本發(fā)明屬于耐熱鋼技術(shù)領(lǐng)域，具體涉及一種超超臨界火電機(jī)組用抗高溫蠕變t/p92鋼焊接材料。

背景技術(shù)：

t/p92鋼是在t/p91鋼的基礎(chǔ)上添加一定量的鎢元素、適當(dāng)降低鉬元素含量，并添加微量硼元素而得到的一種新型馬氏體耐熱鋼，被廣泛用于超超臨界機(jī)組主蒸汽管、集箱等厚壁管道，以及過(guò)熱器、再熱器等受熱面管，其鑄件材料(c92)還被用于制造氣缸和閥門(mén)。目前焊接t/p92鋼的主要方法為手工電弧焊(smaw)、埋弧焊(saw)和鎢極氬弧焊(gatw)等，焊接時(shí)需添加填充材料，即焊條和焊絲等焊接材料。

與t/p91鋼相比，t/p92鋼中加入了較多的高溫強(qiáng)化元素鎢，其焊材熔敷金屬或焊縫在凝固過(guò)程中易形成δ-鐵素體，它降低材料的沖擊韌性和高溫蠕變強(qiáng)度。因此，防止熔敷金屬或焊縫中形成δ-鐵素體是t/p92鋼焊接材料設(shè)計(jì)中需解決的首要問(wèn)題。目前，抑制t/p92鋼焊材熔敷金屬形成δ-鐵素體的成分設(shè)計(jì)方法有2種，一種方法是提高熔敷金屬中的錳元素和鎳元素的含量，如伯樂(lè)焊接集團(tuán)(原蒂森焊接)的mts616系列焊條和焊絲、英國(guó)曼徹特焊接材料公司的chromet92焊條和9crwv焊絲等；另一種方法在熔敷金屬中添加母材所沒(méi)有的鈷元素，如瑞士奧林康的alcromocord92焊條和alcromowf92焊絲、日本神鋼的cr-12s焊條和us-12crsd焊絲等。前一種成分設(shè)計(jì)方法的弊端在于錳、鎳均為擴(kuò)大奧氏體相區(qū)元素，提高它們的含量會(huì)顯著降低熔敷金屬的ac1點(diǎn)，在焊后熱處理時(shí)有重新形成奧氏體風(fēng)險(xiǎn),為此不得不限制mn+ni的上限含量，導(dǎo)致熔敷金屬仍有δ-鐵素體殘留。此外，提高鎳含量對(duì)材料的高溫長(zhǎng)時(shí)蠕變性能有不利影響。后一種成分設(shè)計(jì)方法雖對(duì)熔敷金屬ac1點(diǎn)的影響很小，但鈷的價(jià)格昂貴，增加了焊材成本。因此有必要提供一種既可抑制熔敷金屬形成δ-鐵素體，同時(shí)又具有熔敷金屬ac1點(diǎn)高、抗高溫蠕變性能優(yōu)良且成本低的t/p92鋼專(zhuān)用焊材。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)存在的問(wèn)題，本發(fā)明為解決現(xiàn)有技術(shù)中存在的問(wèn)題采用的技術(shù)方案如下：

一種抗高溫蠕變的低鎳含銅型t/p92鋼焊材，其特征在于：該焊材包括如下組分c、mn、si、cr、ni、w、mo、nb、v、n、b、al、ti、s、p、fe和cu。

所述焊材中銅含量(wt.％)為：0.8-1.5。

所述焊材中各組分的含量(wt.％)為：c0.07-0.12、mn0.30-0.60、si≤0.40、cr8.50-9.50、ni≤0.40、w1.50-2.00、mo0.30-0.60、cu0.8-1.5、nb0.04-0.07、v0.15-0.25、n0.03-0.07、b0.001-0.005、al≤0.03、ti≤0.01、s≤0.01、p≤0.02、余量為fe。

本發(fā)明的技術(shù)方案是通過(guò)計(jì)算熔敷金屬鉻當(dāng)量和光學(xué)金相觀察分析，得到抑制δ-鐵素體形成所需的最低銅含量；通過(guò)材料熱力學(xué)計(jì)算和熱膨脹法定量研究銅含量對(duì)熔敷金屬ac1點(diǎn)的影響；通過(guò)高溫蠕變斷裂試驗(yàn)研究銅含量對(duì)熔敷金屬蠕變性能的影響，并通過(guò)電鏡等微觀分析實(shí)驗(yàn)手段研究熔敷金屬蠕變?cè)嚇又秀~粒子分布及尺寸，掌握銅元素在t/p92鋼中的高溫強(qiáng)化機(jī)制，確定強(qiáng)化效果最佳的銅含量范圍。綜合上述3個(gè)方面的研究結(jié)果，確定含銅型t/p92鋼焊材熔敷金屬的銅含量范圍，并對(duì)錳和鎳等奧氏體化元素含量進(jìn)行相應(yīng)調(diào)整。

本發(fā)明的抗高溫蠕變用t/p92鋼焊接材料熔敷金屬的成分特點(diǎn)考慮了如下因素：

碳：c是奧氏體穩(wěn)定化元素，可以穩(wěn)定回火馬氏體顯微組織，并且形成碳化物提高蠕變強(qiáng)度。當(dāng)c含量低于0.07％時(shí)，焊縫易形成δ-鐵素體，且碳化物數(shù)量少，對(duì)蠕變強(qiáng)度不利。但c含量過(guò)高，增大焊接裂紋敏感性，因此本發(fā)明的c含量范圍控制在0.07-0.12％。

錳和鎳：mn是奧氏體穩(wěn)定化元素，有利于抑制δ-鐵素體，同時(shí)mn有脫氧去硫作用，能增加焊縫的強(qiáng)度和韌性。但是mn含量過(guò)高，明顯降低焊縫的ac1點(diǎn)，導(dǎo)致焊縫在最高焊后熱處理溫度下重新形成奧氏體，此外mn含量超過(guò)1.5％顯著降低蠕變強(qiáng)度。ni也是奧氏體形成元素，對(duì)抑制δ-鐵素體形成和穩(wěn)定馬氏體組織有積極作用，故可以提高焊縫的沖擊韌性。為了抑制t/p91、t/p92等新型9％cr熱強(qiáng)鋼焊縫形成δ-鐵素體，歐洲bsen標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定了最高ni含量為0.8％，甚至1.0％，明顯高于t/p91、t/p92鋼的ni含量上限值(0.4％)。但是，提高ni含量顯著降低ac1點(diǎn)，導(dǎo)致焊縫在最高焊后熱處理溫度下重新形成奧氏體，此外，有研究表明，當(dāng)高鉻熱強(qiáng)鋼中的ni含量超過(guò)0.4％時(shí)，加速長(zhǎng)期蠕變過(guò)程中m23c6型碳化物的粗化和z相的形成，降低蠕變性能。綜合考慮，本發(fā)明將mn含量控制在0.30-1.0％，ni含量控制在0.40％以?xún)?nèi)，且mn+ni的總含量控制在1.0％以下，比目前mts616、chromet92和9crwv等國(guó)外牌號(hào)t/p92鋼焊材熔敷金屬的ni含量和mn+ni的總含量降低50％左右。

硅：si是一種重要的脫氧劑，且可以提高焊縫的抗氧化性能。適當(dāng)?shù)偷膕i含量有利于提高焊縫金屬的韌性，根據(jù)美國(guó)一些技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定焊縫的si含量需低于0.30％，本發(fā)明的si含量控制在0.1％-0.40％，比p92鋼的si含量上限(0.5％)更低。

鉻：cr是保證抗蒸汽氧化和熱腐蝕最重要的元素。隨著cr含量的增加，焊縫的抗蒸汽腐蝕性能越好。但是，cr為鐵素體形成元素，其含量過(guò)高時(shí)，焊縫中將產(chǎn)生δ-鐵素體，降低焊縫的沖擊韌性和蠕變強(qiáng)度。因此，本發(fā)明的cr含量控制在8.5-9.5％。

鎢和鉬：w和mo都為鐵素體形成元素，不利于防止焊縫形成δ-鐵素體，但它們是t/p92鋼中最重要的固溶強(qiáng)化元素，并且能提高碳化物的穩(wěn)定性而起到間接強(qiáng)化作用。為保證焊縫的高溫蠕變強(qiáng)度，本發(fā)明的w和mo含量范圍與t/p92鋼相當(dāng)，分別為1.5-2.0％和0.3-0.6％。

銅：加cu是本發(fā)明的主要?jiǎng)?chuàng)新點(diǎn)，因?yàn)閠/p92鋼及現(xiàn)有的t/p92鋼焊接材料熔敷金屬中均不含cu。cu的主要作用有：cu為奧氏體形成元素，可抑制焊縫中形成δ-鐵素體，此外，發(fā)明人的試驗(yàn)研究表明，含銅的t/p92鋼焊縫在經(jīng)歷焊后熱處理后，焊態(tài)下固溶的cu以ε-cu粒子析出，它在板條內(nèi)和板條界分散分布，且在板條界的數(shù)量密度較高，如圖1所示。因此，與m23c6型碳化物一樣，它可以在長(zhǎng)期蠕變過(guò)程中阻止亞晶界的遷移而提高蠕變強(qiáng)度，如圖2所示。cu含量范圍的確定需考慮抑制鐵素體形成、充分發(fā)揮其高溫強(qiáng)化作用以及避免ac1點(diǎn)明顯降低這3個(gè)因素。本發(fā)明是這樣確定其含量范圍的：根據(jù)鉻當(dāng)量思想確定的鐵素體含量計(jì)算方法(參考中國(guó)專(zhuān)利zl201210192206.x)，在抑制鐵素體形成能力上，cu與co相當(dāng)，約為mn的1.5倍，約為ni的60％，即保持相同的抑制鐵素體效果，焊縫中每加入1％的cu，可減少1.5％的mn，或減少0.6％的ni。對(duì)于高溫強(qiáng)化的影響，當(dāng)cu含量低于0.5％時(shí)，cu元素基本上固溶在基體中，析出的ε-cu數(shù)量很少，沉淀強(qiáng)化效果不大；試驗(yàn)研究表明，當(dāng)cu含量超過(guò)1.5％時(shí)，ε-cu在長(zhǎng)期蠕變過(guò)程中聚集粗化(圖3和圖4)，不僅減弱強(qiáng)化效果，而且降低持久塑性。關(guān)于cu含量對(duì)ac1點(diǎn)的影響，cu雖為擴(kuò)大奧氏體相區(qū)元素，降低ac1點(diǎn)，但專(zhuān)利號(hào)為zl201210131877.5的專(zhuān)利表明，cu降低ac1點(diǎn)的幅度小于mn和ni，此外，熱力學(xué)計(jì)算和實(shí)測(cè)結(jié)果表明，當(dāng)cu含量超過(guò)0.7％時(shí)，繼續(xù)增加cu含量，對(duì)ac1點(diǎn)幾乎沒(méi)有影響，如圖5-圖7所示。綜合考慮上述3個(gè)因素的銅加入量，最終確定本發(fā)明的銅含量范圍為：0.8-1.5％。

鈮：nb是強(qiáng)碳化物形成元素，它與c、n形成細(xì)小彌散的mx型第二相析出物，其在高溫下非常穩(wěn)定，從而提高焊縫的高溫蠕變強(qiáng)度。當(dāng)其含量低于0.04％時(shí)，析出物量少，不能得到充足的強(qiáng)化效果，但是研究發(fā)現(xiàn)nb含量高，降低焊縫的沖擊韌性。為此，本發(fā)明將nb含量控制在0.04％-0.07％，上限比t/p92鋼的0.09％稍低。

釩：v是強(qiáng)碳化物形成元素，它與c、n形成細(xì)小彌散、穩(wěn)定的mx型第二相析出物，提高焊縫的高溫蠕變強(qiáng)度。其對(duì)焊縫韌性的影響較小，為了保證焊縫的抗高溫蠕變性能，本發(fā)明的v含量與t/p92鋼相當(dāng)，控制在0.15％-0.25％。

氮：n與nb、v形成細(xì)小彌散的mx型第二相析出物，顯著提高焊縫的高溫蠕變強(qiáng)度。其對(duì)焊縫韌性的影響較小，為了保證焊縫的抗高溫蠕變性能，本發(fā)明的n含量與t/p92鋼相當(dāng)，控制在0.04％-0.07％。

硼：b是晶界強(qiáng)化元素，可以提高焊縫的高溫蠕變強(qiáng)度，但是硼在焊接過(guò)程中易燒損。為了保證焊縫的抗高溫蠕變性能，本發(fā)明的b含量控制在0.001％-0.005％，略低于t/p92鋼的上限值(0.006％)。

鋁：al在焊材中是作為脫氧劑加入的，焊縫中殘留的al含量過(guò)高，降低焊縫的持久塑性。此外，al容易與n優(yōu)先結(jié)合，使得焊縫中固溶的n近似為零，無(wú)法形成析出強(qiáng)化作用，降低焊縫的高溫蠕變強(qiáng)度。為此，本發(fā)明的al含量控制在0.03％以下。

鈦：ti是一種極強(qiáng)的碳化物形成元素，影響n(yōu)b、v與c、n的結(jié)合，同時(shí)會(huì)形成一次tin，不利于發(fā)揮沉淀強(qiáng)化作用。因此，本發(fā)明的ti含量控制在0.01％以下。

硫和磷：s和p是焊縫中不可避免的雜質(zhì)元素，它們?cè)龃蠛缚p的裂紋傾向，并且降低焊縫的蠕變斷裂塑性。因此，本發(fā)明將s和p含量分別控制在0.01％和0.02％以?xún)?nèi)。

本發(fā)明具有如下優(yōu)點(diǎn)：

(1)本發(fā)明焊材加入銅，減少了鎳元素含量，不加貴重元素鈷，降低了材料成本，其熔敷金屬在抑制鐵素體形成的同時(shí)，避免了ac1點(diǎn)的顯著降低，且其常溫力學(xué)性能達(dá)到或超過(guò)現(xiàn)有高鎳或加鈷的t/p92鋼焊材；

(2)本發(fā)明焊材具有優(yōu)異的抗高溫蠕變性能，其熔敷金屬的長(zhǎng)時(shí)持久斷裂壽命最接近于p92鋼的平均值。

附圖說(shuō)明

圖1本發(fā)明焊材熔敷金屬在760℃×4h回火后的析出相；

圖2本發(fā)明焊材實(shí)施例在650℃/100ma/4897.1h持久試驗(yàn)后的析出相；

圖3含1.69％cu的t/p92焊材熔敷金屬在760℃×4h回火后的析出相；

圖4含1.69％cu的t/p92焊材熔敷金屬在650℃/100ma/3896.5h持久試驗(yàn)后的析出相；

圖5為銅含量對(duì)p92焊縫ac1點(diǎn)影響的熱力學(xué)計(jì)算結(jié)果；

圖6本發(fā)明焊材實(shí)施例熔敷金屬ac1點(diǎn)的熱膨脹法實(shí)測(cè)結(jié)果；

圖7本發(fā)明焊材對(duì)比例熔敷金屬ac1點(diǎn)的熱膨脹法實(shí)測(cè)結(jié)果；

圖8為本發(fā)明焊材熔敷金屬在760℃×4h回火后的顯微組織(焊條電弧焊)；

圖9本發(fā)明焊材實(shí)施例和對(duì)比例在650℃/100ma持久斷裂時(shí)間的比較；

具體實(shí)施方式

下面通過(guò)實(shí)施例，并結(jié)合附圖，對(duì)本發(fā)明的技術(shù)方案作進(jìn)一步具體的說(shuō)明，如圖1-9所示：

由附圖1看出，本發(fā)明焊材熔敷金屬在760℃×4h回火后，馬氏體板條界上除析出m23c6型碳化物外，還析出較細(xì)小的ε-cu粒子。

由附圖2看出，本發(fā)明焊材熔敷金屬在650℃/100ma/4897.1h蠕變后，馬氏體板條界上的ε-cu粒子非常穩(wěn)定，沒(méi)有明顯聚集長(zhǎng)大。

由附圖3和附圖4看出，當(dāng)t/p92焊縫中的cu含量超過(guò)1.5％時(shí)，焊縫金屬在760℃×4h回火后的馬氏體板條界上析出的ε-cu粒子雖較細(xì)小，但在650℃/100ma/3896.5h持久試驗(yàn)后出現(xiàn)明顯的聚集長(zhǎng)大。

由附圖5看出，當(dāng)cu含量超過(guò)0.7％時(shí)，繼續(xù)增加cu含量，對(duì)ac1點(diǎn)幾乎沒(méi)有影響。

由附圖6看出，本發(fā)明焊材焊縫金屬的ac1點(diǎn)為809℃，較焊后熱處理溫度(760℃)高出49℃，滿(mǎn)足焊后熱處理溫度比ac1點(diǎn)低20-30℃以上的要求，余量較大。

由附圖7看出，含1.69％cu的焊材焊縫金屬的ac1點(diǎn)為805℃，與含0.86cu％的焊縫金屬ac1點(diǎn)差別不大，實(shí)驗(yàn)證實(shí)了當(dāng)cu含量超過(guò)0.7％時(shí)，繼續(xù)增加cu含量，對(duì)t/p92焊縫金屬ac1點(diǎn)幾乎沒(méi)有影響。

由附圖8看出，本發(fā)明焊材焊縫金屬為回火板條馬氏體組織，沒(méi)有鐵素體。

由附圖9看出，本發(fā)明t/p92鋼焊材焊縫金屬(1#)在650℃/100ma的持久壽命最長(zhǎng)，超過(guò)t/p92鋼持久壽命的平均值，明顯高于現(xiàn)有高鎳或加鈷的t/p92鋼焊材焊縫金屬(5#-7#)。

而含1.69％cu的t/p92焊材熔敷金屬(4#)的持久壽命較1#降低，說(shuō)明當(dāng)cu含量超過(guò)本發(fā)明的上限時(shí)(1.5％)，對(duì)持久性能的不利影響較大。

按照本發(fā)明技術(shù)方案中的材料組分配比設(shè)計(jì)焊材的熔敷金屬在760℃×4h回火后的組織特征和性能：

(1)焊縫為全回火馬氏體組織，沒(méi)有鐵素體；

(2)焊縫ac1點(diǎn)≥805℃；

(3)焊縫的室溫力學(xué)性能：rp0.2(σ0.2)≥550mpa，rm(σb)≥680mpa,a(δ0.5)≥18，kv2≥47j，滿(mǎn)足gb/t5118-2012標(biāo)準(zhǔn)和asmesfa-5.5-2015標(biāo)準(zhǔn)對(duì)t/p92鋼焊材熔敷金屬室溫力學(xué)性能的要求：rp0.2(σ0.2)≥530mpa，rm(σb)≥620mpa,a(δ0.5)≥15或17％(gb/t5118標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定為15％，asme標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定為17％)；

(4)持久性能：650℃/100mpa下的持久壽命≥4500h。

根據(jù)本發(fā)明的成分范圍，以焊條為例，對(duì)本發(fā)明低鎳含銅型t/p92鋼焊材做了多組實(shí)施例，銅元素通過(guò)藥皮或焊芯添加。對(duì)比例1的銅含量范圍超過(guò)本發(fā)明的上限(1.5％)，是為了說(shuō)明銅含量過(guò)高對(duì)焊縫性能的影響。為了對(duì)比，在相同焊接工藝(預(yù)熱200-250℃、電流130-180a，電壓24-30v、層間溫度≤350℃)和焊后熱處理工藝(760℃×4h)條件下，與目前3種典型t/p92鋼焊條——德國(guó)蒂森mts616焊條(提高錳元素和鎳元素含量)、日本神鋼cr-12s焊條(加鈷元素)、奧林康的alcromocord92焊條(加鈷元素)，進(jìn)行了熔敷金屬性能的比較。表1列出了7種t/p92鋼焊條熔敷金屬的化學(xué)成分。

表1實(shí)施例及對(duì)比例熔敷金屬的化學(xué)成分(wt％)

本發(fā)明實(shí)施例的各項(xiàng)性能測(cè)試結(jié)果如表2-表3所示。由表2看出，本發(fā)明焊條熔敷金屬的室溫力學(xué)性能與mts616焊條熔敷金屬相當(dāng)，室溫沖擊韌性低于cr-12s焊條熔敷金屬，但室溫拉伸強(qiáng)度和沖擊韌性整體優(yōu)于alcromocord92焊條熔敷金屬。從表3看出，本發(fā)明焊條熔敷金屬在長(zhǎng)期時(shí)效后的沖擊功與mts616、cr-12s和alcromocord92焊條熔敷金屬相當(dāng)。從表4看出，在抗高溫蠕變用焊材最重要的性能指標(biāo)方面，本發(fā)明焊條熔敷金屬的長(zhǎng)時(shí)持久性能明顯好于cr-12s焊條熔敷金屬，也優(yōu)于mts616、alcromocord92焊條熔敷金屬，其在650℃/100mpa下的蠕變斷裂壽命超過(guò)了2005年eccc公布的p92鋼蠕變斷裂壽命平均值(4735h)。對(duì)比例1的銅含量范圍超過(guò)本發(fā)明的上限，其持久壽命較實(shí)施例有所下降。

表2實(shí)施例及對(duì)比例的室溫力學(xué)性能

表3實(shí)施例及對(duì)比例在650℃后的室溫沖擊功(j)

表4實(shí)施例及對(duì)比例在650℃不同應(yīng)力下的持久斷裂時(shí)間(h)

綜上所述，本發(fā)明抗高溫蠕變p92焊材所采取的以低成本的銅元素替代鎳元素或昂貴的鈷元素的合金組分設(shè)計(jì)，在保證熔敷金屬的室溫力學(xué)性能和長(zhǎng)時(shí)時(shí)效沖擊功的前提下，提高了熔敷金屬長(zhǎng)時(shí)持久性能這一最重要的性能指標(biāo)，具有性?xún)r(jià)比高的優(yōu)點(diǎn)。

本發(fā)明的保護(hù)范圍并不限于上述的實(shí)施例，顯然，本領(lǐng)域的技術(shù)人員可以對(duì)本發(fā)明進(jìn)行各種改動(dòng)和變形而不脫離本發(fā)明的范圍和精神。倘若這些改動(dòng)和變形屬于本發(fā)明權(quán)利要求及其等同技術(shù)的范圍內(nèi)，則本發(fā)明的意圖也包含這些改動(dòng)和變形在內(nèi)。