前言

耐熱合金能夠在高溫環(huán)境（一般 650~1 315 ℃范圍內(nèi)）服役時(shí)仍能保持其原有力學(xué)性能，能夠在較長時(shí)間內(nèi)承受高溫氧化腐蝕侵害，不會(huì)過快出現(xiàn)疲勞、蠕變、斷裂和腐蝕等失效［1］。因此，耐熱合金在石油化工、冶金制造、航天航空、國防軍工等行業(yè)有著廣泛應(yīng)用。按照合金化學(xué)成分分類，耐熱合金可以分成 Fe-Cr、Fe-Cr-Ni、Fe-Ni-Cr 和 Ni-Fe-Cr四個(gè)體系。其中，F(xiàn)e-Ni-Cr 系耐熱合金的 Ni 元素含量為23%~41%，Cr元素含量為15%~28%；其主要由穩(wěn)定的奧氏體構(gòu)成，具備高抗熱循環(huán)和熱應(yīng)力以及高抗氧化和熱腐蝕性能；同時(shí)具備良好的抗?jié)B碳性，特別適用于制備高溫?zé)N裂解爐爐管［2］。爐管工作環(huán)境惡劣，以乙烯裂解爐為例，爐管外壁溫度可達(dá)1 000 ℃以上，爐管內(nèi)介質(zhì)溫度約為850 ℃；爐管內(nèi)的烴類反應(yīng)產(chǎn)物會(huì)造成其內(nèi)外壁氧化、硫化和滲碳；除此之外，爐管還要承受內(nèi)部壓力、自身重量、溫度差異引起的疲勞和熱沖擊作用［3］。近年來，20Cr32Ni1Nb鑄造耐熱合金憑借其良好的高溫抗拉強(qiáng)度、抗蠕變性能、抗高溫氧化、腐蝕、滲碳性能以及良好的經(jīng)濟(jì)性，成為烴類裂解爐爐管理想的備選材料［4-5］。根據(jù)行業(yè)標(biāo)準(zhǔn) SH/T 3417《石油化工管式爐高合金爐管焊接工程技術(shù)條件》規(guī)定，20Cr32Ni1Nb 鑄造耐熱合金爐管一般采用高鎳合金焊絲SNi6082焊接，其Ni元素含量高達(dá)70%，具有良好的焊接工藝性，但其高溫抗拉強(qiáng)度低，且成本較高。

從焊材成分相匹配角度來看，與母材成分匹配的焊材既能實(shí)現(xiàn)與母材力學(xué)性能的匹配，又可兼顧經(jīng)濟(jì)性；因此，該類型焊材具有更好的應(yīng)用前景。

本研究采用高鎳和低鎳兩種焊絲分別進(jìn)行20Cr32Ni1Nb 鑄造耐熱合金爐管的焊接，表征分析這兩種焊接接頭的顯微組織，常溫、高溫力學(xué)性能，探討焊材成分對焊接接頭組織和性能的影響。

1 、試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

母材選用國內(nèi)某公司離心鑄造的高溫承壓爐管（ZG 20Ni32Cr20Nb），尺寸為 212 mm（直徑）×150 mm（長度）×11 mm（壁厚），其化學(xué)成分如表1所示，符合標(biāo)準(zhǔn) HGT2601《高溫承壓用離心鑄造合金爐管》的相關(guān)要求。焊材分別選用高鎳和低鎳氬弧焊絲，直徑均為2.4 mm，其化學(xué)成分如表2所示。

1.2 工藝參數(shù)

試驗(yàn)采用鎢極氬弧焊，坡口形式如圖1所示，工藝參數(shù)如表 3 所示。焊接前，使用砂紙打磨待焊坡口，并用酒精擦拭后烘干，除去其表面的氧化膜和油污。焊接過程中，根部焊道背面通氬氣保護(hù)以保證其成形質(zhì)量，層間溫度控制在 150 ℃內(nèi)。焊接結(jié)束后，分別采用滲透（PT）和 X 射線（RT）探傷，確保焊接接頭無表面和內(nèi)部缺陷。

1.3 測試方法

采用光學(xué)顯微鏡（Axio Lab.A1）觀察焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織，取樣位置如圖 2a 所示；觀察前，采用王水（濃硝酸∶濃鹽酸=1∶3）作為腐蝕試劑，對打磨拋光后的焊接接頭進(jìn)行腐蝕，腐蝕反應(yīng)時(shí)間約為8 s。

采用顯微硬度計(jì)（HV-1000A）測試焊接接頭不同區(qū)域的顯微硬度，如圖2b所示；測試過程中，施加載荷為0.2 kg，持續(xù)時(shí)間為10 s。采用微機(jī)控制萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)（E45）進(jìn)行常溫拉伸、高溫短時(shí)拉伸和高溫持久試驗(yàn)。常溫拉伸試樣標(biāo)距長度 50 mm，直徑 10 mm。高溫短時(shí)拉伸試樣標(biāo)距長度 50 mm，直徑5 mm，測試溫度900 ℃。高溫持久拉伸試樣標(biāo)距長度50 mm，直徑5 mm，測試溫度900 ℃，拉伸應(yīng)力設(shè)置為40 MPa。

2、 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

高鎳焊絲焊接接頭金相組織如圖 3 所示，觀察區(qū)域分別為母材、焊縫和熔合線位置。圖3a為母材的金相組織，由柱狀?yuàn)W氏體晶粒和網(wǎng)狀晶界構(gòu)成；高 Cr 和 Ni 含量是形成奧氏體基體的主要原因，其由 γ 相、γ'相（Ni3AlTi）、γ''相（Ni3Nb）和碳化物相構(gòu)成；網(wǎng)狀晶界則是碳化物相，其一般由NbC和M23C6構(gòu)成［6-7］。圖 3b 是焊縫的金相組織，其由細(xì)小的柱狀?yuàn)W氏體晶粒和沿晶界分布的鏈狀或者塊狀碳化物構(gòu)成；焊縫柱狀晶由熔池邊緣向中心生長，這是因?yàn)樵谌鄢氐哪踢^程中，熔池邊緣和熔池中心會(huì)形成較高的溫度梯度，受溫度梯度的驅(qū)動(dòng)，熔池由邊緣向中心非均勻形核，凝固生成柱狀晶［8］。圖3c、圖 3d 分別為焊接接頭表層和根部熔合線區(qū)域的金相組織。由圖可見，焊縫金屬和母材熔合良好，無未熔合和裂紋缺陷；熱影響區(qū)仍保持為“奧氏體柱狀晶+網(wǎng)狀晶界”結(jié)構(gòu)，然而，受焊接熱輸入影響，奧氏體基體中析出顆粒狀的二次碳化物［9］。同時(shí)，可以觀察到網(wǎng)狀晶界的寬度增加，這是因?yàn)榫Ы鐓^(qū)域的析出碳化物造成該區(qū)域 C 濃度降低，在奧氏體基體和晶界之間形成了 C 濃度梯度，驅(qū)動(dòng) C 原子由基體向界面擴(kuò)散，而焊接熱輸入加速了 C 原子擴(kuò)散和二次碳化物生成。

圖 4 是低鎳焊絲焊接接頭的金相組織，觀察區(qū)域分別為母材、焊縫和熔合線。與圖3對比可知，兩種焊接接頭各區(qū)域的金相組織特征相似。焊接接頭熱影響區(qū)的金相組織幾乎一致，這是因?yàn)閮煞N焊接接頭制備選用了相同的焊接工藝參數(shù)，其對熱影響區(qū)的影響幾乎相同。與高鎳焊絲焊接接頭的有區(qū)別的是，低鎳焊絲接頭焊縫的柱狀晶組織更為粗大，這主要是受焊絲化學(xué)成分影響造成的。

2.2 顯微硬度

兩種焊接接頭的顯微硬度測試結(jié)果如圖 5 所示，測試區(qū)域包括母材、熱影響區(qū)和焊縫。由圖 5a可知，對于高鎳焊接接頭，母材的平均顯微硬度約為 220 HV0.2；熱影響區(qū)的平均顯微硬度較母材略有下降，約為200 HV0.2，這是因?yàn)槭芎附訜彷斎胗绊懀瑹嵊皡^(qū)的晶粒發(fā)生粗化［11］；而焊縫的平均顯微硬度有所提升，約為 235 HV0.2。對于低鎳焊接接頭，如圖 5b 所示，其硬度分布規(guī)律與高鎳焊接接頭相似；所不同的是，低鎳焊接接頭的焊縫平均顯微硬度更接近于母材，約為 220 HV0.2。也就是說，低鎳焊接接頭的顯微硬度變化更為平緩，這更有利于提升焊接接頭的整體力學(xué)性能。

2.3 拉伸力學(xué)性能

根據(jù)GB/T228《金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法》和GB/T4338《金屬材料高溫拉伸試驗(yàn)方法》分別測試高鎳和低鎳焊接接頭的拉伸力學(xué)性能。

兩種焊接接頭的常溫拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線如圖6所示。兩種焊接接頭的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線形狀基本一致。在圖6中分別讀取兩種焊接接頭的常溫屈服強(qiáng)和抗拉強(qiáng)度，如表4所示。由表4可知，高鎳焊接接頭的常溫屈服強(qiáng)度為 294 MPa，抗拉強(qiáng)度為540 MPa，斷裂在焊縫位置；低鎳焊接接頭的常溫屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度略有提升，分別為 313 MPa 和550 MPa，同樣斷裂在焊縫位置。圖 7 是兩種焊接接頭的高溫（900 ℃）拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。兩種焊接接頭的高溫拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線形狀基本一致。在圖7分別讀取兩種焊接接頭的高溫屈服強(qiáng)和抗拉強(qiáng)度，如表 5 所示。由表 5 可知，高鎳焊接接頭的高溫屈服強(qiáng)度（104.5 MPa）略低于低鎳焊接接頭（108 MPa）；但是，兩者的高溫抗拉強(qiáng)度相同（140 MPa），且均在焊縫位置斷裂。

表 6 是兩種焊接接頭的高溫持久拉伸測試結(jié)果，測試溫度為900 ℃，拉伸應(yīng)力為40 MPa。由表6可知，高鎳焊接接頭經(jīng)歷 191 h 拉伸后在焊縫位置斷裂；而低鎳焊接接頭的高溫拉伸持久時(shí)間則大幅提升至744 h，同樣也在焊縫位置斷裂。

綜合分析上述結(jié)果可知，兩種焊接接頭拉伸力學(xué)性能指標(biāo)均滿足焊接評定標(biāo)準(zhǔn)要求，即常溫抗拉強(qiáng)度≥450 MPa，高溫（900 ℃）抗拉強(qiáng)度≥102MPa，高溫（900 ℃，40 MPa）拉伸持久時(shí)間≥100 h。兩種焊接接頭的高低溫短時(shí)拉伸力學(xué)性能基本相同，但低鎳焊接接頭的高溫拉伸持久時(shí)間遠(yuǎn)超高鎳焊接接頭，前者是后者的3.9倍。因此，低鎳焊接接頭的高溫力學(xué)性能優(yōu)于高鎳焊接接頭。另外，值得注意的是兩種焊接接頭斷裂位置均為焊縫，說明焊縫是高溫合金焊接接頭的薄弱區(qū)域。

由圖 3、圖 4 可知，母材顯微組織是由柱狀?yuàn)W氏體晶粒和沿晶界分布的骨架狀碳化物構(gòu)成的；而焊縫組織則是由細(xì)小的針狀或者柱狀?yuàn)W氏體晶粒和沿晶界分布的鏈狀或者塊狀碳化物構(gòu)成的。當(dāng)焊接接頭受到拉伸作用時(shí)，首先是晶粒變形，然后是晶界聚集，生成大量微孔，進(jìn)而誘導(dǎo)位錯(cuò)聚集形成位錯(cuò)環(huán)，最終導(dǎo)致斷裂［12］。由于母材的晶粒尺寸較大，其晶粒變形比焊縫組織吸收更多的能量；因此，擁有更好的拉伸力學(xué)性能。奧氏體相是耐熱鋼抗蠕變的根本，Ni是促進(jìn)奧氏體相形成元素，Ni/Cr比例決定了奧氏體相的形成。結(jié)合舍夫勒相圖計(jì)算可知，兩種焊材的Ni/Cr比分別為3.0和1.7，因此，無論是高鎳含量還是低鎳含量，兩種焊縫金屬均由奧氏體相組成，這為其高溫力學(xué)性能奠定了良好基礎(chǔ)。另外，現(xiàn)有的研究表明焊縫金屬的高溫持久強(qiáng)度與二次碳化物的析出密切相關(guān)，析出的碳化物可以阻礙晶界滑移和位錯(cuò)聚集，增加材料的抗蠕變性能［12］。高鎳焊接接頭的C含量僅為0.016%，遠(yuǎn)低于低鎳焊接接頭（0.16%）；其在高溫測試的初始階段過程中更容易析出二次碳化物 M23C6或者 NbC，阻礙晶界滑移，大幅提升其高溫持久時(shí)間。

3、 結(jié)論

分別采用高鎳和低鎳兩種焊絲焊接20Cr32Ni1Nb鑄造耐熱合金爐管，表征分析兩種焊接接頭的顯微組織和力學(xué)性能，得到如下結(jié)論：

（1）金相觀察結(jié)果表明，母材組織由柱狀?yuàn)W氏體晶粒和網(wǎng)狀晶界構(gòu)成；焊接接頭的熱影響區(qū)仍為柱狀晶組織，但焊接熱輸入促進(jìn)了該區(qū)域的晶粒長大和二次碳化物生成；焊縫組織由細(xì)小的針狀或者柱狀?yuàn)W氏體晶粒和沿晶界分布的鏈狀或者塊狀碳化物構(gòu)成的。

（2）顯微硬度測試結(jié)果表明，高溫合金焊接接頭熱影響區(qū)出現(xiàn)軟化現(xiàn)象，其顯微硬度較母材下降20 HV0.2，這主要是晶粒粗化造成的；低鎳焊縫的顯微硬度低于高鎳焊縫，與母材硬度更為匹配，約為220 HV0.2，這有利于提升焊接接頭的整體力學(xué)性能。

（3）拉伸測試結(jié)果表明，兩種焊接接頭拉伸力學(xué)性能指標(biāo)均滿足焊接評定要求，其短時(shí)拉伸力學(xué)性能基本相同，這是因?yàn)閮煞N焊接接頭均主要由奧氏體相組成，具備相近的力學(xué)性能基礎(chǔ)。但是，低鎳焊接接頭的高溫持久拉伸力學(xué)性能大幅提高，約為高鎳焊接接頭 3.9 倍，這是因?yàn)榈玩嚭辖鸷缚p更容易析出碳化物，阻礙晶界滑移和位錯(cuò)聚集。兩種焊接接頭斷裂位置均為焊縫，焊縫區(qū)域是焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)；這是因?yàn)樵诶爝^程中，較大尺寸的母材晶粒變形需要吸收更多的能量。

參考文獻(xiàn)：

［1］ 褚強(qiáng)，謝紅，李文亞，等. 高溫合金熔焊接頭組織性能研究現(xiàn)狀［J］. 鑄造技術(shù)， 2022， 43（11）： 955-963.

CHU Q，XIE H，LI W Y，et al. Research Status of the Microstructure and Properties of Fusion Welding of Su‐peralloys［J］. Foundry Technology， 2022， 43（11）：955-963.

［2］ 朱日彰，盧亞軒. 耐熱鋼和高溫合金［M］. 北京： 化學(xué)工業(yè)出版社， 1996.

［3］ 王慧，徐仁根，李志娟，等. HP-40Nb乙烯裂解爐管開裂失效分析［J］. 材料導(dǎo)報(bào)， 2022，36（S2）：397-401.

WANG H，XU R G，LI Z J，et al. Failure Analysis of Cracking in HP-40Nb Ethylene Cracking Furnace Tubes［J］. Materials Reports， 2022， 36（S2）： 397-401.

［4］ Dewar M P. Characterization and evaluation of aged 20Cr32Ni1Nb stainless steels［D］. Alberta： University of Alberta， 2013．

［5］ Hoffman J J，Gapinski G E. High temperature aging characteristics of 20Cr32Ni1Nb castings［C］//Montreal：46th International Conference Annual Safety in A，Or‐lando，F(xiàn)lorida，2000.

［6］ Shi S，Lippold J C. Microstructure evolution during ser‐vice exposure of two cast，heat-resisting stainless steels-HP-Nb modified and 20-32Nb［J］. Materials Charac‐terization，2008，59（8）：1029-1040.

［7］ Dewar M P，Adrian G. Correlation between experimen‐tal and calculated phase fractions in aged 20Cr32Ni1Nb austenitic stainless steels containing nitrogen［J］. Metal‐lurgical and Materials Transactions A， 2013， 44（2）：627-639．

［8］ 孫文君，王善林，譚觀華，等 . 材料狀態(tài)對 GH4169 高溫合金激光焊接頭組織與性能的影響［J］. 中國激光，2020，47（10）：83-92.

SUN W J，WANG S L，TAN G H，et al. Effect of Mate‐rial States on Microstructure and Properties of GH4169 Superalloy Laser-Welded Joint［J］. Chinese Journal of Lasers， 2020， 47（10）： 83-92.

［9］ 吳家云 . 焊后熱處理對 GH648 鎳基合金氬弧焊接頭 組織和性能影響的研究［J］. 焊接， 2014（11）： 10-13.

WU J Y. Effect of post weld heat treatment on micro‐structures and mechanical properties of argon-arc welded joints of GH648 nickel-based alloy［J］. Weld‐ing & Joining， 2014（11）： 10-13.

［10］ 王斌，劉本鑫，郭曉峰，等 . 高溫時(shí)效對 20Cr32Ni1Nb奧氏體不銹鋼微觀組織演化及高溫力學(xué)性能的影響［J］. 熱加工工藝， 2022， 51（14）： 121-125+130.

WANG B，LIU B X，GUO X F，et al. Effects of High Temperature Aging on Microstructure Evolution and High Temperature Mechanical Properties of 20Cr32Ni1 Nb Austenite Stainless Steel［J］. Hot Working Technol‐ogy， 2022， 51（14）： 121-125+130.

［11］ 余凌鋒，梁宇，周磊. GH4169高溫合金焊接接頭的組織與性能［J］. 金屬熱處理， 2014， 39（04）： 88-91.

YU L F，LIANG Y，ZHOU L. Microstructure and me‐chanical properties of GH4169 superalloy welded joint ［J］. Heat Treatment of Metals， 2014， 39（04）： 88-91.

［12］ 李祚，隋尚，袁子豪，等 . 高沉積率激光熔覆沉積GH4169 合金的微觀組織與拉伸性能［J］. 中國激光，2019， 46（1）： 108-114．

LI Z SUI S，YUAN Z H，et al. Microstructure and Ten‐sile Properties of High-Deposition-Rate Laser Metal Deposited GH4169 Alloy［J］. Chinese Journal of La‐sers，2019，46（1）：108-114．

［13］ 許鴻吉，趙雯雯，王春生，等. 1.4003不銹鋼與0Cr18Ni9 不銹鋼焊接接頭組織和力學(xué)性能［J］. 焊接技術(shù)，2008，37（06）：12-14.

XU H J，ZHAO W W，WANG C S，et al. Microstruc‐tures and mechanical properties of welding joint of 1.4003 ferritic stainless steel and 0Cr18Ni9 austenitic stainless steel［J］. Welding Technology，2008，37（06）：12-14.

［14］ Shao Y，Liu C X，Yue T X，et al. Effects of static recrys‐tallization and precipitation on mechanical properties of 00Cr12 ferritic stainless steel［J］.Metall. Mater. Trans.，2018， 49： 1560-1567.

［15］ 王永強(qiáng)，李娜，林蘇華. 不銹鋼點(diǎn)蝕研究概述［J］. 腐蝕科學(xué)與防護(hù)技術(shù)，2015，27（04）：387-392.

WANG Y Q， LI N， LIN S H. Review on pitting corro‐sion of stainless steel［J］. Corrosion Science and Protec‐tion Technology，2015，27（04）：387-392.

［16］ Toppo A，Kaul R，Pujar M G，et al. Enhancement of corrosion resistance of type 304 stainless steel through a novelthermo-mechanical surface treatment［J］. J Ma‐ter Eng Perform， 2013，22（2）：632-639.

［17］ 于陽，盧琳，李曉剛.微區(qū)電化學(xué)技術(shù)在薄液膜大氣腐蝕中的應(yīng)用［J］.工程科學(xué)學(xué)報(bào)，2018，40（6）：649-657.

YU Y，LU L，LI X G. Application of micro-electrochemical technologies in atmospheric corrosion of thin electrolyte layer［J］. Chinese Journal of Engi‐neering，2018，40（6）：649-657.

［18］ 李帥，劉中英，王星星，等. 補(bǔ)焊對7N01合金焊接接頭腐蝕行為的影響 ［J］. 稀有金屬材料與工程，2021，50（03）：762-768.

LI S，LIU Z Y，WANG X X，et al. Effect of Repair Welding on Corrosion Behavior of 7N01 Aluminum Al‐loy Welded Joint［J］. Rare Metal Materials and Engi‐ neering，2021，50（03）：762-768.