汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子用鎳基合金/ 耐熱鋼異種焊接接頭組織及性能研究

聶甫恒 ， 熊建坤 ,2， 楊林 ,2， 徐健 ,2， 許德星 ,2， 毛桂軍 ， 吳海峰 ， 余勇 ， 向沖

（1. 東方電氣集團(tuán)東方汽輪機(jī)有限公司， 四川 德陽， 618000； 2. 長壽命高溫材料國家重點實驗室， 四川 德陽， 618000）

1 前言

對于火力發(fā)電機(jī)組來說， 提高蒸汽參數(shù)可以顯著提高機(jī)組熱效率， 降低煤耗及溫室氣體排放。因此， 國內(nèi)外均投入大量資源對高參數(shù)機(jī)組開展了廣泛而深入的研究工作。 目前已投入商業(yè)運(yùn)行的機(jī)組最高進(jìn)汽溫度已達(dá)到620 ℃， 國內(nèi)外目前也正在開展蒸汽溫度650 ℃、 700 ℃及以上等級的超超臨界機(jī)組的研發(fā)工作[1]。 當(dāng)機(jī)組蒸汽溫度提高到650～700 ℃時， 對汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子材料的抗氧化腐蝕性能、 熱穩(wěn)定性、 高溫持久強(qiáng)度性能要求就更嚴(yán)格， 傳統(tǒng)的鐵素體耐熱鋼和新型奧氏體耐熱鋼已不能滿足使用要求， 必須使用鎳基高溫合金[2]。目前由于高溫合金的冶煉和鍛造噸位限制， 650 ℃等級A-USC 電站汽輪機(jī)轉(zhuǎn)子基本都是采用異種材料焊接的方式， 高溫段部分材料采用時效強(qiáng)化或固溶強(qiáng)化型的鎳基高溫合金， 中溫段部分材料采用耐熱鋼。 由于2 種材料的物理化學(xué)性能差異較大， 采用熔化焊的方法得到的焊接接頭兩側(cè)的不同組織及形成的物相對接頭力學(xué)性能有較大影響，而且鎳基合金焊接難度大， 容易產(chǎn)生裂紋等缺陷，此種材料的焊接裂紋尤為重要， 焊接工藝也是影響接頭使用性能的關(guān)鍵因素[3-4]，當(dāng)前異種金屬焊接轉(zhuǎn)子制造技術(shù)是制約650 ℃、 700 ℃機(jī)組發(fā)展的關(guān)鍵點。 4762 合金是一種時效強(qiáng)化型鎳基高溫合金，可作高溫段轉(zhuǎn)子鍛件材料， 其加入 8.5%Mo 和0.005%B 形成固溶強(qiáng)化， 添加 2.1%Ti 和 1.5%Al形成大量的γ′相， 實現(xiàn)析出強(qiáng)化[5]， 具有良好的高溫強(qiáng)度、組織穩(wěn)定性和抗氧化性能[6-7]。 低溫段轉(zhuǎn)子鍛件材料1Cr10Mo1NiWVNbN（12Cr 鋼）耐熱鋼應(yīng)用較為廣泛， 它是一種廣泛適用于不超過600 ℃等級機(jī)組汽輪機(jī)的轉(zhuǎn)子材料[8]。

當(dāng)前關(guān)于650 ℃等級高溫合金4762 與耐熱鋼1Cr10Mo1NiWVNbN（12Cr 鋼）的異種焊接轉(zhuǎn)子焊接技術(shù)研究的文獻(xiàn)和報道較少[9]，為了完成4762 高溫合金和12Cr 耐熱鋼的異種焊接接頭性能評價與分析， 本文采用GTAW 的焊接方法進(jìn)行4762 高溫合金的同種材料焊接、 4762 與12Cr 的異種材料焊接試驗研究， 探究異種金屬焊接工藝， 研究高溫合金接頭及異種金屬接頭的力學(xué)性能和微觀組織，為650 ℃等級超超臨界火電機(jī)組異種材料轉(zhuǎn)子試驗環(huán)和轉(zhuǎn)子產(chǎn)品的焊接奠定基礎(chǔ)。

2 試驗方法及材料

本研究所用材料為4762 鎳基高溫合金和1Cr10Mo1NiWVNbN 耐熱鋼 （12Cr 鋼），2 種母材化學(xué)成分見表1。 鎳基母材鍛件在焊接前經(jīng)過固溶處理， 焊接后2 次時效處理， 鎳基高溫合金時效處理后微觀組織照片如圖1 所示。 母材基體為奧氏體晶粒， 時效后晶粒內(nèi)析出相明顯增多， 晶界也出現(xiàn)析出相。 主要的強(qiáng)化相為球狀γ′相， 其均勻密布在奧氏體晶粒內(nèi)， 大小均勻， 此外， 在晶界處會析出塊狀形貌的M23C6型碳化物， 可能會降低合金的塑性和韌性。 12Cr 鋼焊接前為調(diào)質(zhì)態(tài)， 焊后經(jīng)歷了去應(yīng)力熱處理， 其組織主要為回火馬氏體， 圖1（b）中可觀察到明顯的馬氏體板條。 4762合金的室溫抗拉強(qiáng)度Rm≥1 050 MPa， 屈服強(qiáng)度Rp0.2≥680 MPa， 而 12Cr 耐熱鋼的室溫抗拉強(qiáng)度Rm≥830 MPa， 屈服強(qiáng)度 Rp0.2 為≥655 MPa， 母材具體的力學(xué)性能見表2。 選取了2 種鎳基焊材分別進(jìn)行同種及異種材料焊接試驗， 分別為4762 和ERNiCrWMo-1， 直徑都為 Φ2.4 mm， ERNiCrWMo-1 焊絲的抗拉強(qiáng)度為760 MPa， 焊材的化學(xué)成分見表3。

表1 高溫合金及耐熱鋼母材化學(xué)成分 wt %

表2 母材力學(xué)性能

表3 鎳基焊材化學(xué)成分 wt %

圖1 高溫合金及耐熱鋼母材微觀組織照片

采用氬弧焊（GTAW）焊接方法進(jìn)行同種及異種材料焊接試驗， 焊接時采用99%的工業(yè)純氬作為保護(hù)氣， 其他具體的焊接工藝參數(shù)見表4。 4762鎳基母材為固溶態(tài)， 焊接4762 高溫合金時， 先采用GTAW 進(jìn)行打底焊接， 然后使用多層多道焊的方法填充和蓋面， 完成焊接后， 進(jìn)行2 次時效處理。 進(jìn)行4762/12Cr 異種材料焊接時， 先在固溶態(tài)鎳基合金側(cè)堆焊， 再進(jìn)行時效處理， 使母材達(dá)到服役狀態(tài)， 完成后繼續(xù)進(jìn)行多層多道焊接的對接焊， 焊后接頭去應(yīng)力熱處理， 最終得到4762/12Cr異種轉(zhuǎn)子材料焊接試板。 焊接試板均采用X 型的坡口形式， 其示意圖如圖2 所示。

表4 同種及異種金屬對接接頭焊接工藝參數(shù)

圖2 焊接試板坡口形式

3 試驗結(jié)果

3.1 接頭宏觀形貌

圖3 是4762 高溫合金對接接頭以及 4762/12Cr 異種對接接頭的焊縫表面宏觀照片， 從圖中可以看出， 兩種類型接頭的焊縫表面都成型良好，未觀察到表面氣孔和裂紋。 圖4 是4762 合金對接接頭以及4762+12Cr 異種接頭的焊縫截面照片，焊縫為雙漏斗型， 中間部分較窄， 可以清晰地觀察到接頭兩側(cè)的熱影響區(qū)， 焊縫內(nèi)部未發(fā)現(xiàn)氣孔或宏觀裂紋， 焊道及焊層清晰可見， 兩面余高合適， 接頭成型良好。

圖3 同種及異種焊接接頭焊縫宏觀照片

圖4 同種及異種焊接接頭截面照片

3.2 微觀組織及顯微硬度

材料性能是材料微觀組織的宏觀表現(xiàn)， 材料微觀組織直接影響了材料力學(xué)性能。 對異種母材及其焊接接頭進(jìn)行微觀組織分析， 研究其顯微組織的不均勻性， 不僅可以評價焊接接頭的力學(xué)性能及服役安全性， 而且對焊接工藝的改進(jìn)很有意義。 根據(jù)熱影響和熔化程度的差異， 熔焊接頭的焊縫中心與母材之間可以細(xì)分為3 個區(qū)域： 焊縫區(qū)， 熔合線和熱影響區(qū)。 圖5 為4762 鎳基合金接頭的微觀組織照片， 由圖可以看到， 焊縫金屬以樹枝晶方式向接頭內(nèi)部生長， 焊縫區(qū)組織由γ-Ni奧氏體晶粒和晶間的γ′相和碳化物等析出相組成，焊縫組織的淺灰色區(qū)域為γ-Ni 基體， 而黑色的網(wǎng)狀組織是晶間分布的γ-γ′共晶組織、 γ′相以及部分碳化物等析出相。 焊接接頭熔合線附近的部分熔融區(qū)容易發(fā)生晶間液化現(xiàn)象， 最終形成液化裂紋， 如圖所示， 接頭中未觀察到明顯的液化裂紋。熱影響區(qū)的組織和母材相同， 為γ-Ni 基體+晶間強(qiáng)化析出相。 焊接熱輸入對晶間液化現(xiàn)象有顯著影響， 當(dāng)熱輸入較大時， 易發(fā)生晶間液化， 而熱輸入減小， 有利于減少晶間液化現(xiàn)象， 從而避免液化裂紋的形成。 因此， 焊接時采用較小的焊接電流， 從而減小焊接熱輸入， 同時嚴(yán)格控制層間溫度， 降低了熔合區(qū)及部分熔融區(qū)形成液化裂紋的趨勢， 焊接接頭未形成液化裂紋。 焊接時母材為固溶態(tài)， 熱裂紋敏感性也相對較小。

圖5 4762 合金接頭微觀組織照片

4762/12Cr 異種接頭微觀組織照片如圖6 所示， 12Cr 耐熱鋼的微觀組織中白色針狀相為鐵素體， 黑色長條狀物相為馬氏體。 其原奧氏體晶粒中存在有不同位向的板條馬氏體和針狀鐵素體。圖6（b）為12Cr 側(cè)熱影響區(qū)的微觀組織， 其組織為白色條狀鐵素體和黑色回火馬氏體， 晶粒細(xì)小，強(qiáng)度和塑性較好。圖6（c）為焊縫組織照片， 其組織為γ-Ni 奧氏體基體和晶界及晶內(nèi)分布的析出相顆粒， 主要為 M23C6型和 M6C 型碳化物。 圖 6 （d）為4762 側(cè)熱影響區(qū)微觀組織， 其組織為γ-Ni 奧氏體基體+γ′強(qiáng)化相+尺寸較大的二次碳化物顆粒， 可以看到大量退火孿晶的存在。 圖 6 （e）為 4762 母材微觀組織， 其組織為γ-Ni 奧氏體基體、 晶內(nèi)彌散分布的碳化物顆粒及晶界分布的γ′相、 γ′′相和碳化物顆粒。

圖6 4762/12Cr 異種接頭微觀組織照片

圖7 為4762/12Cr 異種接頭橫截面顯微硬度分布曲線圖。 測得的4762/12Cr 接頭的顯微硬度值為218～371 HV， 其最小值出現(xiàn)在焊縫頂層位置， 最大值在4762 合金一側(cè)的熱影響區(qū)。 接頭的鎳基合金側(cè)熱影響區(qū)硬度較高， 略低于鎳基母材， 而對比焊縫區(qū)域硬度值發(fā)現(xiàn)， 焊縫中層區(qū)域硬度相對頂層和底層較高。

圖7 4762/12Cr 異種接頭橫截面硬度分布圖

3.3 力學(xué)性能

圖8 為同種及異種接頭的拉伸試驗結(jié)果。 對4762 合金接頭進(jìn)行室溫和高溫拉伸試驗， 試樣都斷裂于焊縫區(qū)， 其室溫抗拉強(qiáng)度最高達(dá)到1 113 MPa， 對應(yīng)的屈服強(qiáng)度為 818 MPa， 室溫下 2 個拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度都不小于母材規(guī)定的室溫最低抗拉強(qiáng)度（1 050 MPa）， 試樣強(qiáng)度滿足 ASME 標(biāo)準(zhǔn)要求。 隨著高溫拉伸試驗溫度的升高， 接頭抗拉強(qiáng)度呈逐漸下降的趨勢。

圖8 焊接接頭拉伸試驗結(jié)果

對4762/12Cr 異種接頭進(jìn)行室溫和高溫拉伸試驗， 從結(jié)果可以看到， 4762/12Cr 異種焊接接頭的室溫抗拉強(qiáng)度最高達(dá)到822 MPa， 該拉伸試樣對應(yīng)的屈服強(qiáng)度為570 MPa， 由于焊材ERNiCrWMo-1 的室溫抗拉強(qiáng)度為760 MPa， 室溫下2 個拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度都不小于焊材規(guī)定的室溫最低抗拉強(qiáng)度（760 MPa）， 試樣強(qiáng)度滿足 ASME 標(biāo)準(zhǔn)要求。 4762/12Cr 異種焊接接頭在室溫下斷裂于焊縫區(qū)， 這是因為采用低匹配的固溶強(qiáng)化型鎳基焊材ERNiCrWMo-1 焊接異種轉(zhuǎn)子材料接頭， 而使用的低匹配鎳基焊材室溫強(qiáng)度略低于耐熱鋼12Cr 的室溫強(qiáng)度， 獲得的異種母材焊接接頭斷裂于焊縫處，其強(qiáng)度略低于低強(qiáng)度側(cè)的12Cr 母材的強(qiáng)度要求。異種焊接接頭的 580 ℃、 600 ℃、 620 ℃高溫拉伸試樣均斷裂于12Cr 母材位置， 這是因為在高溫條件下， 鎳基焊縫及4762 母材強(qiáng)度大于12Cr 母材。

4 結(jié)論

（1）4762 合金同種接頭的室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到1 137 MPa， 4762/12Cr 異種焊接接頭的室溫抗拉強(qiáng)度達(dá)到827 MPa。 隨著高溫拉伸試驗溫度的升高， 接頭抗拉強(qiáng)度呈逐漸下降趨勢。 同種接頭拉伸試樣的斷裂位置都位于焊縫區(qū)， 異種接頭常溫拉伸試樣斷裂于焊縫區(qū)域， 而高溫拉伸試樣均斷裂于12Cr 母材。

（2）1Cr10Mo1NiWVNbN 側(cè)熱影響區(qū)組織為白色條狀鐵素體和黑色回火馬氏體， 晶粒細(xì)小， 強(qiáng)度和塑性較好。 焊縫組織為γ-Ni 奧氏體基體和晶界及晶內(nèi)分布的析出相顆粒， 主要為M23C6 型和M6C 型碳化物。 而4762 側(cè)熱影響區(qū)微觀組織， 其組織為γ-Ni 奧氏體基體+γ′強(qiáng)化相+尺寸較大的二次碳化物顆粒， 可以看到大量退火孿晶的存在。4762/12Cr 接頭的顯微硬度值范圍為218～371 HV，其最小值出現(xiàn)在焊縫頂層位置， 最大值出現(xiàn)在4762 合金一側(cè)的熱影響區(qū)。

（3）采用較小的焊接電流， 從而減小焊接熱輸入， 同時嚴(yán)格控制層間溫度， 降低熔合區(qū)及部分熔融區(qū)形成液化裂紋的趨勢， 在鎳基合金側(cè)熔合區(qū)域未形成液化裂紋。