用奥氏体不锈钢焊材焊接Cz5Mo,由于其操作 方便,工艺简单,在工程中得到广泛的应用。不 过,由于这种焊接工艺得到的异种钢焊接接头,在 长期服役过程中会出现碳迁移而导致焊接接头的 早期失效<’一“〕。因镍基焊材中高含量的镍能够有 效抑制碳迁移的发生,较好地改善了异种钢焊接 接头的高温性能,故镍基焊接材料开始应用于Cr- MO钢或奥氏体不锈钢焊接中。本研究针对镍基 和奥氏体焊材焊接的C巧Mo异种钢焊接接头,通 过时效处理,研究两种异种钢焊接接头的碳迁移 状况,并通过持久试验,比较了两种焊接接头的蠕 变破断寿命。 1材料与试验 试验材料选用Cr5Mo钢管,尺寸为似19~x 12~。焊接材料为镍基的Inconel 182焊条和奥 氏体不锈钢的A302焊条。母材和焊缝金属的化 学成分列于表1。 C巧Mo钢管的焊接采用印“V型坡口。A302/ Cr5MO异种钢焊接接头为SH 5820焊丝氢弧焊打 底,A302焊条焊接;对于Inconel 1 82/C巧Mo焊接接 头,为Inc~1 182焊丝氨弧焊打底,bConel 182焊 接。焊接后采用100%超声波探伤,确保没有焊接 缺陷。 碳迁移试验采用AI一708型人工智能工业调节 器控温的Sx一2.5一1型箱式电阻炉,其精度可达 三士0.1℃。试验温度为650℃,保温时间分别为5, ;45,100,乃7,750,11印h不等。 表1母材和焊缝金属的化学成分m,% 元素 母材 C巧Mo 焊缝金属 A302 Inel扣el 182 C蕊0 .15‘0.15暇0.15 鉴0 .50 鉴0.印 蕊0 .035 续0 .035 4 .00~6.00 落0.叩 0 .5~2.50 鉴0 .03 鉴0.田35 22 .00~25.00 12.00~14.00 0 .45一0.65 只︸P 15 .00 界.J」 平衡值 平衡值 CrNi漏TIFe 焊态和经650℃和256h时效的A302/Cr5MO 和Inconel 182/Cr5Mo异种钢焊接接头通过机加工 制取带焊缝试样,分别在550℃和so一257M田a恒 载荷下进行蠕变持久试验。温度精度为土3℃。 2试验结果与讨论 2.1碳迁移 A302/C巧Mo和Inconel 182/C巧Mo异种钢焊接 【 接头在时效前后,在焊缝部位,用5%硝酸酒精侵 蚀后,观察焊接接头熔合线附近的碳迁移情况,发 现在焊态条件下,A302/Cr5Mo异种钢焊接接头没 有出现明显的碳迁移。而在650℃下,经过sh时 效处理,该接头就会发生比较明显的碳迁移,在熔 合线靠近焊缝金属的一侧出现增碳层(黑带)〔7〕; 在靠近焊接熔合线的母材热影响区侧出现脱碳层 (颜色较淡的区域)。随着时间的延长,增碳层越 来越宽,并且出现锯齿形特征,表明碳迁移程度在 逐渐加剧。 在焊态情况下,在Inc~1 182/Cr5Mo异种钢 焊接接头中,没有发生碳迁移,在650℃下,经过 256h乃至780h时效处理,仍没有观察到碳迁移。 这是由于Inconel 182中含有73%的镍,而镍元素 是石墨化元素,能够提高碳原子的活性,所以,In- conel 182/C r5M。异种钢焊接接头碳迁移现象通常 在短时间内不会出现,即使是时效1 160h后,也 只有轻微的碳迁移。 从以上的对比试验结果可知:相同的条件下, 玩~曰82/Cr5M。焊接接头中,由于镍元素的抑制 作用,碳迁移的速度非常慢,短时间内很难出现明 显的碳迁移;而在A302/C巧Mo焊接接头中,由于 熔合线两侧碳化物形成元素(Cr,Mo等)浓度相差 太大,很容易出现严重的碳迁移,在熔合线两侧分 别形成增碳层和脱碳层。由于增碳层碳含量高,. 硬度高,抗蠕变能力强,而脱碳层碳含量低,硬度 低,抗蠕变能力弱,就会导致位于母材热影响区中 的脱碳层成为接头的薄弱环节,最早发生失效。 另外,因母材和焊材热胀系数不同,A302/cr5Mo 接头的热应力要大于Inconel 1 82/C巧M。焊接接 头18一’o〕。所以,从理论上分析,城onel 152/Cr5Mo 焊接接头的高温蠕变性能会优于A3oZ/c巧Mo焊 接接头。 2.2蠕变持久试验 对于A302/Cr5Mo焊接接头,焊态的试样编号 为A302,时效后的编号为A302H;对于Inc~1 182/ Cr5Mo焊接接头,焊态的试样编号为玩182,时效后 的编号为Inl82H。试验结果列于表2中。通过应 力与L理刃n一Mille:参数{LMp二T(e+lost;)}的关 系,可以获得应力和温度下的蠕变破断寿命,式中 T是绝对温度,K;tr是破断时间,h;C是材料常 数。对于c卜Mo耐热钢,c为20〔“一9〕。 表2蠕变持久试验结果(550℃) 编号 应力/MPa
寿命/h l4 1 13 70 331 5 11 1 293 2 792 l9 120 52D 618 1 888 2 422 4 132 22 1 17 233 933 1 179 2 445 32 肠 3 17 2以l 2 317 4 283 断裂位置 237 180 170 150 130 100 50 237 18D 150 130 120 100 80 180 150 130100卯SD 150 150 130100卯so A302一l A3吸一2 人3沮一3 A3024 A302一5 Jt刃2七 A302一7 In182一I Inl82一2 In182一3 In 182并 Inl82一5 Inl82石 Inl82一7 A302H一l A3工H一2 A3mH一3 A302H4 A3胆H一5 人3傀H-6 Inl82H一l Inl82H一2 In182H一3 Inl82H~4 In 182H一5 Inl82H-6 母材 母材 母材 脱碳层 脱碳层 脱碳层 脱碳层 母材 母材 母材 母材 母材热影响区 母材 母材 母材 脱碳层 脱碳层 脱碳层 脱碳层 脱碳层 母材 母材 母材 母材热影响区 母材 母材 从表2可以清楚地看出,在高应力的的条件 下,四种接头的寿命相差不大,而且基本上都是断 在母材上;但是随着应力水平的降低,A302和 Inconel 182焊接的异种钢焊接接头寿命有所差异。 用镍基焊条焊接的焊缝,蠕变破断寿命明显要长 于用奥氏体不锈钢焊条焊接的焊缝的寿命。比如 同样是在100 MPa和80 MPa的应力水平下,焊态 的和时效的镍基焊接接头的寿命分别较焊态的和 时效的奥氏体不锈钢焊接接头的寿命约长一倍。 另外,断裂位置也存在一定的差异。在高应 力(短寿命)的条件下,无论哪一种焊接接头,断裂 位置基本上都是在远离熔合线的母材上,这说明 在高应力的条件下,因为寿命短,碳迁移尚未充分 发展,而焊接接头区域在没有碳迁移的条件下,强 度要高于母材,所以断裂失效主要是母材的强度 不够造成的。随着应力水平的降低,寿命的延长, 奥氏体不锈钢焊接接头中的碳迁移越来越严重, 断裂位置也从远离熔合线的母材上转移到了紧挨 着熔合线附近的母材热影响区(即脱碳层的位 置);对于玩cond 182/cr5Mo接头,由于焊缝金属 主要是镍,能够有效抑制碳迁移,所以镍基焊接接 头发生断裂的位置仍然在远离焊缝的母材上。这 也是Inc~1 182/c巧MO焊接接头的蠕变破断寿命 要长于A302/C巧M。焊接接头的原因。 从断裂后试样的宏观照片中可以清楚看出断 裂位置在母材和在脱碳层的差异。 从A302/Cr5Mo焊接接头在100 MPa下发生 断裂后的断裂部位可以清楚看出,断口位于脱碳 层内且平行于熔合线发展,直至断裂。 因碳迁移导致奥氏体/珠光体异种钢焊接接头 中脱碳层而发生的断裂,其断口形态具有下列典型 的特征:(l)断裂的早期裂纹产生于距离熔合线1- 2个奥氏体晶粒的脱碳层位置;(2)裂纹最初沿着 原来的奥氏体晶界扩展,在随后的扩展过程中,裂 纹不会超出脱碳层的范围,直到最终断裂〔川。 3结论 (l)时效处理试验表明A302/C巧Mo异种钢焊 接接头在高温环境下会发生碳迁移,在焊接熔合 线焊缝金属侧形成增碳层,在母材H人Z侧形成脱 碳层;而Inconel 182焊接的Cr5Mo异种钢焊接接 头中,由于含有大量的镍,能够有效地抑制碳迁 移,发生碳迁移的速度十分缓慢。 (2)蠕变破断试验结果表明,碳迁移的发生确 实大大地缩短了焊接接头的寿命。特别是在较低 的应力水平下,A302/C巧MO异种钢焊接接头寿命 大约只有玩conel 182/Cr5MO异种钢焊接接头寿命 的50%。 (3)由于脱碳层的产生,使得此处成为焊接接 头的薄弱环节,并最终导致脱碳层首先发生失效。A302和Inconel 182焊接的Cr5Mo异质焊接接头的碳迁移和蠕变破断寿命@姜勇$南京工业大学机械与动力工程学院!江苏省南京市 210009
@巩建鸣$南京工业大学机械与动力工程学院!江苏省南京市 210009
@涂善东$南京工业大学机械与动力工程学院!江苏省南京市 210009 华东理工大学机械工程学院!上海市 200037异种钢;;
焊接接头;;
蠕变断裂;;碳迁移针对奥氏体和镍基焊材焊接的Cr5Mo
异种钢焊接接头,通过时效处理和蠕变持久试验,研究了A302/Cr5Mo和Inconel 182/Cr5Mo异种钢焊接接头的碳迁移状况和蠕变破断寿命。研究结果表明,由于A302 /Cr5Mo异种钢焊接接头发生碳迁移,与镍基焊材焊接的焊接接头相比,其蠕变破断强度下降,破断寿命只有Inconel182/Cr5Mo异种钢焊接接头蠕变破断寿命的50%左右。1C D Lundin. Dissimilar metal wel
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