700℃超超临界机组用镍基高温合金的发展及其焊接研究进展

罗军，熊建坤，黄丽

（东方电气集团东方汽轮机有限公司，四川 德阳，618000）

0 前言

电力是支持人类经济和社会发展的基础能源，虽然已经可以将水能、风能、太阳能、地热能、生物质能等清洁能源转化为电能，但燃煤依然是世界电力的主要供应方式。然而，NOx、SOx、COx以及粉尘的大量排放使得燃煤发电对环境造成了严重污染[1]。已有研究表明在相同的排放量下，提高燃煤机组蒸汽参数可有效提升热效率值，因此如何提高燃煤机组蒸汽参数成了研究的焦点。20世纪末，欧美、日本等先进发电技术掌握者先后提出了蒸汽参数高达700℃/35 MPa[2]的超超临界燃煤机组研究计划。对机组高温部套的用材提出了更严苛的要求，特别是材料的高温强度、蠕变特性、抗氧化性等。因此高温材料是700℃机组发展的基础。本文综述了欧美、日本等针对700℃超超临界燃煤机组用镍基高温合金的发展及其焊接研究进展。

1 镍基高温合金的发展

700℃超超临界燃煤机组高温部套用材料主要由铁素体钢、奥氏体钢及镍基高温合金构成，其中镍基高温合金具有很高的蠕变强度，对于700℃及其以上温度而言镍基高温合金的综合性能优于铁素体钢和奥氏体钢。但镍基高温合金焊接性能、机械加工性能较差，且行业内缺乏高温条件下长期应用的经验。

欧洲AD700项目对617、740、263等合金进行了焊接性能和机械加工性能研究，并在100 MPa/750℃的条件下进行了持久强度及热疲劳性能研究[3]。对比分析后选择了617作为700℃机组中锅炉过热器、再热器、主蒸汽管道和集箱[4～5]等高温部套的用材。617含有较高的Mo使得耐烟气腐蚀能力不足，在服役过程中材料持久强度未达标。通过改良，获得了617B（CCA617、617 mod）和617BOCC （optimised chemical composition） 。CCA617大厚壁件在焊接过程中易产生再热裂纹[6]，导致将其用于主蒸汽管道的计划失败。日本的700℃用锅炉候选材料为617、740、263、CCA617及Haynes230等[7]。617、625、718在750℃蒸汽和空气环境中通过了断裂韧性试验，且未在617和625的四点弯曲试样表面发现裂纹，718在蒸汽环境中四点弯曲试样表面开裂[8]。通过焊接性能、力学性能、机械加工性能及抗蒸汽氧化性能等的对比试验，美国学者认为740在抗腐蚀性能方面比CCA617及Haynes230有优势[3]。后续研究表明：740在800℃长期时效过程中存在组织不稳定的问题，在厚壁件的焊接中热影响区晶界处会出现液化微裂纹，为此开发了改进型合金740H。

2 镍基高温合金的焊接

在700℃等级的超超临界发电技术的推动下，镍基高温合金的焊接获得了广泛研究。617作为AD700的主要研究对象，在各方面均有丰富的研究数据；而740的改进型合金740H在焊接方面取得的突破性进展是近几十年来镍基高温合金焊接的重大研究成果。因此，本文将以617和740H的焊接研究进展为基础对镍基高温合金的焊接研究进行介绍。

2.1 焊接方法

镍基高温合金对杂质敏感，黏性较大、流动性差，焊接易产生气孔、裂纹等缺陷。作为700℃超超临界燃煤机组用镍基高温合金的典型材料，617和740及其改进型合金的焊接性能被国内外学者进行了大量研究。主要的焊接方式为：（热丝）钨极惰性气体保护焊、熔化极气体保护焊、埋弧焊及手工焊条电弧焊等。在焊接时应仔细清理待焊区及附近的油污、水分、氧化物等杂质，采用小规范焊接电流，减小停留时间，控制层间温度，减小热输入量以获得与母材相当的晶粒度。

2.2 焊材

617和740及其改进型合金均为固溶强化合金，其焊材的化学成分与母材相同或相近。表1为617、740及其改进型合金化学成分，表2为617焊丝的化学成分，表3为117焊条[9]（焊617用）化学成分，表4为282焊丝和740H焊丝化学成分。

表1 617、740及其改进型合金化学成分wt%

表2 617焊丝化学成分wt%

表3 117焊条化学成分wt%

表4 282焊丝和740H焊丝化学成分wt%

2.3 617合金的焊接研究

考虑到617合金的工程应用性，学者们采用617焊丝作为填充材料，对617合金的GTAW焊接进行了广泛研究。Totemeier T等采用617焊丝对20 mm厚的U型坡口617合金试板进行了焊接试验[10]，层间温度＜150℃，接头无裂纹、气孔等缺陷，接头力学性能与母材相当。Young Su Park等采用Ar+H2（2．6%）作为保护气体用617焊丝对617合金进行了GTAW焊接[11]，热影响区晶粒度与母材相当，焊缝处晶粒较大，焊缝的力学性能稍低于母材。E Farahani等用12 mm厚的617合金试板进行了直流GTAW焊接和脉冲GTAW焊接的对比试验[12]，结果表明脉冲GTAW焊接的热输入小，能获得更小的晶粒。另外，Jalilian F等采用Ni-4．5%Si-3%B作中间层，对617合金进行了瞬间液相扩散连接（TLP），并对接头处的析出物进行了分析[13]。

AD700项目对617管接头进行了长时蠕变断裂试验，蠕变强度满足设计要求，但在3年的现场挂炉试验中焊缝及附近处出现裂纹，如图1所示，分析认为裂纹产生的主要原因是焊接产生的残余应力[14]。另，对运行20 000 h后出现裂纹的617厚壁管件进行了取样分析，在晶内和晶界析出γ'相和碳化物[15]，因此需要对补焊工艺中是否进行焊前热处理加以研究。不同补焊工艺对比试验结果表明，焊前进行1 160℃/1 h热处理并采用半自动TIG焊接的接头能获得良好的组织，如图2所示。

图1 617管道裂纹

图2 不同补焊工艺的接头组织金相照片

617合金的焊接性能良好，但现场挂炉试验失败表明合金的抗蠕变能力有待改善。在合金中加入了20ppm～50ppm的B元素，提高了合金的抗蠕变能力，严格控制杂质含量并优化Mo、C及B的含量，最终得到617B OCC改进型合金[14]，但包括焊接性在内的性能研究有待进一步开展。

2.4 740H合金的焊接研究[16]

740合金是1种Ni-Cr-Co沉淀强化型合金，作为先进超超临界技术的主要候选材料之一，740合金在760℃/34．5 MPa的条件下较其他材料表现出了最好的高温强度和抗腐蚀性能。740合金对应力-时效裂纹和高温失塑裂纹均不敏感，甚至目前的研究认为对服役中的应力释放裂纹也有较好的抵抗能力。但含Si（0．50wt%）、Nb（2．0wt%）、B（0．004wt%）的740合金在焊接热影响区以及焊件超过12．7 mm的焊缝中对液化裂纹特别敏感，在76．2 mm焊件的热影响区和焊缝区均出现了大量裂纹，如图3所示。

图3 76．2 mm厚740合金焊接接头液化裂纹金相

经过大量试验研究，获得了含Si（0．20wt%）、Nb（1．5wt%）、B（0．001wt%）的740改进型合金740H。采用282焊丝和740H焊丝进行多种厚度的焊接试验表明，该合金任何厚度的焊接件都对液化裂纹不再敏感，如图4所示。γ'相强化合金在强度和塑性间有着不可调和的矛盾，因为只要经过充分的时效处理，焊接接头的抗拉强度能很容易地达到母材的最小抗拉强度值，但长时间的时效处理会使γ'相粗化、长大，这就很难满足弯曲试验中的“小”半径要求。综合考虑强度和塑性，采用800℃/4 h的时效处理方案获得了较好的综合效果，但未能通过ASME第IX卷的相关要求[17]：（1）740H焊丝焊接的试件经800℃/4 h时效处理后室温强度为母材最低抗拉强度的98%（拉伸试验数据见表5），侧弯试验的最小弯曲半径为2．5倍板厚，如图5所示；（2）282H焊丝焊接的试件经800℃/4 h时效处理后室温强度为母材最低抗拉强度的99%，拉伸试验数据见表5，侧弯试验的最小弯曲半径为3倍板厚，如图6所示。

表5 740H合金GTAW接头全板厚室温拉伸试验结果

图4 76 mm厚740H合金不同焊丝GTAW接头金相

图5 76 mm厚740H合金740H焊丝GTAW接头时效后弯曲试验试样

图6 76 mm厚740H合金282焊丝GTAW接头时效后弯曲试验试样

在282焊丝和740H焊丝的GTAW接头进行的横向和全焊缝金属高温拉伸试验中，740H焊丝的焊件力学性能低于母材[18]，282焊件的力学性能与母材相当，见图7～10。在图9～10中，700～800℃附近塑性降低现象与γ'相强化合金在高温阶段失塑的结论相符。

图7 焊缝截面试样高温（500～950℃）拉伸试验结果

图8全焊缝试样高温（500～950℃）拉伸试验结果

图9焊缝截面试样高温（500～950℃）延伸率试验结果

图10全焊缝试样高温（500～950℃）延伸率试验结果

David C Tung[19]等发现，采用740H焊丝焊接的焊件在进行蠕变试验和时效处理后在焊缝组织晶界均出现了γ'贫化区（如图11所示），这将严重影响抗蠕变性能。Al、Ti是γ'相的组成元素，在焊缝凝固末期Nb、Ti元素与C元素形成碳化物，使得Ti元素偏析导致晶界碳化物区出现γ'相贫化。

图11焊缝组织中晶界γ'贫化

3 结语

提高火电机组发电效率的强烈诉求极大地推动了高温材料的发展，欧洲、日本和美国对以617、740及其改进型合金为代表的镍基高温合金进行了大量研究。617合金具有良好的可焊性，其改进型合金617B OCC的性能还有待于长期试验的验证。740的焊接性较差，740H的焊接性虽有所提高但γ'相的贫化现象将严重影响及接头抗蠕变性能，针对740H用的焊丝还有待进一步研究。