元素 | C | Si | Mn | Cr | Mo | V | Ni | Al | Nb | N | P | S |
---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
質(zhì)量分?jǐn)?shù)/% | 0.11 | 0.42 | 0.36 | 8.70 | 0.99 | 0.19 | 0.21 | 0.005 | 0.065 | 0.062 | 0.007 | 0.002 |
分享:國(guó)產(chǎn)P91鋼焊接接頭熱影響區(qū)各亞區(qū)域的熱處理模擬
0. 引言
P91鋼(10Cr9Mo1VNbN鋼)因具有低熱膨脹系數(shù)、高導(dǎo)熱性、較好的高溫強(qiáng)度和優(yōu)異的高溫耐腐蝕性等特點(diǎn),被廣泛用于火力發(fā)電站主蒸汽和再熱蒸汽管道[1-5]。目前,首批國(guó)產(chǎn)P91鋼主蒸汽管道在國(guó)內(nèi)某發(fā)電廠(chǎng)超臨界鍋爐(進(jìn)出口壓力均為25.4 MPa,進(jìn)出口溫度分別為571,569 ℃)中運(yùn)行已超50 000 h,這些管道的長(zhǎng)期服役狀況尚未得到充分了解,特別是接頭處的運(yùn)行狀態(tài)。焊接接頭通常由焊縫、熔合區(qū)和熱影響區(qū)組成,熱影響區(qū)通常是最薄弱的區(qū)域。按照焊接時(shí)峰值溫度的變化范圍,可將P91鋼焊接接頭熱影響區(qū)進(jìn)一步細(xì)分為過(guò)回火區(qū)、部分相變區(qū)、細(xì)晶區(qū)以及粗晶區(qū)。
焊接接頭熱影響區(qū)寬度較窄,通常難以取樣進(jìn)行常規(guī)的力學(xué)性能檢測(cè),目前多采用熱模擬方式,通過(guò)模擬焊接時(shí)各細(xì)分區(qū)域的熱循環(huán),獲得各區(qū)域大塊試樣來(lái)研究各亞區(qū)域在焊接接頭整體失效過(guò)程中的作用。KHAJURIA等[6]利用Gleeble-3800型熱模擬機(jī)制備了P91鋼和含硼P91鋼(P91B)焊接接頭的部分相變區(qū)熱模擬試樣,并對(duì)其高溫短時(shí)蠕變行為進(jìn)行了研究。WANG等[7]通過(guò)帶有原位數(shù)字圖像分析系統(tǒng)的蠕變測(cè)試裝置,研究了Gr. 91鋼焊接接頭過(guò)回火區(qū)在低溫(550 ℃)、高應(yīng)力(215 MPa)條件下的早期蠕變失效行為。吳躍[8]研究發(fā)現(xiàn),在長(zhǎng)期高溫運(yùn)行中,P91鋼焊接接頭細(xì)晶區(qū)晶界處析出了大量的(Fe、Cr、Mo)23C6相,大大減弱了沉淀強(qiáng)化作用,并促進(jìn)細(xì)晶區(qū)蠕變孔洞形成,最終導(dǎo)致IV型蠕變斷裂。李強(qiáng)等[9]利用箱式電阻爐制備了T91鋼焊接接頭熱影響區(qū)不同亞區(qū)域的熱模擬試樣,發(fā)現(xiàn)熱影響區(qū)過(guò)回火區(qū)雖具有較低的強(qiáng)度和硬度,但I(xiàn)V型開(kāi)裂更易發(fā)生在熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)。
為了探究P91鋼焊接接頭熱影響區(qū)各亞區(qū)域在整體失效過(guò)程中的作用,作者采用不同溫度的正火+回火處理獲得P91鋼焊接接頭熱影響區(qū)不同亞區(qū)域試樣,通過(guò)高溫加速時(shí)效熱處理工藝模擬50 000 h服役過(guò)程,研究了服役50 000 h后熱影響區(qū)各亞區(qū)域的組織以及性能,以期為評(píng)價(jià)焊接接頭熱影響區(qū)在長(zhǎng)期服役過(guò)程中的運(yùn)行安全性提供試驗(yàn)基礎(chǔ)。
1. 試樣制備與試驗(yàn)方法
試驗(yàn)材料取自某電廠(chǎng)火力發(fā)電超臨界機(jī)組主蒸汽管道用國(guó)產(chǎn)P91鋼管預(yù)留件和該電廠(chǎng)首批服役50 000 h(進(jìn)出口蒸汽參數(shù)為25.4 MPa/571 ℃/569 ℃)的國(guó)產(chǎn)P91鋼主蒸汽管道,尺寸均為?587 mm×79 mm。國(guó)產(chǎn)P91鋼的化學(xué)成分見(jiàn)表1,熱處理工藝為1 060 ℃×120 min正火+760 ℃×320 min回火。P91鋼管道采用氣體保護(hù)焊(GTAW)和手工電弧焊(SMAW)相結(jié)合的方法進(jìn)行焊接,焊接材料與母材等強(qiáng)匹配,分別選用?2.4 mm的ER90S-B9焊絲和?3.2 mm的E9015-B9焊條,焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2。
層數(shù) | 焊接方法 | 焊材牌號(hào) | 極性 | 焊接電流/A | 電弧電壓/V | 焊接速度/(cm·min−1) |
---|---|---|---|---|---|---|
1 | GTAW | ER90S-B9 | 正 | 95~105 | 10~12 | 5~6 |
≥2 | SMAW | E9015-B9 | 反 | 110~125 | 24~26 | 8~12 |
蓋面 | SMAW | E9015-B9 | 反 | 115~120 | 24~26 | 12~14 |
采用正火+回火熱處理工藝來(lái)模擬P91鋼焊接接頭熱影響區(qū)各亞區(qū)域,利用高溫加速時(shí)效熱處理工藝模擬50 000 h服役過(guò)程。在P91鋼管上制取如圖1所示的厚度為12.5 mm的熱模擬試樣,在SX-14-16型和SXC-3-10型箱式熱處理爐中進(jìn)行熱處理模擬試驗(yàn)。根據(jù)前期研究[10],確定制備P91鋼焊接接頭熱影響區(qū)過(guò)回火區(qū)、部分相變區(qū)、細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)熱模擬試樣的正火溫度分別為800,850,950,1 300 ℃,保溫時(shí)間為25 min,空冷;回火溫度均為755 ℃,保溫時(shí)間為60 min,爐冷。將熱影響區(qū)不同亞區(qū)域的熱模擬試樣置于SXC-3-10型箱式熱處理爐中進(jìn)行高溫加速時(shí)效處理,以模擬50 000 h服役過(guò)程。根據(jù)文獻(xiàn)[11],時(shí)效溫度高于690 ℃時(shí)Fe2Mo型Laves相會(huì)完全固溶,為保證熱模擬試樣與實(shí)際工況服役焊接接頭具有相同的熱老化機(jī)理,設(shè)置時(shí)效溫度為650 ℃,并根據(jù)Larson-Miller公式[12]計(jì)算時(shí)效時(shí)間。計(jì)算得到650 ℃下加速時(shí)效200 h后相當(dāng)于其在實(shí)際服役溫度570 ℃下服役50 303 h,故高溫加速時(shí)效時(shí)間設(shè)置為200 h。
試樣用1 g三氯化鐵+10 mL濃鹽酸+20 mL去離子水混合溶液腐蝕60 s,采用EPIPHOT 300型光學(xué)顯微鏡(OM)、VEGA3-SBH型掃描電鏡(SEM)觀(guān)察顯微組織,采用等效圓直徑法結(jié)合ImageJ軟件二值化處理統(tǒng)計(jì)晶粒尺寸,采用SEM配套的能譜儀(EDS)分析微區(qū)成分。將試樣手工打磨后,用Tenupol-5型電解雙噴儀減薄,電解液為體積分?jǐn)?shù)5%高氯酸乙醇溶液,雙噴電壓為29.5 V,溫度為―25 ℃,采用JEM-2010型透射電鏡(TEM)觀(guān)察微觀(guān)形貌。采用402MVD型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試試樣橫截面的維氏硬度,載荷為1.96 N,保載時(shí)間為10 s。采用DDL50型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行微型杯突試驗(yàn),試樣為尺寸為10 mm×10 mm×0.7 mm的微型薄片試樣,鋼球?yàn)?/span>?2.5 mm的GCr15淬火鋼球,下壓速度為0.2 mm·min−1。在服役50 000 h的P91鋼管道焊接接頭上截取微型杯突試樣時(shí),需先結(jié)合顯微硬度測(cè)試結(jié)果和顯微組織特征確定熱影響區(qū)各亞區(qū)域的寬度,再在4個(gè)亞區(qū)域進(jìn)行線(xiàn)切割制樣,使用400#~2 000#的SiC砂紙進(jìn)行粗磨、細(xì)磨,確保試樣厚度保持在(0.5±0.005) mm。由微型杯突試驗(yàn)獲得的載荷-撓度曲線(xiàn)得到最大載荷Pu、斷裂能量E,根據(jù)GB/T 29459.2—2012中最小二乘法確定屈服載荷Py。為排除試樣厚度影響,分別以最大載荷和屈服載荷與試樣初始厚度t0平方的比值作為試樣的微型杯突抗拉強(qiáng)度和微型杯突屈服強(qiáng)度,根據(jù)斷裂能量與試樣初始厚度之比評(píng)價(jià)斷裂性能,并根據(jù)斷裂撓度率[13]評(píng)估塑性。
2. 試驗(yàn)結(jié)果與討論
2.1 顯微組織
由圖2可見(jiàn):預(yù)留的P91鋼(服役前)的顯微組織主要由典型板條狀回火馬氏體構(gòu)成,相鄰板條束取向相近,在原奧氏體晶界、馬氏體板條界以及馬氏體板條內(nèi)彌散分布著大量細(xì)小的析出相;實(shí)際服役50 000 h后,P91鋼母材的馬氏體板條變寬,原奧氏體晶界和馬氏體板條界析出大量大尺寸顆粒[14]。
由圖3可知:未服役P91鋼母材的馬氏體板條內(nèi)存在高密度位錯(cuò),在原奧氏體晶界和馬氏體板條界處的尺寸較大(約為100 nm)的析出相為富鉻M23C6碳化物,主要分布在板條馬氏體內(nèi)的較細(xì)小的析出相為富釩MX相;實(shí)際服役50 000 h后,母材中原奧氏體晶界和馬氏體板條界的M23C6碳化物形成短鏈狀,且尺寸增大至約300 nm,原奧氏體晶界處分布著富鉬Fe2Mo型Laves相。Laves相通常在M23C6碳化物附近析出并通過(guò)吞噬M23C6碳化物進(jìn)一步長(zhǎng)大[15-16],從而會(huì)顯著降低材料蠕變性能。
由圖4可見(jiàn):服役前過(guò)回火區(qū)熱模擬試樣的組織主要由回火板條馬氏體、極少量塊狀鐵素體、馬氏體板條界和原奧氏體晶界處的M23C6碳化物和馬氏體板條內(nèi)的MX碳化物顆粒組成;部分相變區(qū)熱模擬試樣中回火板條馬氏體更細(xì)小,塊狀鐵素體更多,且有新的M23C6碳化物沿邊界析出,而未溶解的M23C6碳化物則在鐵素體基體中聚集長(zhǎng)大,這是因?yàn)樵撛嚇诱饻囟忍幱趭W氏體轉(zhuǎn)變開(kāi)始到結(jié)束溫度(Ac1~Ac3)之間;細(xì)晶區(qū)熱模擬試樣的組織與母材相似,但回火板條馬氏體的尺寸要細(xì)小得多,這是由于其短暫的高溫(略高于Ac3)停留時(shí)間限制了馬氏體向奧氏體轉(zhuǎn)變期間的晶粒生長(zhǎng)[17],使得其晶粒保持在較小的尺寸;粗晶區(qū)熱模擬試樣也與母材相似,但其回火板條馬氏體的尺寸要粗大得多,這是因?yàn)槠湔饻囟冗h(yuǎn)高于Ac3,使得P91鋼中釘扎在原奧氏體晶界和馬氏體板條界的M23C6碳化物以及板條馬氏體內(nèi)的MX碳化物顆粒發(fā)生溶解,奧氏體晶粒容易長(zhǎng)大,并在后續(xù)的冷卻和回火熱處理過(guò)程中形成粗大的板條馬氏體,重新析出碳化物。
由圖5可見(jiàn):相比未服役試樣,模擬服役后熱影響區(qū)各亞區(qū)域試樣的析出相尺寸和數(shù)量均顯著增加;過(guò)回火區(qū)、部分相變區(qū)和細(xì)晶區(qū)中的馬氏體板條特征減弱并出現(xiàn)合并現(xiàn)象,原奧氏晶界和板條邊界上的M23C6碳化物發(fā)生熟化,呈鏈串狀分布,而板條內(nèi)的MX相尺寸僅略微增加;粗晶區(qū)中的馬氏體板條特征明顯,原奧氏體晶粒粗大,大量的析出相沿晶界析出,使得原奧氏體晶界和板條界更加清晰。
由圖6可見(jiàn):實(shí)際工況下服役50 000 h后熱影響區(qū)粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)的馬氏體板條中的細(xì)小析出相均為MX相,馬氏體板條邊界和原奧氏體晶界處的大顆粒析出相均為M23C6碳化物。由圖7可知:實(shí)際服役P91鋼焊接接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)中馬氏體形態(tài)以及板條中MX相和M23C6碳化物的數(shù)量、分布、顆粒尺寸和相應(yīng)的服役態(tài)熱模擬試樣中的均十分接近,均分布在馬氏體板條內(nèi),尺寸約5 nm,M23C6碳化物分布在板條界,尺寸約200 nm,粗晶區(qū)均觀(guān)察到了尺寸較大的Laves相。
由表3可見(jiàn):除粗晶區(qū)熱模擬試樣之外,其他亞區(qū)域熱模擬試樣和實(shí)際服役50 000 h后熱影響區(qū)對(duì)應(yīng)亞區(qū)域的平均晶粒尺寸十分接近,相對(duì)誤差不超過(guò)12.5%。與其他亞區(qū)域相比,粗晶區(qū)所在的溫度區(qū)間較寬,且模擬粗晶區(qū)設(shè)定的正火溫度位于區(qū)間的上半段[18],因此模擬粗晶區(qū)與實(shí)際粗晶區(qū)晶粒尺寸的相對(duì)誤差較大,高達(dá)40%。
亞區(qū)域 | 晶粒尺寸/μm | |
---|---|---|
模擬 | 實(shí)際 | |
粗晶區(qū) | 100±25.47 | 71±19.63 |
細(xì)晶區(qū) | 14±5.84 | 13±3.25 |
部分相變區(qū) | 18±9.81 | 16±7.46 |
過(guò)回火區(qū) | 24±8.37 | 24±7.58 |
2.2 顯微硬度
由圖8可見(jiàn):實(shí)際工況下服役50 000 h后焊接接頭的顯微硬度從母材區(qū)到部分相變區(qū)緩慢降低,從細(xì)晶區(qū)到粗晶區(qū)快速升高,焊縫區(qū)的硬度小幅波動(dòng),部分相變區(qū)硬度最小,為191 HV,熔合線(xiàn)處達(dá)到最大,為314 HV;除了粗晶區(qū)因模擬試樣和實(shí)際試樣的晶粒尺寸相差較大而顯微硬度有比較大的差異之外,其他區(qū)域熱模擬試樣的顯微硬度與實(shí)際試樣熱影響區(qū)各亞區(qū)域的顯微硬度重合性均較好。
2.3 微型杯突力學(xué)性能
由圖9和表4可知:熱影響區(qū)各亞區(qū)域模擬試樣和實(shí)際試樣的載荷-撓度曲線(xiàn)基本一致,兩者斷裂性能比較接近,除了粗晶區(qū)相對(duì)誤差較大以外,其余亞區(qū)域的微型杯突力學(xué)性能總體上差異較小,相對(duì)誤差均在5%以?xún)?nèi);粗晶區(qū)的微型杯突抗拉和屈服強(qiáng)度均最大,塑性最差;部分相變區(qū)由于大量鐵素體的存在而強(qiáng)度最低,塑性最好。
亞區(qū)域 | 條件 | 屈服載荷/N | 最大載荷/N | 斷裂能量/J | 斷裂撓度/mm | 屈服強(qiáng)度/MPa | 抗拉強(qiáng)度/MPa | 斷裂韌度/(J·mm−1) | 斷裂撓度率/% |
---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
粗晶區(qū) | 實(shí)際試樣 | 373 | 1 913 | 2 019 | 1.93 | 1 504 | 7 714 | 4 054 | 287.6 |
模擬試樣 | 335 | 1 843 | 1 886 | 2.01 | 1 335 | 7 343 | 3 762 | 301.2 | |
相對(duì)誤差/% | - | - | - | - | 11.3 | 4.8 | 7.2 | 4.8 | |
細(xì)晶區(qū) | 實(shí)際試樣 | 305 | 1 834 | 1 922 | 2.03 | 1 240 | 7 455 | 3 875 | 309.3 |
模擬試樣 | 296 | 1 823 | 1 900 | 1.99 | 1 189 | 7 321 | 3 808 | 298.8 | |
相對(duì)誤差/% | - | - | - | - | 4.1 | 1.8 | 1.7 | 3.4 | |
部分相變區(qū) | 實(shí)際試樣 | 234 | 1 718 | 1 755 | 2.20 | 929 | 6 817 | 3 496 | 338.2 |
模擬試樣 | 221 | 1 686 | 1 720 | 2.13 | 884 | 6 744 | 3 440 | 326.0 | |
相對(duì)誤差/% | - | - | - | - | 4.8 | 1.1 | 1.6 | 3.6 | |
過(guò)回火區(qū) | 實(shí)際試樣 | 256 | 1 766 | 1 861 | 2.08 | 1 028 | 7 092 | 3 729 | 316.8 |
模擬試樣 | 264 | 1 727 | 1 787 | 2.04 | 1 069 | 6 992 | 3 596 | 310.5 | |
相對(duì)誤差/% | - | - | - | - | 4.0 | 1.4 | 3.6 | 2.0 |
服役態(tài)熱影響區(qū)模擬試樣與實(shí)際服役試樣的宏觀(guān)斷裂形貌相似,試樣破裂頂蓋張開(kāi)的最大角度處對(duì)應(yīng)的是斷裂面位置,即試樣的起裂位置。由圖10可見(jiàn):熱影響區(qū)熱模擬試樣和實(shí)際試樣的微觀(guān)斷口均沒(méi)有出現(xiàn)明顯的放射區(qū)和剪切唇區(qū),而是只有一個(gè)纖維區(qū),并且都呈現(xiàn)出典型的微孔聚集型韌性斷裂特征;相比粗晶區(qū),部分相變區(qū)的頸縮程度更高,且微觀(guān)上韌窩更大更深,這和微型杯突力學(xué)性能測(cè)試結(jié)果一致。
3. 結(jié)論
(1)模擬服役后粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)服役態(tài)熱模擬試樣與實(shí)際服役50 000 h后P91鋼焊接接頭熱影響區(qū)相應(yīng)亞區(qū)域的馬氏體板條內(nèi)均分布有尺寸約5 nm的MX相,在板條界分布有尺寸約200 nm的M23C6碳化物,且在粗晶區(qū)均觀(guān)察到了尺寸較大的Laves相,模擬與實(shí)際試樣熱影響區(qū)的馬氏體板條形態(tài)以及第二相的數(shù)量、分布、顆粒尺寸均十分接近。
(2)除粗晶區(qū)外,熱影響區(qū)各亞區(qū)域熱模擬試樣和焊接接頭相應(yīng)區(qū)域的平均晶粒尺寸十分接近,相對(duì)誤差不超過(guò)12.5%,顯微硬度重合性較好,微型杯突力學(xué)性能相近,強(qiáng)度、斷裂韌性和撓度率相對(duì)誤差均在5%以?xún)?nèi),斷口呈典型微孔聚集型韌性斷裂特征。
(3)熱模擬和試驗(yàn)均可得,服役后P91鋼接頭熱影響區(qū)部分相變區(qū)顯微硬度最小,為191 HV,在細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)大幅上升,并在粗晶區(qū)和焊縫之間的熔合線(xiàn)處達(dá)到最大,為314 HV;服役后P91鋼接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)的微型杯突強(qiáng)度最大,塑性最差,部分相變區(qū)的強(qiáng)度最低,塑性最好;相比粗晶區(qū),部分相變區(qū)的頸縮程度更高,韌窩更大更深。
文章來(lái)源——材料與測(cè)試網(wǎng)
“推薦閱讀”
【責(zé)任編輯】:國(guó)檢檢測(cè)版權(quán)所有:轉(zhuǎn)載請(qǐng)注明出處