620 ℃超超临界机组用 9%Cr-M o-Co-B钢（CB2）焊接接头性能退化机制研究

张邦强，高振桓，聂丽萍，巩秀芳

(东方汽轮机有限公司， 四川 德阳， 618000)

620 ℃超超临界机组用 9%Cr-M o-Co-B钢（CB2）焊接接头性能退化机制研究

张邦强，高振桓，聂丽萍，巩秀芳

(东方汽轮机有限公司， 四川 德阳， 618000)

文章研究了 620 ℃超超临界机组 9%C r-M o-Co-B 钢 (CB2) 焊接接头 的 持久性能 ， 焊接接头 采 用 SMAW 方法进行焊接 ， 焊材分别 选 用 MTS 5Co1 和 MTS-616。 持久性能实验表明焊接接头的持久强度低于母材， 断裂位置发生在焊接接头的热影响区临界区 (ICHAZ)， 为典型的 IV 型裂纹。 文章采用光学显微镜 OM 及扫描电镜 SEM 观察焊接接头的微观组织及析出相， 通过对析出相的分析研究了 9%Cr-Mo-Co-B 钢焊接接头的性能退化机制的成因。

IV 型裂纹， 焊接接头， 临界区， 铁素体耐热钢

1 前言

9%Cr-Mo-Co-B 铁素体耐热钢由欧洲 COST项目开发，具有优良的高温蠕变性能及抗氧化性能， 可以应用于 620 ℃超超临界机组铸件及阀门等部件[1]。 其较高的蠕变强度得益于细小且弥散分布的 MX 型碳氮化物、 M23C6 型碳化物以及 B 元素对析出相的稳定化作用[1-3]。 但是， 9%Cr-Mo-Co-B 钢焊接接头易在焊接热影响区（HAZ）开裂而导致构件提前失效[4-5]。

焊接接头的热循环作用过程及热影响区（HAZ）组织形态改变是极其复杂的， 依据显微组织， HAZ 可以被分为粗晶区 （CGHAZ）、 细晶区（FGHAZ）和临界区（ICHAZ）[6-8]。 依据焊接接头断裂的位置， 通常将断裂形式归为 4 类:（1）I型开裂在焊缝内仅限于焊缝（WM）内部； （2）II型开裂在焊缝内由焊缝扩展至母材 （BM）； （3）III型裂纹位于粗晶区 （CGHAZ）； （4）IV 型裂纹发生于细晶区（FGHAZ）或临界区（ICHAZ）[6]。

Abe 等人对 9%～12%Cr钢焊接接头的失效机制进行了详细的研究[9-11]， 对 9%～12%Cr 钢 HAZ热模拟试样及焊接接头进行了大量的微观组织及蠕变实验，研究结果表明:开裂通常发生在细晶区 （FGHAZ）， 为典型的 IV 型裂纹。 Abe 等人认为在原奥氏体晶界上稀少的 M23C6 碳化物分布以及马氏体板条结构的缺失是导致细晶区 （FGHAZ）性能退化的原因，而B含量的增加能够抑制细晶区 （FGHAZ）的形成， 从而消除 IV 型裂纹的产生。

本文通过 OM 及 SEM 系统地研究了 9%Cr-Mo-Co-B 钢焊接接头高温持久后的组织及析出物变化， 对母材 （BM）、 焊缝 （WM）及热影响区（HAZ）的显微组织进行了细致的观察， 并对硬度及冲击力学性能进行了实验。对不同B含量母材的 9%Cr-Mo-Co-B 钢焊接接头的持久性能及组织变化进行了分析。

2 实验

实验用不同 B 含量的 9%Cr-Mo-Co-B 钢的化学成分见表 1， 焊接实验用的板材厚度为 40 mm，板材经正火、 回火处理， 具体热处理参数见表2。板材焊接方法选用 SMAW， 焊材分别选用 5Co1 和WB2， 焊接后进行焊后热处理（PWHT）， 焊接接头的横截面形貌见图1。

采用 φ6.4 mm 试样对焊接接头进行高温持久实验， 实验温度 600～650 ℃， 实验载荷 100～165 MPa。 用 OM 及 SEM 对持久断裂后的试样纵截面进行显微组织观察， OM 光学显微镜及 SEM 扫描电镜型号分别为 Zeiss 40MAT 和 JSM6490。

表1 不同 B 含量的 9%Cr-Mo-Co-B 钢的化学成分

表2 板材热处理及焊后热处理参数

图1 焊接接头的横截面形貌

3 实验结果

3.1 焊接接头的力学性能

焊材选用 MTS 5Co1 及 MTS-616 以保证焊接接头具有与母材匹配的力学性能，使用不同焊材后的焊接接头的室温拉伸试验结果见表3。 大量的拉伸试验结果表明， MTS 5Co1 焊接接头的数据分散性及塑性指标优于 MTS-616 焊接接头， 两者的冲击性能都能满足要求。

表3 焊接接头的拉伸及冲击试验结果

3.2 焊接接头的微观组织

基于以上实验结果， MTS 5Co1 焊材被选用进行板材 焊接 并进 行后 续持久 实验 ， 60 ppm B 含量及 90 ppm B 含量钢持久实 验前的焊 接接头微观组织见图 2。 BM 及 WM 均存在马氏体板条结构， 60 ppm B 钢的热影响区包含 CGHAZ、 FGHAZ 和 ICHAZ， FGHAZ 的晶粒尺寸约为 6 μm （见图 2a），相比 CGHAZ 晶粒尺寸 （50～60 μm）小很多， ICHAZ 原奥氏体晶界 （PAGB）两侧产生了大量的细小晶粒 （见图 2b）， 并且 ICHAZ 细晶的尺寸小于3 μm。 在 ICHAZ 还发现了贝氏体组织 （见图 2e和图 2f）， 此区域板条结构消失， 只留下原板条界上的 M23C6 呈列分布。

90 ppm B 钢 的 热 影 响 区 包 含 CGHAZ 和 ICHAZ， CGHAZ 的 组 织 和 60 ppm B 钢 近 似 ， 但 在90 ppm B 钢焊接接 头中未发 现 FGHAZ， 这表 明 B元素含量的增加能够抑制 FGHAZ 的形成， 在 90 ppm B 钢中细小的晶粒只存在于 ICHAZ 原奥氏体晶界的两侧 （见图 2c 和图 2d）， 并且在 ICHAZ 没发现贝氏体组织。

图2 焊接接头持久实验前的微观组织

PWHT 处理后的焊接接头硬度 （HV10）测试结果见 图 3， 焊缝硬度 约为 HV240～HV250， 60 ppm B 钢中焊缝硬度比母材硬度约高 25HV （见图3a）， 90 ppm B 钢中焊缝和 母材硬度差异不大 （见图 3b）。 两者皆在熔合线处的硬度最高， 在 ICHAZ处 最低， 60 ppm B 钢焊 接接头 最低 硬度约 为HV195 ～HV210， 90 ppm B 钢 最 低 硬 度 约 为HV220～HV225。

图3 焊接接头的硬度分布

3.3 持久性能及组织变化

焊接接头的持久实验结果见图4， 结果表明90 ppm B 钢接头的持久性能优于 60 ppm B 钢。 焊接接头持久实验后微观组织见图 5， 对于 60 ppm B 钢， 断裂发生在 ICHAZ 区域贝氏体组织边界处（见图 5a）， 为典型的 IV 型裂纹， 并且在ICHAZ原奥氏体晶界附近的细晶位置发现折线状裂纹（见图 5b）， 这表明开裂沿着细小晶粒的晶界面进行。 90 ppm B 钢 焊接接头也断裂在 ICHAZ， 为 IV型裂纹，蠕变裂纹及蠕变孔洞均产生在此区域原奥氏体晶界附近的细晶晶界位置， 见图 5 （c）和图 5 （d）。

图4 60 ppm B 钢和 90 ppm B 钢焊接接头的持久性能对比

图5 焊接接头在 650 ℃/100 MPa 下持久断裂后的微观组织

9%～12%Cr钢焊接件接头的持久性能已有较多报道[9-15]， 通常认为在低应力载荷下失效位置发生 FGHAZ， 但在本文 实验中开 裂位置 位于 ICHAZ。 持久断裂后的焊接接头硬度 （HV10）实验结果见图 6， 硬度实验结果表明开裂位置位于 ICHAZ硬度最低的区域。

图6 焊接接头持久实验后的硬度分布

为进一步分析 ICHAZ 性能的退化机制， 使用SEM 对此区域的析出相进行观察。 60 ppm B 和 90 ppm B 钢持久实验后焊接接头的显微组织及析出相 分 布 分 别 见 图 7 和 图 8。 对 60 ppm B 钢 而 言 ，析出物颗粒主要分布在 PAGB 以及在其附近的细晶晶界上 （见图 7d 和图 7e）， 在 ICHAZ 区域晶界上的析出物尺寸比 BM、 CGHAZ 及 FGHAZ 区都大很多 （见图 7a、 图 7b 和图 7c）， EDS 能谱分析结果 表 明 这些 析 出 相 主 要 是 M23C6 （Cr,Mo23C6）和 Laves相 （Fe2Mo）， Laves相的尺寸要比 M23C6碳化物的尺寸大得多 （见图 7e）。

图7 60 ppm B 钢中焊接接头的微观组织及析出相

90 ppm B 钢在 ICHAZ 区的 M23C6 和 Laves相分布和 60 ppm B 钢非常近似 （见图 8）， 析出相主要分布在 PAGB 上以及在 PAGB 附近细晶的晶界上 （ 见 图 8c 和 图 8d） ， 但 90 ppm B 钢 中 的 Laves相 尺 寸 （ 约 1 μm）要 小于 60 ppm B 钢 中 的 尺 寸（约 3 μm）。

图8 90 ppm B 钢中焊接接头的微观组织及析出相

4 讨论

实验发现蠕变孔洞很少在 BM 上产生， 蠕变孔洞主要位于临界区 PAGB 两侧的粗大 Laves相附近 （见图 7d 和图 8c）。 这预示 Laves 相为蠕变孔洞产生创造了条件， Laves相的产生是由于晶界上偏聚大量的Mo元素， 同时由于元素偏聚扩散的原因 Laves 相长大还会以消耗 M23C6 方式进行， 这同时降低了固溶强化的效果[14]， Laves 相的进一步粗化导致了蠕变强度进一步降低。随着蠕变损伤在 ICHAZ 的聚集， 蠕变孔洞彼此连接形成微裂纹，进一步扩展后，微裂纹发展成为折线状的宏观裂纹 （见图 5）， 最终导致失效。

60 ppm B 钢 中 临界 区中 临 近 PAGB 的贝 氏体组织由于元素偏析造成，贝氏体组织的硬度是热影响区中最低的，这表明此区域的强度也最低，因此， 蠕变孔洞易在贝氏体组织附近的 Laves相周围产生， 同时如图 5 （a）所示， 断裂也通常发生在此区域。

B 元素含量增加到 90 ppm 以后能够抑制FGHAZ和贝氏体组织的形成， 晶界上 B 元素的偏聚降低了晶界能，同时也降低了奥氏体晶粒在晶界处不均匀形核的倾向，另一方面，B元素能够抑制 M23C6 和 Laves相的粗化， 减少合金元素的偏聚。 90 ppm B 钢焊 接接 头持 久强 度的 改善可 归因于抑制了 FGHAZ和贝氏体组织的出现以及降低了Laves相的粗化速度。

5 结论

本文对不同 B 含量的 9%Cr-Mo-Co-B 钢焊接接头持久性能进行了研究，值得关注的是断裂位置都位于 ICHAZ， 与文献报道的发生在 FGHAZ 不同。 9%Cr-Mo-Co-B 钢焊接接头持久强度可通过增加B含量得到改善，原因可归结于B元素含量的增加可以抑制 FGHAZ和贝氏体组织的形成以及降低 Laves相的粗化速度。

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Investigations on Degradation Mechanism ofWelded Jointof Advanced
9%Cr-Mo-Co-B Steel（CB2）Used for 620 ℃ USC Steam Turbine

Zhang Bangqiang， Gao Zhenhuan， Nie Liping， Gong Xiufang
(Dongfang Turbine Co.,Ltd.,Deyang Sichuan,618000)

The creep rupture property ofwelded joint of advanced 9%Cr-Mo-Co-B steel （CB2）used for 620 ℃ USC steam turbine was studied.The welded jointwas prepared by shielded metal arc welding（SMAW）withmatching electrodes of MTS 5Co1 and MTS-616 respectively.The result indicated that the creep strength of welded jointwas weaker than that of the basematerial.The fracture usually occured in the intercritical heat affected zone （HAZ）of the welded joint and demonstrated a typical IV cracking.Themicrostructure of the welded joint was investigated by using opticalmicroscopy OM and scanning electron microscopy （SEM）.The degradationmechanism ofwelded joint of the 9%Cr-Mo-Co-B steelwas explored by analysing phases of precipitates.

IV cracking,welded joint,intercritical heat affected zone,ferritic steel

TG113

： A

： 1674-9987(2014)02-0056-06

张邦强（1981-），男，工学硕士，2005 年毕业于山东大学材料学专业，任职于东方汽轮机有限公司材料研究中心 长寿命高温材料四川省重点实验室，主要从事金属材料应用方面的研究工作。