面心立方结构，为高温相，在1 148 ℃有最大溶解度2.11%C，727 ℃时可固溶0.77%C[16]，故具有较大的强度和硬度，并且塑性和韧性良好，无磁性。T22钢有任意分布的块状铁素体，也有呈条状聚合物的块状铁素体[4]，黑色部分为珠光体，分布较多且均匀(如图5(a)I处)。T22中富含的铁素体其组织和性能与纯铁相似，具有良好的塑性和韧性，而强度与硬度较低。

图5 TP304H/T22母材金属腐蚀态显微组织

根据异种金属母材显微形貌及分布特征，并未发现有显著的裂纹萌生或扩展。而在长期服役过程中，相对稳定的区域还包括垫板基体，焊接接头管道内部垫板基体内壁微观组织如图6所示。其腐蚀态在400倍显微镜放大下，无明显的晶粒析出，分析垫板金属为T22母材可知，图中白色曲条状相物质为铁素体，分布连续密集，并且夹杂有黑色颗粒物质出现。

图6 内壁垫板基体显微图

该内壁垫板基体无裂纹衍生，其原因从微观角度分析，T22钢的组织形态较为紧密，晶粒分布均匀，相邻之间构成的结构夯实，不易产生破坏。其次由于是位于管道内壁，尽管在焊接过程中的高温循环下，仍然不会破坏整体的结构，长期服役也可免遭外界恶劣环境侵蚀。

3 结论

本文针对某服役于蒸汽压力为17.93 MPa，温度为540.6 ℃，至今运行已超过20万小时的TP304H/T22异种钢焊接接头出现的裂纹区域与非裂纹区域的微观组织特征及裂纹萌生与扩展情况，探究了焊接接头的组织特性对焊缝失效的影响，结论如下：

(1)长期服役引起接头熔合线区域组织碳化物沿着晶体边界聚集，形成老化等级为3～4级的富碳层，造成其邻接区域组织中碳含量减少，高温造成组织老化引起焊缝材料蠕变形成2b级蠕变孔洞导致周围低碳区的强度降低，严重削弱此处焊缝的连接强度，诱发裂纹萌生。

(2)焊缝、母材及垫板三者的交界处的微观晶粒分布密集，呈无规则排列且有明显的粗化现象，导致该区域易萌生裂纹并扩展。非裂纹区域的显微组织结构排列多均匀有序，并存有大量孪晶，使得钢材热稳定性提高，不易产生裂纹。

(3)TP304H/T22异种钢焊接接头不同区域的微观组织形态具有较大差异，且对焊缝失效出现的位置及程度具有较大的影响。在长期服役时应重视焊接交界区、热影响区以及熔合线附近结构的实际服役状态，及时做出巩固加强，提高服役寿命。