改善Super304H奧氏體耐蝕鋼焊縫及改善其組織與性能的方法與流程
本發明涉及一種Super304H奧氏體耐蝕鋼焊縫及改善其組織與性能的方法。
背景技術：
隨著超超臨界機組的發展，為滿足電站鍋爐高溫部件對材料的要求，具有高持久強度、組織穩定性好、耐高溫腐蝕等性能優良的新型奧氏體耐熱鋼材料相繼誕生。工作在600～650℃蒸汽溫度下的過熱器和再熱器高溫段的材料為Super304H奧氏體耐熱鋼。為解決我國對其完全依賴進口的現狀，必須同步實現Super304H鋼管及其配套焊絲的國產化。
有鑒于上述的缺陷，本設計人積極加以研究創新，以期創設一種Super304H奧氏體耐蝕鋼焊縫及改善其組織與性能的方法，使其更具有產業上的利用價值。
技術實現要素：
為解決上述技術問題，本發明的目的是提供一種改善Super304H奧氏體耐蝕鋼焊縫及改善其組織與性能的方法。
本發明改善Super304H奧氏體耐蝕鋼焊縫組織與性能的方法，包括：
選取三種不同成分的焊絲熔敷金屬進行測試和分析了熔敷金屬的化學成分、顯微組織和力學性能以及高溫持久條件下的組織轉變，選取出基本性能良好的焊絲，通過該焊絲焊接了Super304H鋼管，分析了焊接接頭的顯微組織和力學性能，獲得Super304H奧氏體耐蝕鋼焊縫改善方法：
焊態熔敷金屬中的析出相為Nb(C,N)，鈮元素的含量是決定鈮相數量和尺寸的主要因素鈮含量為0.28％的熔敷金屬具有最佳的綜合性能。
進一步地，具體包括：
焊縫金屬的合金設計：根據奧氏體耐熱鋼焊絲設計經驗和相關的理論計算，設計焊縫中部分元素的添加量為C 0.08～0.1％，Si 0.2～0.4％，Mn 3～3.5％，S≤0.003％，P≤0.003％，Cr 18～19％，Ni 15～17％，Mo 0.8～1％；確定焊縫中氮、鈮元素的添加量分別為N 0.1～0.13％，Nb 0.55～0.7％或Nb 0.3％左右；設計焊縫中銅的添加量為3～4％；
進行焊絲熔敷金屬的化學成分、熔敷金屬的顯微組織分析、鈮、碳含量對Nb(C,N)相的影響、熔敷金屬的力學性能的分析，其中熔敷金屬的顯微組織分析包括凝固亞晶界與鈮相、凝固晶界；鈮、碳含量對Nb(C,N)相的影響采用熱力學理論計算和定量相分析兩種方式進行；
熔敷金屬在高溫持久應力下的組織轉變：
高溫持久參數的確定，對熔敷金屬的高溫持久試驗選取200MPa作為持久應力，考察其在650℃溫度下的持久性能；
高溫持久后的顯微組織分析：凝固亞晶界與鈮相、凝固晶界、第二相的析出，其中，所述第二相析出包括：M23C6相、NbCrN相、α相，并進行相析出對耐蝕性的影響的分析；
Super304H鋼管焊接接頭組織與性能分析：
鋼管接頭的焊接；焊縫的化學成分分析；焊接接頭的顯微組織分析、接頭的力學性能分析，其中焊接接頭的顯微組織分析包括：凝固亞晶界和鈮相、遷移晶界、熱影響區、晶界液化；
基于以上分析得到Super304H奧氏體耐蝕鋼焊縫組織與性能的改善方法，其中采用鈮含量為0.28％的焊絲對Super304H固溶態鋼管進行焊接，當焊接熱輸入控制在14kJ/cm以下時得到成形良好的焊接接頭；為降低彎曲凝固晶界的能量，可在部分區域觀察到晶界發生平直化的遷移晶界，遷移晶界穿過凝固亞晶的中心，在多道焊熱循環的影響下，凝固晶界的實際遷移距離在5～15μm范圍內；焊縫的沖擊韌性與其熔敷金屬的十分接近。熱影響區和熔合線沖擊韌性較高。
本發明Super304H奧氏體耐蝕鋼焊縫，其鈮含量的質量百分比為0.28％。
借由上述方案，本發明至少具有以下優點：
1、采用鈮含量為0.28％的焊絲對Super304H固溶態鋼管進行焊接，考慮母材對熱裂紋的敏感性，當焊接熱輸入控制在14kJ/cm以下時得到成形良好的焊接接頭。由于焊縫的成分與其熔敷金屬相近，焊縫同樣為全奧氏體組織，其析出相的數量、分布、形狀和尺寸與其熔敷金屬相似。
2、由于鈮相穩定性高，受到焊接二次熱循環影響的焊縫區域，凝固亞晶界發生了一定程度的溶解，但分布其上的鈮相并沒有完全溶解。為降低彎曲凝固晶界的能量，可在部分區域觀察到晶界發生平直化的遷移晶界，遷移晶界穿過凝固亞晶的中心。在多道焊熱循環的影響下，凝固晶界的實際遷移距離在5～15μm范圍內。
3、熱影響區粗晶區的寬度約為700μm，由于母材為固溶態組織，在14kJ/cm的熱輸入下其晶粒粗化并不嚴重。熱影響區的部分區域可見呈點列狀分布的鈮相，該種鈮相對熱影響區的晶界具有釘扎作用。由于晶粒長大導致雜質元素的富集，受焊接二次熱循環影響的緊靠熔合線的區域的晶界發生液化現象。
4、焊接接頭室溫屈服強度可達308MPa，拉伸試樣斷面收縮率為40％，滿足接頭拉伸性能的最低要求，并有一定的裕量。由于焊接熱輸入相同且焊縫的化學成分與其熔敷金屬相近，因而焊縫的沖擊韌性與其熔敷金屬的十分接近。熱影響區和熔合線沖擊韌性較高。
上述說明僅是本發明技術方案的概述，為了能夠更清楚了解本發明的技術手段，并可依照說明書的內容予以實施，以下以本發明的較佳實施例并配合附圖詳細說明如后。
附圖說明
圖1是3#熔敷金屬凝固亞晶界的不同截面與鈮相，(1)金相組織，(2)SEM組織；
圖2是1#熔敷金屬凝固亞晶界的不同截面與鈮相，(1)金相組織，(2)SEM組織；
圖3 2#熔敷金屬凝固亞晶界的不同截面與鈮相，(1)金相組織，(2)SEM組織；；
圖4 3#熔敷金屬中的凝固晶界；
圖5 1#熔敷金屬中的凝固晶界；
圖6 2#熔敷金屬中的凝固晶界；
圖7 1#、2#熔敷金屬合金系Thermo-calc析出相質量分數，(1)1#熔敷金屬，(2)2#熔敷金屬；
圖8 3#熔敷金屬合金系Thermo-calc析出相質量分數；
圖9熔敷金屬XRD分析；
圖10熔敷金屬的拉伸性能；
圖11熔敷金屬沖擊斷口典型形貌，(1)1#、2#熔敷金屬斷口形貌，(2)3#熔敷金屬斷口形貌；
圖12凝固亞晶界的不同截面與鈮相；
圖13凝固亞晶界和鈮相的典型SEM形貌，(1)位置1，(2)位置2；
圖14高溫持久后凝固晶界的形貌；
圖15熔敷金屬合金系Thermo-calc析出相質量分數；
圖16高溫持久熔敷金屬XRD分析，(1)持久應力78MPa，(2)持久應力200MPa；
圖17高溫持久試樣的電解腐蝕形貌；
圖18母材的組織形貌；
圖19母材中的鈮相；
圖20未受二次熱循環影響的焊縫凝固亞晶界的不同截面與鈮相，(1)金相組織，(2)SEM組織；
圖21受二次熱循環影響的凝固亞晶界與鈮相；
圖22焊縫中的凝固晶界與遷移晶界，(1)凝固晶界，(2)遷移晶界；
圖23母材熱影響區組織；
圖24熔合線位置的組織形貌。
具體實施方式
下面結合附圖和實施例，對本發明的具體實施方式作進一步詳細描述。以下實施例用于說明本發明，但不用來限制本發明的范圍。
Super304H鋼TIG焊絲成分設計
TIG焊是奧氏體耐熱鋼焊接的常用方法，由于焊接過程中接頭采取氬氣保護，因此，能夠有效地保護熔池并最大限度地降低元素的損失。在氬氣保護充分的前提下，焊絲中的合金元素幾乎可以全部過渡到熔池，因而焊絲的成分直接決定了熔敷金屬和焊縫的成分。母材合金元素較多且合金化機理較為復雜，只有對合金元素的種類和含量進行合理設計才能夠保證接頭焊縫的性能。考慮到母材中合金元素作用的不可替代性，焊絲中的合金元素種類應與母材的合金元素盡量保持一致，但必須注意母材與焊縫在組織與性能上的固有差別。本章借鑒以往對奧氏體焊縫金屬的研究成果，根據奧氏體耐熱鋼配套焊絲的設計經驗，并以相關的熱力學計算作為輔助，初步確定了焊絲中合金元素的種類與含量。
Super304H鋼的性能指標
根據ASME CODE CASE 2328的規定，Super304H鋼母材的室溫屈服強度不低于205MPa，抗拉強度應在550MPa以上，拉伸試樣的斷面收縮率應高于35％。對于母材的持久強度，Super304H鋼管在溫度為650℃、持久應力116MPa的持久條件下，其持久拉伸斷裂時間需達到105小時。根據電力行業DL/T868-2004《焊接工藝評定規程》標準的要求，焊接接頭的基本力學性能、耐蝕性與持久強度等性能應不低于Suer304H鋼母材。
商用配套焊絲的成分范圍
住友金屬提供的Super304H鋼配套焊絲YT-304H的成分范圍見表2.1。可見，與Suer304H母材成分相比，YT-304H焊絲成分中大大提高了錳和鎳元素的含量，并且加入了1％左右的鉬。
表2.1 YT-304H焊絲的化學成分范圍(質量分數，％)
焊縫金屬的合金設計
根據奧氏體耐熱鋼焊絲設計經驗和相關的理論計算，設計焊縫中部分元素的添加量為C 0.08～0.1％，Si 0.2～0.4％，Mn 3～3.5％，S≤0.003％，P≤0.003％，Cr 18～19％，Ni 15～17％，Mo 0.8～1％；確定焊縫中氮、鈮元素的添加量分別為N 0.1～0.13％，Nb 0.55～0.7％或Nb 0.3％左右；確定焊縫中銅的添加量應比母材略高，設計焊縫中銅的添加量為3～4％；碳、氮和鉻元素的固溶強化貢獻為171MPa，主要合金化元素的固溶強化可貢獻焊縫屈服強度最低指標的80％以上。
焊絲熔敷金屬的組織與性能研究
試驗材料與方法
參照GB/T 8110-2008《氣體保護電弧焊用碳鋼、低合金鋼焊絲》進行熔敷金屬的焊制和取樣，焊絲為自行設計冶煉的三種實芯焊絲(Φ1.6)，編號為1#、2#、3#。試驗用母材選用D36，試板尺寸為430mm×200mm×20mm，分別采用試驗焊絲在坡口面和墊板面熔敷8mm厚的隔離層，根部間隙為16mm，確保熔敷金屬成分不受母材稀釋的影響。采用AMET Manipulator焊機自動TIG系統進行焊接，焊接熱輸入為14kJ/cm，具體焊接工藝參數見下表3.1。
表3.1焊絲熔敷金屬焊接工藝參數
熔敷金屬室溫和高溫拉伸分別按照GB/T 228-2002與GB/T 4338-2006進行，沖擊試驗按照GB/T 229-2007進行。焊態下，熔敷金屬用CrO3水溶液電解腐蝕，用Leica MEF4M光學顯微鏡觀察其顯微組織。借助日立S-4300型冷場發射掃描電子顯微鏡及其附帶EDS對沖擊斷口和組織進行分析。對2#和3#熔敷金屬中的析出相進行電解富集后定量分析，采用X Pert Pro型X射線衍射儀(管電壓為40kV，管電流為40mA，Cu Kα輻射)確定熔敷金屬中析出相的種類。
焊絲熔敷金屬的化學成分
對熔敷金屬的化學成分進行分析，分析結果見下表3.2。可見，三種熔敷金屬主要在鈮、碳和銅含量上有所差別。此外，3#熔敷金屬的鉻、鎳含量比其它兩種熔敷金屬略低。與焊絲成分相比，碳、鉻、鎳等元素略有損失；氮含量并沒有升高反而降低，可能與氮從熔池中的逸出有關，硅和錳的總量變化也不大，說明在焊接過程中保護氣體對熔池的保護效果良好。
表3.2焊絲熔敷金屬的化學成分(質量分數，％)
熔敷金屬的顯微組織
凝固亞晶界與鈮相
3#熔敷金屬組織的凝固屬于全奧氏體凝固模式，凝固亞晶界清晰可見，主要為樹枝晶和胞狀晶，由于凝固時合金元素和雜質的偏析，因而保留了凝固時偏析的輪廓，如圖1所示。根據WRC-1992相組分圖，熔敷金屬的Creq和Nieq分別為18和21.4，組分點位于相組分圖的全奧氏體區，即熔敷金屬凝固后為奧氏體，與金相組織相吻合。圖1中SEM形貌的上凸部分為凝固亞晶界，下凹部分為奧氏體。對凝固亞晶界和奧氏體晶內進行微區成分分析，統計結果(平均值)見下表3.3。可見，凝固亞晶界與奧氏體晶內的化學成分不同，凝固亞晶界各元素的含量均高于奧氏體晶內，亞晶界上元素的分布規律服從Scheil偏聚。由于凝固亞晶界上鉻、鎳和銅等元素的含量較高，因而其耐蝕性好，腐蝕過后其表現出上凸的形貌。
表3.3凝固亞晶界和奧氏體晶內的化學成分(質量分數，％)
大量析出相分布在凝固亞晶界上，尺寸可達10μm以上，可見，析出相的表面不光滑，多呈長條狀或塊狀。用面掃描對析出相的元素分布進行分析。可見，碳、鈮元素發生了明顯的偏聚，可判定該析出相為鈮相。同時，還發現鉬元素在析出相上的偏聚，其含量約為2.8％。此外，對氮元素的分布也進行了面掃分析，但其信號微弱，未發現偏聚。
1#、2#熔敷金屬的組織組成與3#相同，均為奧氏體和析出相，如圖2和圖3所示。1#熔敷金屬的Creq和Nieq分別為19.1和22.9，2#熔敷金屬的Creq和Nieq分別為19.1和23，兩種熔敷金屬的鉻當量和鎳當量基本相同。由于2#熔敷金屬的銅含量高于1#熔敷金屬，因此，其鎳當量略高。可見，1#、2#熔敷金屬的鉻當量和鎳當量均處于相組分圖的奧氏體區，其凝固過程均為全奧氏體凝固模式。金屬的凝固亞晶界和奧氏體晶內進行微區成分分析，統計結果見
表3.4，與3#熔敷金屬類似，其凝固亞晶界各元素的成分均高于奧氏體晶內。
表3.4熔敷金屬凝固亞晶界和奧氏體晶內的化學成分(質量分數，％)
分別比較三種熔敷金屬凝固亞晶界和奧氏體晶內的鈮含量，可見鈮在三種熔敷金屬的凝固亞晶界和奧氏體晶內的含量差別不大，凝固亞晶界的鈮所占比例為0.8％左右，而奧氏體晶內鈮的比例約為0.4％。因此，可以推斷，鈮在三種熔敷金屬的凝固亞晶界和奧氏體基體中的固溶比例相同，而沒有固溶于凝固亞晶界和奧氏體基體的鈮元素全部析出。由于1#、2#熔敷金屬中未固溶的鈮含量較高，未固溶鈮元素將消耗更多的碳、氮元素形成鈮相。從圖2和圖3凝固亞晶界不同截面的SEM形貌可以看出，1#、2#熔敷金屬凝固亞晶界上的鈮相明顯多于3#熔敷金屬的鈮相數量。從三種熔敷金屬SEM組織中鈮相所占的面積比例可以看出，1#、2#熔敷金屬中鈮相含量為3#熔敷金屬的4.5倍左右。
凝固晶界
由于熔池凝固時晶粒沿熔池邊界的競爭生長，由亞晶粒束或亞晶粒團相交形成了凝固晶界，多呈閉合環狀分布，如圖4所示。因為亞晶粒束具有不同的生長方向和晶格取向，使得凝固晶界成為大角度晶界，這種大的位相差導致位錯網絡沿凝固晶界形成。由于凝固時溶質發生再分布，凝固晶界的合金元素和雜質元素含量較高，在凝固終了階段容易形成低熔點薄膜而形成凝固裂紋。在SEM下，凝固晶界為狹長的縫隙，如圖4的SEM形貌所示，可見凝固晶界比凝固亞晶界和基體更容易腐蝕。奧氏體不銹鋼焊縫中的凝固裂紋總是沿凝固晶界形成。
從圖5和圖6中凝固晶界的SEM形貌可以看出，在被腐蝕的凝固晶界的狹長縫隙中存在析出相。由于凝固時溶質的再分布，凝固晶界容易發生鈮、碳和氮等元素的聚集而析出鈮相。
鈮、碳含量對Nb(C,N)相的影響
熱力學理論計算
圖7為1#、2#熔敷金屬合金系平衡條件下的析出相種類和數量，平衡條件下可能產生的相為γ、Nb(C,N)、Cr2N、M23C6、FeCr和α。可見，兩種熔敷金屬成分的合金系中，Nb(C,N)相的析出情況基本相同，包括其析出溫度、最大析出量時的溫度和最終析出量。從兩種合金系的成分上看，兩者的主要差別在于銅含量，而Nb(C,N)相的最終析出量均為0.73％左右。可見，在平衡條件下，銅對Nb(C,N)相的析出幾乎沒有影響。
根據Thermo-calc的計算結果，3#熔敷金屬合金系平衡條件下可能產生的析出相種類與1#、2#熔敷金屬相同。與1#、2#熔敷金屬合金系相比，3#熔敷金屬的碳、鈮含量較低，分別為0.08％和0.28％。從圖8中Nb(C,N)相的析出曲線來看，其最大析出量溫度高于1#、2#熔敷金屬，可見，當碳、鈮含量較低時，隨著溫度的降低，Nb(C,N)相的析出驅動力明顯降低。
定量相分析
2#、3#熔敷金屬中的析出相均為Nb(C,N)，如圖9中XRD結果所示。Nb(C,N)為面心立方結構，其晶格常數為0.439～0.444nm。定量相分析結果表明，2#熔敷金屬中進入鈮相的鈮含量為0.365％，鉬為0.017％，而鐵、鉻和鎳元素為痕量。由于鉬與鈮可以無限互溶，一般來說，Nb(C,N)中會固溶一定量的鉬元素。鉬元素可增大鈮在基體中的固溶度，使鈮相沉淀析出的TTP曲線的鼻子點溫度明顯降低。相分析結果表明，與合金系平衡條件下的析出相種類和數量不同，熔敷金屬中的相僅有γ和Nb(C,N)，這主要是由熔池冷卻的非平衡過程所決定的，但也可能與相分析的精度有關。
奧氏體不銹鋼中銅的含量一般在1～4％范圍內，在此含量范圍內，銅對鋼的組織沒有明顯影響。銅既不是鈮相形成元素，與鈮也不發生互溶，可忽略銅對鈮相析出的影響。由于1#、2#熔敷金屬的成分中僅銅含量存在差別，因此，認為1#熔敷金屬第二相的析出情況與2#熔敷金屬一致。
表3.5鈮相形成元素在析出相、晶界與奧氏體基體中的分布(質量分數，％)
由于熔敷金屬中鈮相的鈮、鉬元素的含量分別為0.365％和0.017％，則固溶于晶界與奧氏體晶內的鈮元素和鉬元素含量分別為0.235％和0.853％。根據Thermo-calc的計算結果，認為Nb(C,N)中各元素的質量比約為Nb:N:C＝26:4:1，可知，鈮相中的氮元素和碳元素含量分別為0.056％和0.014％，則固溶于晶界與奧氏體晶內的氮元素和碳元素含量分別為0.064％和0.085％。對3#熔敷金屬采用以上相同的計算方法，其Nb(C,N)中各元素的質量比約為Nb:N:C＝59:11:1，則2#、3#熔敷金屬中鈮、氮、碳和鉬元素的分布情況見表3.5。
可見，由于鈮含量和碳含量的不同，2#、3#熔敷金屬中Nb(C,N)相的含量相差較大，2#熔敷金屬鈮相的析出量約為3#熔敷金屬的2.2倍，固溶于奧氏體晶內和凝固亞晶界的鈮含量也不同。相對應的，兩種熔敷金屬的鈮相所消耗的氮含量和碳含量也存在較大差異，3#熔敷金屬消耗的氮含量為0.031％，而所消耗的碳含量僅有0.0028％。2#、3#熔敷金屬的Nb/(C+N) 質量比分別為2.73和1.33(二者比值為2.05)，根據相分析結果可知，2#、3#熔敷金屬中鈮的消耗量均為60％左右，即鈮的最終消絕對耗量分別為0.365％和0.167％(二者比值為2.19)。可見，隨著Nb/(C+N)比的增大，鈮的消耗量也隨之增大，而且消耗量存在與Nb/(C+N)值之比近似的倍數關系。從Nb(C,N)相的析出曲線可以看出，溫度在700℃以下時，仍會有一定量的Nb(C,N)產生。在熔敷金屬的高溫持久過程中，固溶的碳、氮和鈮元素會以Nb(C,N)、M23C6或其它鈮相的形式析出，因此，晶界與基體中固溶的碳、氮和鈮元素含量會繼續降低。
熔敷金屬的力學性能
三種熔敷金屬的室溫和高溫650℃拉伸試驗結果如下圖10所示。在室溫下，3#熔敷金屬試樣斷面收縮率較高，塑性滿足要求且有較大的裕量。雖然三種熔敷金屬的屈服強度有所差別，但強度較低的3#熔敷金屬仍滿足最低性能要求。從沖擊功上看，3#熔敷金屬的沖擊韌性最高，其沖擊功為131J，1#、2#熔敷金屬的沖擊值分別為95J和109J。綜合比較發現，3#熔敷金屬的室溫力學性能優于其它兩種熔敷金屬。在650℃高溫下對三種熔敷金屬進行短時拉伸發現，雖然三種熔敷金屬的各項性能指標均有所降低，但3#熔敷金屬的塑性仍為最佳。
現將熔敷金屬中固溶元素的含量代入(1)式，可得：
Rp0.2(1#)＝222.3+7.08d-1/2
Rp0.2(2#)＝222.5+7.08d-1/2
Rp0.2(3#)＝212.3+7.08d-1/2
由表3.2熔敷金屬的化學成分可知，1#、2#熔敷金屬中固溶合金元素的含量差別很小，僅在銅含量上稍有差別。利用表3.5的數據進行計算，結果表明合金元素的固溶對兩者屈服強度的貢獻差別很小，分別為222.3MPa和222.5MPa左右；而固溶強化對3#熔敷金屬的貢獻為212.3MPa。因此，其它強化方式對1#、2#和3#熔敷金屬屈服強度的貢獻分別為363MPa、398MPa和298MPa。
從熔敷金屬的顯微組織可知，除合金元素的固溶強化外，其屈服強度還取決于凝固亞晶界和凝固晶界的強度，以及晶界上分布的鈮相。拉伸試驗結果表明，2#熔敷金屬的屈服強度比1#高35MPa。由于二者鈮相的總量相同，而鈮相的分布與凝固亞晶界和凝固晶界密切相關，因此，可以推斷，鈮相的尺寸，尤其是大尺寸鈮相的比例，以及凝固亞晶界和凝固晶界的面積是導致2#熔敷金屬屈服強度較高的主要原因。3#熔敷金屬的屈服強度最低，其鈮相數量少且尺寸較小，因此，鈮相所占據的晶界面積相對較小。由此可以推斷，1#、2#熔敷金屬較高的屈服強度主要來自于鈮相的第二相強化作用。
對三種熔敷金屬沖擊斷口的形貌進行觀察，如圖11所示，三種熔敷金屬呈現出鑄態組織斷口的典型形貌。可見，裂紋的擴展路徑沿著熔敷金屬的柱狀晶晶界方向，晶界是其薄弱環節，這與晶界上大量分布的粗大鈮相有關。三種熔敷金屬斷口的微觀形貌有所不同，3#熔敷金屬斷口的韌窩比例較高，韌窩邊緣可見明顯的撕裂棱，斷裂過程中表現出良好的塑性，這與沖擊試驗結果相吻合。
1#、2#熔敷金屬中的鈮相的數量較多且尺寸較大，由于其韌性比基體和晶界差，難以容納塑性變形，明顯降低了單位面積微裂紋所消耗的塑性功，因而很容易與晶界解聚形成微裂紋并通過微孔聚合長大機制促使裂紋擴展。然而，3#熔敷金屬晶界上鈮相的數量較少，且鈮相較為圓滑，因此，裂紋的擴展需要消耗更多的能量。
結論
1、由于熔敷金屬的相Creq和Nieq組分點位于全奧氏體區，三種熔敷金屬均為全奧氏體凝固模式，與相組分圖相的預測結果相吻合。受凝固過程中偏析的影響，凝固亞晶界上各元素的含量均高于奧氏體晶內，故鈮相大多數分布在凝固亞晶界上，尺寸可達10μm以上。鈮含量0.28％的熔敷金屬因其鈮、碳含量較低，鈮相數量和尺寸均明顯小于其余兩種熔敷金屬。鈮相的面掃分析結果表明碳、鈮和鉬元素發生了明顯的偏聚，但氮元素偏聚并不明顯。凝固晶界的耐蝕性低于奧氏體晶內和凝固亞晶界，其腐蝕形貌為狹長的縫隙，且凝固晶界中分布有一定量的鈮相。
2、與Thermo-calc的計算結果不同，偏離平衡態的熔敷金屬中的相主要為γ和Nb(C,N)，鈮含量為0.6％左右的熔敷金屬中鈮相的含量均為0.452％左右，鈮含量為0.28％的熔敷金屬中鈮相的含量約為0.207％。從理論計算以及相分析結果可知，鈮相對碳、氮元素的消耗很少，大部分的碳、氮元素固溶于基體。
3、由于析出相驅動力的差異，在氮含量一定的情況下，鈮含量為0.6％左右的熔敷金屬中Nb(C,N)相的含量約為含鈮0.28％熔敷金屬的2.2倍。由相分析的定量結果可知，熔敷金屬中鈮元素的消耗量均在60％左右，隨著Nb/(C+N)比的增大，鈮的消耗量也隨之增大，而且消耗量存在與Nb/(C+N)值之比近似的倍數關系。
4、鈮含量0.28％的熔敷金屬的鈮相數量較少、尺寸較小，鈮相的第二相強化效果較弱導致其屈服強度低于鈮含量0.6％左右的熔敷金屬；鈮相數量少、尺寸較小有利于熔敷金屬的室溫沖擊韌性。
熔敷金屬在高溫持久應力下的組織轉變
Super304H奧氏體耐熱鋼在持久高溫條件下長期服役，因此，高溫持久性能良好的焊縫對于得到滿足最終使用條件的焊接接頭至關重要。為單獨考察焊縫金屬的高溫持久性能，選擇綜合性能優良的熔敷金屬進行高溫持久拉伸試驗。根據母材的持久數據及其實際服役條件，擬定合理的持久拉伸參數，以獲得熔敷金屬在持久應力條件下的斷裂時間。研究高溫持久后熔敷金屬的微觀組織變化，探討持久應力和持久溫度對熔敷金屬顯微組織及性能的影響機理。
高溫持久參數的確定
一般來說，Super304H鋼管的工作溫度為650℃。根據A.Iseda等提供的Super304H鋼管的蠕變斷裂數據，可知母材在200MPa下的斷裂時間約為幾千小時。綜合考慮試驗效果和試驗成本，對熔敷金屬的高溫持久試驗選取200MPa作為持久應力，考察其在650℃溫度下的持久性能。
試驗材料與方法
高溫持久拉伸試驗按照GB/T 2039-1997進行，試驗溫度為650℃，試驗應力為200MPa。使用硫酸銅鹽酸水溶液對高溫持久拉伸試樣進行腐蝕，用Leica MEF4M光學顯微鏡觀察其顯微組織。借助日立S-4300型冷場發射掃描電子顯微鏡及其附帶EDS對顯微組織進行分析。采用X Pert Pro型X射線衍射儀(管電壓為40kV，管電流為40mA，Cu Kα輻射)確定熔敷金屬中析出相的種類。
高溫持久后的顯微組織
凝固亞晶界與鈮相
熔敷金屬在持久應力為200MPa、持久時間8960h后的顯微組織如圖12所示。可見，位于凝固亞晶界不同截面上的鈮相發生了不同程度的溶解。焊態熔敷金屬中不規則形狀鈮相的部分位置發生了溶解，尤其是析出相的棱角部分。在高溫和應力的雙重作用下，鈮相的形狀變得圓整，多呈鏈狀、條狀或塊狀，而尺寸變化不大且沒有明顯的粗化。可見，熔敷金屬中的錳含量添加較為合理，并沒有導致鈮相的顯著長大。
凝固晶界
經過高溫持久拉伸后，熔敷金屬的凝固晶界呈現出如圖14的組織形貌，從凝固晶界的SEM形貌可見，其多呈鏈狀或環狀分布。在高溫持久過程中，鏈狀的不連續位置可能是由于耐蝕性下降，在腐蝕過程中易被腐蝕液侵蝕而留下的形貌。
與凝固亞晶界不同，凝固晶界存在鉻元素的偏聚，能譜分析發現，此處鉻含量達40％。此外，還發現了鉬元素在凝固晶界的偏聚。鈮相與凝固晶界在掃描電鏡下難以區分，從鈮元素的分布方可辨認鈮相與凝固晶界的相對位置。
此外，由于持久拉伸試樣的夾持端與平行端的截面積不同，因此，其實際持久拉伸應力也不相同。夾持端受力的有效直徑為8mm，平行端受力的有效直徑為5mm，兩段的實際受力大小可由其面積比得出。平行端受力為200MPa，夾持端的受力為78MPa。對持久應力為78MPa、溫度為650℃的夾持端進行觀察可知，其凝固亞晶界與鈮相，以及凝固晶界等顯微組織形貌與持久應力為200MPa的平行端的十分接近，并不存在明顯的差異。可見，在相同的持久溫度和持久時間下，受不同持久應力的熔敷金屬顯微組織表現出相似的變化趨勢。
第二相的析出
根據對熔敷金屬合金系的Thermo-calc計算結果，在平衡狀態下，該合金系還可能會產生α相和M23C6相。γ相和α相的質量分數—溫度析出曲線表明，隨著溫度降低到570℃以下，部分γ相將會轉變為α相，γ相在600～500℃的減少量以及α相的增量較為吻合也說明了這一點，如圖8所示。根據焊態熔敷金屬的相分析結果，M23C6和α相在熔池的快速冷卻下并未析出，但兩者的析出曲線表明，高溫持久過程位于相析出溫度區間，因此，兩相均存在析出的可能性。
持久應力為200MPa的熔敷金屬中析出相主要為Nb(C,N)、M23C6和NbCrN，如圖16(2)所示，這與熔敷金屬合金系平衡態下析出相種類的計算結果以及Super304H鋼持久后的析出相種類基本吻合。然而，持久應力為78MPa的熔敷金屬中還有一定量的α相析出。焊態和高溫持久后熔敷金屬奧氏體基體的硬度幾乎沒有差別，說明高溫持久過程中奧氏體晶內析出相的沉淀強化效果與固溶強化損失達到平衡，同時也說明熔敷金屬的高溫強度具有較高的穩定性。受持久拉伸試樣尺寸的限制，未能得到較為精確的析出相定量分析結果。
M23C6相
M23C6的析出受時間和溫度的控制，主要取決于碳的擴散與在較高溫度下母材中不斷增加的碳的溶解度。對Super304H鋼焊縫在650℃下時效500h后，發現M23C6在晶界和晶內析出。在高溫下，熔敷金屬中的碳在奧氏體基體中的擴散增強，同時由于外加持久應力在熔敷金屬中產生彈性應力梯度，同樣也會促進碳原子向奧氏體面心立方點陣的伸長部分遷移，進一步促進碳的擴散。此外，晶界上的擴散激活能僅相當于基體中擴散激活能的2/3，因此，碳在晶界上的擴散將會進一步加劇。
鉻含量在凝固亞晶界與奧氏體基體中的差別可以看出，晶界將是M23C6的優先析出位置，隨著鉻元素濃度梯度的增大，晶內將發生一定程度的貧鉻。高溫持久拉伸后，M23C6在熔敷金屬中的析出恰好解釋了顯微組織出現不同腐蝕形貌的原因，尤其是凝固亞晶界與鈮相的界面形貌。一般來說，晶界呈胞狀分布的M23C6起阻礙晶界滑動的作用，可提高持久強度，而晶界鏈狀的M23C6將會導致脆化。此外，M23C6在晶內析出有利于改善蠕變強度，盡管鉬可穩定M23C6，但它仍比MX或Z相易于粗化。以部分硼元素替代碳有助于穩定晶界和晶內的M23C6，而且可以提高晶界M23C6碳化物的密度，降低其粗化傾向，從而有利于改善蠕變性能。因此，如果在焊縫中添加適量的硼來替代碳，可以有效抑制M23C6的長大，可在一定程度上提高焊縫的持久強度，彌補粗大鈮相造成的持久強度不足。
NbCrN相
經過高溫持久拉伸試驗后，熔敷金屬中出現NbCrN(Z相)，具有四方結構。NbCrN通常在氮含量大于0.06％的347鋼中形成，但當氮含量較低時其為次生相，在氮含量較高時，可以在很寬的溫度范圍內形成NbCrN相。與Nb(C,N)一樣，該析出相十分穩定，在鈮、氮含量分別為0.3％和0.09％的18％Cr-12％Ni鋼中，經過1027℃固溶處理1h后其仍未發生溶解。
根據Thermo-calc的計算結果，熔敷金屬合金系的析出相中沒有NbCrN，可見，NbCrN是在高溫持久過程中才出現的，高溫持久應力對其析出有促進作用。Super304H鋼中NbCrN的TTP曲線表明，650℃溫度下該相的析出時間大約為1000h；溫度為600℃、持久應力177MPa條件下，NbCrN相在85426.7h后產生，尺寸約為1.2μm，成分為Nb 23.7％，Cr 53.7％，Ni 5.8％，Cu 5.7％，Fe 10.7％。在含氮和鈮的18％Cr-12％Ni鋼經過800～850℃長期保溫可析出NbCrN，相的化學組成為：Nb 44.6％，Cr 22.9％，Mo 3.8％，N 6.4％，Fe 5.1％，Mn 2.2％，C 0.2％。可見，鉻、鈮元素在NbCrN中的總量超過65％。從NbCrN相的基本成分可以看出，其在熔敷金屬中的析出將會消耗大量的鈮和鉻元素，氮、鉻和鈮元素相對富集的凝固亞晶界以及鉻元素偏聚的凝固晶界，將是該相的優先析出位置。此外，凝固亞晶界處鈮相的部分溶解可為該相的形成提供鈮元素，因此，可以推斷，凝固晶界與鈮相的界面處也將會有NbCrN相析出。NbCrN的析出會進一步消耗晶界和奧氏體基體內的鉻元素，不利于熔敷金屬的整體耐蝕性。然而，由于該相的高溫穩定性，它將有利于提高熔敷金屬的持久強度。
α相
在持久應力為78MPa的夾持端熔敷金屬中，還發現了一定量的α相。熔敷金屬合金系的平衡態計算表明，在563℃溫度以下，合金系中有一定量的α相生成。可見，該合金系存在生成α相的可能性，該相主要含鐵、鉻元素，其中鐵元素所占的比例在80％以上，而且隨著溫度的降低，鐵元素在α相中比例將會進一步升高。對于文中鉻含量接近17％的奧氏體鋼焊縫金屬，在650℃經過高溫持久拉伸后出現α相的現象未見報道。
一般來說，鉻含量超過14％的合金在低于550℃溫度下時效后，有生成富鐵鐵素體α和富鉻鐵素體α′的傾向，而持久拉伸溫度并不在此溫度區間。從α相的成分組成可以看出，鐵元素含量較高時有利于其形成。對不同微區的成分統計分析表明，奧氏體基體中的鐵含量高于晶界，碳含量為0.026％，鎳含量超過15％。在高溫持久過程中，奧氏體晶內可能會析出Nb(C,N)，隨著該相的沉淀析出，Nb(C,N)周圍相對貧碳、氮元素，強奧氏體化元素含量的降低，將有利于α相的形成。如果鐵、鉻元素在Nb(C,N)相附近發生聚集，則α相就可能生成。因此，奧氏體基體與晶內Nb(C,N)的界面附近將是α相形核的有利位置。從受不同持久應力的熔敷金屬XRD分析結果可知，持久應力為200MPa的熔敷金屬中未發現α相，若不考慮相分析試驗的精確性帶來的干擾，可認為該熔敷金屬中的α相是在相同的持久溫度和持久時間下，在一定的應力條件下產生的。較高的持久應力會加速元素的擴散，這可能會改變α相的析出動力學。
由于富鐵α相自身的耐蝕性較低，當它與鉻、鎳含量較高的奧氏體一起出現時，將會降低組織的耐蝕性。此外，對于在高溫持久條件下工作的Super304H耐熱鋼焊縫來說，α相的存在將促進σ脆性相的形成，因而必須制高溫持久過程中α相的形成。因此，應該適當提高碳、氮等強奧氏體化元素的含量，以充分抑制α相的析出。可見，熔敷金屬中碳含量為0.08％時難以抑制α相的出現，但考慮到碳含量的增高會影響其耐蝕性，因此，在不影響Nb(C,N)析出的前提下可適當提高氮的含量。
此外，由于受檢測手段的限制，未能在高溫持久后的熔敷金屬中發現富銅相的存在，銅在熔敷金屬中的析出情況有待進一步研究。
相析出對耐蝕性的影響
對持久試樣采取與焊態試樣相同的電解腐蝕方法進行腐蝕，腐蝕過后，可見高溫持久組織中出現大量的坑洞，如圖17所示。對照采用化學腐蝕的組織形貌發現，高溫持久組織中的坑洞為析出相、凝固亞晶界和凝固晶界脫落后的形貌，且在部分坑洞內可見殘留的鈮相。可見，與焊態熔敷金屬組織相比，持久8960h的組織耐蝕性顯著降低。此外，在奧氏體基體中同樣可見尺寸較小的坑洞。可以推測，經過高溫持久拉伸后，熔敷金屬中的析出相、晶界與奧氏體基體的結合強度降低。
由于合金元素在凝固亞晶界和凝固晶界中的富集，Nb(C,N)、NbCrN和M23C6等析出相易于析出，從而消耗了大量的鉻元素，導致晶界耐蝕性進一步降低。奧氏體晶內存在的孔洞很可能是Nb(C,N)和α相等析出相的析出位置，析出相在晶內的析出降低了奧氏體組織的均勻性。在腐蝕介質的作用下，析出相與凝固亞晶界、凝固晶界與基體之間的連續性降低，其界面很可能成為裂紋的形核處。在持久應力的作用下，界面處的裂紋將成為薄弱環節而最終導致接頭失效。可見，熔敷金屬的耐蝕性與持久強度此消彼長，因此，在進行Super304H鋼焊縫的合金設計時，必須考慮各種析出相數量和尺寸的影響，在綜合耐蝕性和持久強度的前提下確定合理的合金元素含量。
小結
1、高溫持久8960h的熔敷金屬拉伸試樣未斷裂，由于晶界處發生貧鉻，其凝固亞晶界多數溶解，溶解后的腐蝕形貌為顆粒狀，而鈮相變得圓整，多呈鏈狀、條狀或塊狀分布。在高溫持久應力的作用下，未受焊接二次熱循環影響區域的鈮相發生了溶解，但鈮、鉬元素未發生明顯擴散。受不同持久應力作用的熔敷金屬，呈現出相似的組織形貌，持久應力對組織轉變的影響并不明顯，溫度和時間是影響組織轉變的主要因素。
2、由于全奧氏體凝固過程中發生嚴重偏析，凝固晶界存在鉻、鉬元素的偏聚，鉻含量可達40％。由于凝固晶界鉻元素含量相對較高，經過高溫持久拉伸后，其耐蝕性變得相對較高，金相腐蝕形貌與鈮相難以區分。在高溫持久應力的作用下，由于奧氏體晶內發生貧鉻現象，耐蝕性顯著降低。
3、高溫持久后，受不同持久應力的熔敷金屬中析出相的種類不同，受持久應力為200MPa的熔敷金屬中為Nb(C,N)、M23C6、NbCrN相，持久應力為78MPa的熔敷金屬中還析出了一定量的α相。在相同的持久溫度和持久時間下，熔敷金屬中的α相在一定的應力條件下產生的。M23C6相的析出是造成組織耐蝕性降低，尤其是凝固亞晶界耐蝕性降低的主要原因。由于高溫持久后組織的連續性和結合強度顯著降低，在與焊態熔敷金屬相同的金相腐蝕條件下，組織中出現大量的孔洞且鈮相多數脫落。
Super304H鋼管焊接接頭組織與性能研究
由于受到母材稀釋作用的影響，焊絲熔敷金屬的成分、基本力學性能和持久強度并不能完全代表焊縫金屬。因此，必須進行實際結構的焊接，以全面考察焊縫在拘束條件下的抗裂性、基本力學性能和高溫性能，以及焊絲的工藝性能。一般來說，決定焊接接頭綜合性能的不僅僅是焊縫金屬，由于受到焊接熱循環的影響，奧氏體耐熱鋼母材熱影響區往往會出現晶粒粗大、晶界液化和析出相的溶解與析出等問題。此外，接頭的熔合區通常也是焊接接頭的薄弱環節。因此，只有對焊接接頭的各個區域進行評價與分析，才能夠完成對焊絲性能的綜合評價。本章采用性能較好的焊絲對Super304H鋼管進行實際焊接，考察焊縫、熱影響區及熔合區的組織與性能，并對熔合線附近的晶界液化現象進行了探討。
試驗材料與方法
表5.1 Super304H鋼管的化學成分(質量分數，％)
試驗用Super304H鋼管為1150℃固溶處理態，其主要合金元素的成分見表5.1。鋼管外徑為50mm，管壁厚度為10mm。采用氯化銅鹽酸溶液對母材進行腐蝕，金相組織如下圖18所示，可見，母材顯微組織為奧氏體和析出相，晶粒細小，在奧氏體晶粒內可見孿晶。對圖19母材晶界和晶內的析出相進行能譜分析發現，晶界粗大析出相的主要成分為碳、氮和鈮，鈮元素的含量高達99.74％，可知析出相為Nb(C,N)。與熔敷金屬中和母材晶界處的鈮相不同，晶內的鈮相為圓形顆粒狀，尺寸較小。a、b兩處的鈮相分別位于晶界附近和晶內孿晶。由于晶內鈮相為均勻沉淀析出，其形狀近似為球形，且與奧氏體基體存在共格或半共格位向關系。
熔敷金屬的沖擊、拉伸以及高溫持久試驗結果表明，3#焊絲熔敷金屬的綜合性能較好，因此，選擇3#焊絲對鋼管進行焊接。管接頭的焊制采用手工TIG焊。分別根據GB/T 2650-2008《焊接接頭沖擊試驗方法》和GB/T 2651-2008《焊接接頭拉伸試驗方法》對管接頭進行取樣，沖擊試樣規格為7.5mm×10mm×55mm，V型缺口位置分別取在焊縫中心、熔合線和熔合線外2mm處。
鋼管接頭的焊接
Super304H鋼管的焊接過程中，必須采取合理的工藝措施避免焊接熱裂紋的出現。由于熱裂紋是力學因素和冶金因素兩者相互作用形成的，因此，在正確選擇焊接材料和進行結構設計的前提下，必須采用合理的焊接工藝參數進行焊接。在焊接過程中，任何擴大熔池液相存在范圍的焊接工藝都會增大焊縫的熱裂敏感性。
多層焊時，受二次熱循環影響的焊縫會發生再結晶而產生粗大晶粒，硅、錳和鈮等元素將會在晶界富集，從而在再結晶形成的晶界上產生低熔點相，增大焊縫產生液化裂紋的傾向。熔敷金屬中的鈮含量為0.28％，而且母材的鈮含量更高，因而焊縫中的鈮含量將進一步增加，因此，應特別注意焊接時焊縫的液化裂紋傾向。此外，晶界偏析導致的低熔點相可能會導致母材熱影響區液化裂紋的產生。對于347型奧氏體耐熱鋼來說，避免母材熱影響區出現液化裂紋的最低鉻鎳當量比為1.6。含鈮的Super304H鋼與347型鋼類似，其鉻鎳當量比1.3，可認為具有一定的液化裂紋傾向。因此，需嚴格控制焊接熱輸入，對Super304H鋼管的焊接熱輸入應控制在14kJ/cm以下。鋼管坡口角度為單邊35°，鈍邊1mm，根部間隙為3.2mm。管接頭的焊接工藝見下表5.2。
表5.2管接頭焊接工藝參數
焊縫的化學成分
對管接頭焊縫金屬進行成分分析，分析結果見表5.3。可見，焊縫中硅、錳含量略有降低，其它各元素的含量與熔敷金屬的差異不大，說明母材的稀釋率較低，而且保護效果良好。
表5.2焊縫金屬的化學成分(質量分數，％)
焊接接頭的顯微組織
凝固亞晶界和鈮相
未受二次熱循環影響的焊縫組織形貌如圖20所示，可見，焊縫組織與熔敷金屬的顯微組織類似，均為奧氏體和析出相，且析出相的數量、大小、形態和分布等也十分相近。因此，可以推斷，焊縫與熔敷金屬的性能區別不大。
受到焊接二次熱循環影響的焊縫凝固亞晶界和鈮相，與未受熱循環影響的焊縫組織形貌不盡相同，如圖21所示。可見，焊縫受到二次熱循環后凝固亞晶界發生了明顯的變化，與未受二次熱循環的凝固亞晶界相比，其與奧氏體之間的界面變得不再清晰。可知，在后續焊道的熱影響下，局部區域的凝固亞晶界發生一定程度的溶解，鈮相直接以奧氏體為背景分布在溶解的晶界處，由于凝固亞晶界中的元素發生了擴散，其與奧氏體基體的耐蝕性相差不大。
從圖20未受二次熱循環影響的鈮相形貌可以看出，長條狀的鈮相在凝固晶界的縱截面上沿晶界的長度方向排列。部分區域的凝固亞晶界在焊接二次熱循環的影響下幾乎已經完全溶解，如圖21所示。由此可知，該區域處于二次熱循環的高溫區段，凝固亞晶界中的元素擴散強烈，成分與奧氏體晶內接近，即凝固亞晶界“奧氏體化”。然而，晶界上的鈮相未見溶解，尺寸較大且呈長條狀分布，與未受二次熱循環影響的焊縫中的鈮相形狀相似。一般來說，在多道焊高于1300℃的區域，鈮相將會發生溶解，而奧氏體不銹鋼熱影響區的最高溫度超過1400℃。由于奧氏體耐熱鋼的熱導率較低，在熱影響區的冷卻過程中，發生溶解的鈮相可能會重新析出。
遷移晶界
凝固晶界是成分上的一種特殊組分，由于其晶格構造的特殊性，也是晶體學上的一種特殊組分。在焊縫的某些位置，凝固晶界的晶體學特殊組分可以離開其特殊組分發生遷移，這種遷移后帶有原凝固晶界大角度位相差的新晶界稱為遷移晶界(MGB)。在Suer304H鋼焊縫的局部區域發現遷移晶界的存在，如圖22(2)箭頭所指的位置，可見其與凝固晶界的形貌不同，如圖22(1)所示。遷移晶界穿過凝固亞晶的中心，此處遷移晶界的實際遷移距離在5～15μm。
與一般合金中晶粒邊界的平直化類似，遷移晶界發生遷移的驅動力是降低彎曲晶界的能量。原始凝固晶界是由不同取向的樹枝晶束和胞狀晶束相交而成，多呈曲折狀。在晶體學上，平直的晶界可降低其能量，因此，凝固晶界平直化形成新晶界。因為遷移晶界仍帶有凝固晶界原有的周圍晶粒的取向差，所以仍是一種大角度晶界。凝固晶界和遷移晶界處容易形成位錯網絡，因而遷移晶界與奧氏體基體的界面將是Nb(C,N)等析出相的有利形核位置。
一般來說，遷移晶界的化學成分因其所在位置的不同而存在差異，取決于遷移晶界停留位置的化學成分。化學成分有利的形核位置，加上遷移晶界所帶來的位錯網絡，將會影響某些第二相的析出動力學。焊縫中凝固晶界的遷移距離通常為5～10μm，圖22中遷移晶界部分區段的遷移距離超過10μm，這可能是由于焊道受二次熱循環的影響，平直化的晶界發生了進一步遷移的緣故。
熱影響區
從圖23可以看出，熱影響區粗晶區的寬度約為700μm，在焊接熱循環的影響下，熱影響區的晶粒發生長大。Super304H鋼管為固溶處理態，在控制焊接熱輸入的情況下，晶粒的長大程度有限。此外，晶界存在的鈮相也可有效抑制晶粒的長大。為保證母材的抗高溫蒸汽氧化能力和耐腐蝕能力，一般要求其晶粒在7級以上。由于熱影響區晶粒發生長大(4～5級)，該區域的耐蝕性將會降低。
在距離熔合線較近的位置a處，可見發生部分脫落的鈮相。由于其處在更高的溫度區間，晶粒長大的驅動力高于析出相對晶界的阻力，晶界發生遷移導致晶粒長大，因此，從圖23可以看出，與晶內鈮相的圓滑形貌不同，該處呈不規則形狀的鈮相位于奧氏體晶粒內部。此外，更靠近熔合線的鈮相可能會發生溶解，在溶解的過程中，隨著鈮相尺寸的減小，其對晶界的釘扎作用將明顯減弱。如果位于晶界的形狀不規則析出相發生了溶解，而同時晶界發生了遷移，那么此時“遷移”到奧氏體晶內發生溶解的鈮相的再析出環境發生了變化。因此，可以推斷，由于為均勻形核析出，鈮相再析出時的尺寸較小，形狀更為圓整化。晶界上發生溶解的粗大鈮相發生“遷移”后的細化有利于提高持久強度和熱影響區的沖擊韌性，但失去了高溫持久過程中對晶界的釘扎作用。
此外，在晶界遷移的過程中，溶解的鈮相也可能會隨移動的晶界沉淀析出，在移動晶界上形成的析出相多呈點列狀分布，如圖23中b處所示，能譜證實該析出相為鈮相。鈮相在晶界的點列狀分布將對熱影響區的沖擊性能不利，但在高溫持久過程中可對晶界產生釘扎作用。
晶界液化
從圖24金相組織可以看出，在熱影響區緊靠熔合線的位置，沿著奧氏體晶粒邊界出現黑色物質，從其掃描形貌可知黑色物質為金相腐蝕留下的孔洞，這是熱影響區晶界液化的結果。在熱影響區的粗晶區，由于受到焊接熱循環的影響，沿著奧氏體晶界也發生了局部的液化，這是由雜質元素的偏析而導致晶界熔點降低造成的。由于熱影響區晶粒長大，晶界面積減小，雜質元素在長大的晶界上重新富集，即單位面積晶界上的雜質元素含量升高。對于晶界的液化，硫比磷更有害，而且鈮相的存在也會增大晶界的液化傾向。熱影響區的晶界液化可通過控制母材的成分來控制，對于無法形成晶界鐵素體的奧氏體耐熱鋼來說，要通過限制雜質含量來減少晶界的液化。然而，對于給定奧氏體耐熱鋼，必須限制熱輸入以最大限度地限制晶粒的長大。
從圖24液化晶界的SEM形貌可以看出，緊貼熔合線部位的孔洞較大較深，隨著與熔合線距離的增加，腐蝕孔洞逐漸變小變淺。可見，受焊接熱循環越嚴重的區域，晶界的液化就越明顯，這與粗晶區晶粒長大程度不同有關。在局部區域可見發生部分溶解的鈮相(a處)，對b處進行能譜分析，該位置的鈮含量較高，可知發生溶解的部分鈮相在焊接冷卻過程中沒有重新析出。在距離熔合線更近的區域，溶解的鈮相理論上可以重新析出，但由于晶粒的長大導致鈮相周圍雜質元素的含量升高，鈮相的析出環境發生了改變。在進行金相腐蝕的過程中，鈮相與耐蝕性更低的富雜質元素晶界一起脫落，因此，熔合線附近出現了大量的孔洞。此外，鈮相與奧氏體基體的熱膨脹系數差別較大，在焊接應力的作用下，鈮相與基體不能同步膨脹和收縮，這也會導致其界面結合強度下降而在腐蝕中發生脫落。
可見，當焊接熱輸入為14kJ/cm時仍無法避免晶界的液化。因此，在進行Super304H鋼的焊接時，在保證焊縫成形的前提下，應盡量減小焊接熱輸入，以降低熱影響區晶粒的長大程度。此外，應降低焊接接頭的拘束度，防止局部應力與液化晶界共同作用。
接頭的力學性能
對焊接接頭進行室溫拉伸和沖擊試驗，試驗結果見表5.3。接頭拉伸試樣在焊縫位置斷裂，與固溶態的母材相比，焊縫的鑄態組織以及分布在晶界的大尺寸鈮相使得焊縫強度成為整個接頭的薄弱環節。從沖擊結果同樣可以看出，焊縫的沖擊功最低，而熔合線與熱影響區的沖擊功均高于焊縫。
表5.3焊接接頭室溫拉伸和沖擊試驗結果
由沖擊試驗結果可知，焊縫的沖擊功為100J，根據不同規格沖擊試樣之間沖擊功的換算關系可知，標準焊縫沖擊試樣的沖擊功可達到133J左右。可見，焊縫的韌性與熔敷金屬的韌性差別很小。綜上所述，從焊縫的成分、組織及力學性能可以看出，熔敷金屬的性能與焊縫相近，可以推斷，焊縫金屬同樣具有優良的高溫持久性能。然而，熱影響區及熔合區的性能也將決定焊接接頭的最終性能，因此，必須對焊接接頭整體進行高溫持久和耐蝕性等試驗，才能完成對焊絲及焊接工藝的最終評定。
小結
1、采用鈮含量為0.28％的焊絲對Super304H固溶態鋼管進行焊接，考慮母材對熱裂紋的敏感性，當焊接熱輸入控制在14kJ/cm以下時得到成形良好的焊接接頭。由于焊縫的成分與其熔敷金屬相近，焊縫同樣為全奧氏體組織，其析出相的數量、分布、形狀和尺寸與其熔敷金屬相似。
2、由于鈮相穩定性高，受到焊接二次熱循環影響的焊縫區域，凝固亞晶界發生了一定程度的溶解，但分布其上的鈮相并沒有完全溶解。為降低彎曲凝固晶界的能量，可在部分區域觀察到晶界發生平直化的遷移晶界，遷移晶界穿過凝固亞晶的中心。在多道焊熱循環的影響下，凝固晶界的實際遷移距離在5～15μm范圍內。
3、熱影響區粗晶區的寬度約為700μm，由于母材為固溶態組織，在14kJ/cm的熱輸入下其晶粒粗化并不嚴重。熱影響區的部分區域可見呈點列狀分布的鈮相，該種鈮相對熱影響區的晶界具有釘扎作用。由于晶粒長大導致雜質元素的富集，受焊接二次熱循環影響的緊靠熔合線的區域的晶界發生液化現象。
4、焊接接頭室溫屈服強度可達308MPa，拉伸試樣斷面收縮率為40％，滿足接頭拉伸性能的最低要求，并有一定的裕量。由于焊接熱輸入相同且焊縫的化學成分與其熔敷金屬相近，因而焊縫的沖擊韌性與其熔敷金屬的十分接近。熱影響區和熔合線沖擊韌性較高。
以上所述僅是本發明的優選實施方式，并不用于限制本發明，應當指出，對于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發明技術原理的前提下，還可以做出若干改進和變型，這些改進和變型也應視為本發明的保護范圍。
- 還沒有人留言評論。精彩留言會獲得點贊！