火力發電量在世界總發電量中占有重要的主導地位[1]。長期以來，我國電源結構中火電發電量超過80%，在未來相當長的時間內火電將繼續成為我國的主體能源[2,3]。但是，火力燃煤發電不僅需要消耗大量煤炭資源，而且會排放出大量的SO2、CO2、NOx等污染環境的氣體[4]，不僅會造成我國的經濟損失，而且嚴重影響著國民的身體健康。因此，采用更先進的技術以提高燃煤發電機組的工作效率成為我國電力發展的緊迫任務。為了迎合以上發展需求，高效節能的超超臨界機組己成為電力工業的研發方向。目前，各國紛紛開展大量的研發工作，不斷突破火電站機組的運行參數，電廠的熱效率隨著蒸汽壓力和蒸汽溫度的升高而得到不斷提升，同時蒸汽參數的升高對火力發電機組鍋爐管道用鋼的使用性能提出了更高的要求[5,6]。

超超臨界火電機組內部溫度略有差異，高溫區域需要高溫性能較好的奧氏體耐熱鋼。從經濟角度出發，溫度較低的部分可以采用價格便宜、高溫性能稍弱的高Cr鐵素體耐熱鋼，因此，超超臨界火電機組中不可避免地會存在諸如高Cr鐵素體耐熱鋼與奧氏體耐熱鋼異種材料連接接頭。

高Cr鐵素體耐熱鋼與奧氏體耐熱鋼部件之間的異種連接方式多種多樣。如許鴻吉等[7]采用熔化極活性氣體保護電弧焊(MAG)獲得1.4003不誘鋼/0Cr18Ni9不銹鋼異種鋼焊接接頭，其接頭的抗拉強度高于母材，彎曲性能良好。但鐵素體不銹鋼一側熱影響區的沖擊性能較差，且隨著溫度的降低，其沖擊性能顯著降低。Muthupandi等[8]報道了利用電子束焊接(EBW)及鎢極氣體保護焊技術(GTAW)獲得鐵素體-奧氏體耐熱鋼異種接頭，但焊接熔合區在枝晶內出現元素偏析，導致接頭的耐蝕性和機械性能下降。Jang等[9]報道了利用GTAW與電弧焊技術(AW)獲得低合金鋼與316不銹鋼異種接頭，但金屬焊縫中枝晶組織發達，枝晶區域內觀察到明顯的偏析和二次相沉淀。同時，傳統的熔焊技術獲得的焊縫厚度不均勻，造成了拉伸性能及顯微強度的差異。Thakare等[10]報道了利用GTAW獲得了P91馬氏體鋼與SS304L奧氏體鋼異種材料焊接接頭，焊縫熔合區析出物不均勻，存在明顯的粗晶，并且沿焊接接頭的硬度分布不均勻。因此，利用傳統的熔焊技術獲得的異種材料擴散連接接頭在組織和性能方面存在一定的不足[11]。

固相擴散連接技術是解決異種金屬高強度連接的有效方法，被作為關鍵新材料技術開發領域的熱點在新材料制備中發揮著關鍵和核心作用[12]。Solonin等[13]通過擴散連接技術實現不銹鋼/鋁合金之間的連接，獲得的焊接接頭具有很高的焊接強度。Balasubramanian等[14]通過擴散連接技術實現了鋁合金和鎂合金有效擴散連接，建立了鎂合金中Al含量與優化擴散連接參數之間的關系，以獲得高質量的鋁、鎂合金焊接接頭。Huang等[15]通過擴散連接技術成功地將W和低活化鐵素體馬氏體鋼(RAFM鋼)與Fe中間層擴散連接，W/Fe/RAFM鋼接頭在剪切實驗中表現出較高的結合強度(> 240 MPa)和延展性。

綜上所述，當采用傳統熔化焊技術(如激光焊、氬弧焊等)時，由于冷卻速率過快經常導致形成脆性組織甚至出現裂紋，同時也會引入N、O、H等雜質元素，從而降低接頭的性能，而固相擴散連接更易獲得室溫和高溫強度良好的接頭，并且連接接頭能夠在保證良好質量的前提下，保持均質母材或者合金原有的主要性能。在合適的參數條件下，擴散連接接頭鄰近區域都具有高的強度和優良的塑性。因此，擴散連接是一種相對理想的焊接方法，目前對于高Cr鐵素體耐熱鋼/奧氏體耐熱鋼異種材料固相連接方面的研究尚不夠成熟。同時，電站焊接施工大多數情況是在現場執行，真空擴散連接工作很難得到開展，如果車間或工廠采用擴散連接的方式將高Cr鐵素體耐熱鋼與奧氏體耐熱鋼異種材料連接接頭焊好，那么現場異種鋼焊接將變成同種鋼連接(高Cr鐵素體耐熱鋼/高Cr鐵素體耐熱鋼和奧氏體耐熱鋼/奧氏體耐熱鋼焊接)，會大大降低施工難度。

因此，本工作開展了高Cr鐵素體耐熱鋼與TP347H奧氏體耐熱鋼的異種材料真空擴散連接實驗，研究了擴散連接時間及焊后熱處理工藝對擴散連接區組織與力學性能的影響。通過澄清擴散連接區組織演化規律及界面結合行為，為高Cr鐵素體耐熱鋼/奧氏體耐熱鋼異種材料擴散連接工藝優化提供理論指導與實驗支撐。

1實驗方法

實驗用高Cr鐵素體耐熱鋼與TP347H奧氏體耐熱鋼的實際成分如表1所示。取直徑為15 mm、高度為25 mm的高Cr鐵素體耐熱鋼與TP347H奧氏體耐熱鋼的圓柱樣品若干。真空擴散連接前，用磨床將所有試樣的連接表面進行磨削，以獲得均勻的表面粗糙度(Ra= 0.912 μm)。用丙酮超聲脫脂30 min，乙醇清洗30 min，然后用20%HNO3+ 5%HF + 75%H2O (體積分數)的混合溶液對圓柱形樣品進行酸洗，去除氧化膜。采用最高真空度為1.33 × 10-3Pa的Gleeble 3500熱模擬試驗機進行真空擴散連接，升溫與降溫速率均為150℃/min。已知真空擴散連接溫度通?？刂圃?0.6~0.8)Tm(Tm為母材熔點)范圍內，高Cr鐵素體耐熱鋼熔點為1312~1745℃，TP347H奧氏體耐熱鋼熔點為1398~1427℃，因此將擴散連接溫度設定為1050℃，擴散連接時間分別為5、15、30、60和120 min，施加15 MPa單軸壓力以保證連接界面緊密接觸，擴散連接工藝曲線如圖1a所示。焊后熱處理工藝為1050℃正火30 min，750℃回火90 min，升溫速率為10℃/min，工藝曲線如圖1b所示。

表1實驗用材料的化學成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of materials for experiments

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圖12

圖12拉伸斷裂試樣實物圖

(a) 25oC (b) 600oC

Fig.12Physical drawing of tensile fracture specimen

不同實驗溫度下拉伸斷裂位置均處于母材中，表明實現了異種材料擴散連接接頭的可靠連接。通過前文擴散影響區組織分析可知，擴散連接接頭強化的原因有3點：(1) 塑形變形的進行使得不同晶粒之間變形儲存能存在差異，原本平直的晶界會產生鋸齒狀突起，擴散連接界面兩側相鄰2個不同組織晶粒的晶界有相互連結的現象，形成了鋸齒狀的界面結合形態，如圖7b所示；(2) 在晶粒內位錯滑移的協助作用下擴散連接界面附近發生動態再結晶，動態再結晶晶粒在鐵素體晶界處形核、長大，呈現串聯狀等軸晶粒分布在擴散連接界面上，擴散連接界面上的晶粒得以細化；(3) 試樣內Nb、Cr等元素充分擴散，與C原子結合在晶界與晶粒內部析出MX、M23C6相，抑制晶粒長大，導致晶粒細化，可對擴散連接界面起到細晶強化和彌散強化的效果，如圖9和10所示。

由表2可知，隨著實驗溫度的上升，試樣抗拉強度下降，這是因為隨著溫度的升高，鋼內的原子內能增加，促進原子運動，降低原子之間的結合力。試樣斷后伸長率與面積收縮率隨溫度的升高而降低，面積收縮率均大于斷后伸長率。頸縮率越大，其抗頸縮能力越大，這是造成高Cr鐵素體耐熱鋼與TP347H奧氏體耐熱鋼異種鋼擴散連接接頭高溫拉伸斷裂方式轉變的主要原因。擴散連接試樣拉伸應力-應變曲線如圖13所示?？梢钥闯?，測試溫度為600℃時拉伸應變降低，這是由于在較高的實驗溫度下，晶界弱化，試樣內部析出的二次相阻礙位錯運動，試樣內部微孔萌生，優先斷裂。圖14和15顯示了高Cr鐵素體耐熱鋼和TP347H奧氏體耐熱鋼擴散連接時間為120 min時試樣接頭焊后熱處理前后不同實驗溫度下拉伸斷口形貌?？梢?，斷口處存在大量的韌窩，屬于典型的韌性斷裂，斷口邊緣處出現頸縮現象，可進一步確認，接頭的斷裂方式為微孔聚集形斷裂，即焊接接頭在拉伸實驗中經歷了“微孔形核-微孔聚集-微孔長大”3個斷裂階段。

圖13

圖13不同測試溫度下焊后熱處理前后擴散連接試樣的工程應力-應變曲線

Fig.13Engineering stress-strain curves of the diffusion-bonding joints before and after PWHT under testing temperatures of 25oC (a) and 600oC (b)

圖14

圖14焊后熱處理前后擴散連接試樣接頭在25℃拉伸的斷口形貌

Fig.14Low (a, c) and high (b, d) magnified tensile fracture morphologies of the diffusion-bonding joints at 25oC before (a, b) and after (c, d) PWHT

圖15

圖15焊后熱處理前后擴散連接試樣接頭在600℃拉伸的斷口形貌

Fig.15Low (a, c) and high (b, d) magnified tensile fracture morphologies of the diffusion-bonding joints at 600°C before (a, b) and after (c, d) PWHT

3結論

(1) 高Cr鐵素體耐熱鋼與TP347H奧氏體耐熱鋼異種鋼擴散連接界面處晶粒的取向發生變化，可以觀察到細小的呈串聯狀分布的等軸晶粒，說明擴散連接過程中擴散影響區發生動態再結晶。這些晶粒在鐵素體晶界處形核、長大，擴散連接界面兩側相鄰2個不同組織晶粒的晶界有相互連結的現象，即界面兩側的fcc結構晶粒與bcc結構晶粒通過晶界連結，最終演變成鋸齒狀的界面結合形態。

(2) 將在1050℃、15 MPa、120 min條件下獲得的擴散連接試樣進行1050℃正火30 min，750℃回火90 min的焊后熱處理，擴散影響區奧氏體平均晶粒尺寸由2.06 μm減小至1.73 μm，鐵素體平均晶粒尺寸由5.48 μm減少至2.53 μm，位錯相對穩定化，位錯密度減少，小角度晶界增多，元素擴散更加充分。

(3) 由于元素的擴散與結合，在晶界與晶粒內部析出MX、M23C6相，但沒有發現金屬間化合物，析出相進一步抑制晶粒長大，從而導致晶粒細化，可對擴散連接界面起到細晶強化和彌散強化的效果。

(4) 不同實驗溫度下拉伸斷裂位置均處于母材中，說明實現了異種材料擴散連接接頭的可靠連接。