火力发电量在世界总发电量中占有重要的主导地位[1]。长期以来，我国电源结构中火电发电量超过80%，在未来相当长的时间内火电将继续成为我国的主体能源[2,3]。但是，火力燃煤发电不仅需要消耗大量煤炭资源，而且会排放出大量的SO2、CO2、NOx等污染环境的气体[4]，不仅会造成我国的经济损失，而且严重影响着国民的身体健康。因此，采用更先进的技术以提高燃煤发电机组的工作效率成为我国电力发展的紧迫任务。为了迎合以上发展需求，高效节能的超超临界机组己成为电力工业的研发方向。目前，各国纷纷开展大量的研发工作，不断突破火电站机组的运行参数，电厂的热效率随着蒸汽压力和蒸汽温度的升高而得到不断提升，同时蒸汽参数的升高对火力发电机组锅炉管道用钢的使用性能提出了更高的要求[5,6]。

超超临界火电机组内部温度略有差异，高温区域需要高温性能较好的奥氏体耐热钢。从经济角度出发，温度较低的部分可以采用价格便宜、高温性能稍弱的高Cr铁素体耐热钢，因此，超超临界火电机组中不可避免地会存在诸如高Cr铁素体耐热钢与奥氏体耐热钢异种材料连接接头。

高Cr铁素体耐热钢与奥氏体耐热钢部件之间的异种连接方式多种多样。如许鸿吉等[7]采用熔化极活性气体保护电弧焊(MAG)获得1.4003不诱钢/0Cr18Ni9不锈钢异种钢焊接接头，其接头的抗拉强度高于母材，弯曲性能良好。但铁素体不锈钢一侧热影响区的冲击性能较差，且随着温度的降低，其冲击性能显著降低。Muthupandi等[8]报道了利用电子束焊接(EBW)及钨极气体保护焊技术(GTAW)获得铁素体-奥氏体耐热钢异种接头，但焊接熔合区在枝晶内出现元素偏析，导致接头的耐蚀性和机械性能下降。Jang等[9]报道了利用GTAW与电弧焊技术(AW)获得低合金钢与316不锈钢异种接头，但金属焊缝中枝晶组织发达，枝晶区域内观察到明显的偏析和二次相沉淀。同时，传统的熔焊技术获得的焊缝厚度不均匀，造成了拉伸性能及显微强度的差异。Thakare等[10]报道了利用GTAW获得了P91马氏体钢与SS304L奥氏体钢异种材料焊接接头，焊缝熔合区析出物不均匀，存在明显的粗晶，并且沿焊接接头的硬度分布不均匀。因此，利用传统的熔焊技术获得的异种材料扩散连接接头在组织和性能方面存在一定的不足[11]。

固相扩散连接技术是解决异种金属高强度连接的有效方法，被作为关键新材料技术开发领域的热点在新材料制备中发挥着关键和核心作用[12]。Solonin等[13]通过扩散连接技术实现不锈钢/铝合金之间的连接，获得的焊接接头具有很高的焊接强度。Balasubramanian等[14]通过扩散连接技术实现了铝合金和镁合金有效扩散连接，建立了镁合金中Al含量与优化扩散连接参数之间的关系，以获得高质量的铝、镁合金焊接接头。Huang等[15]通过扩散连接技术成功地将W和低活化铁素体马氏体钢(RAFM钢)与Fe中间层扩散连接，W/Fe/RAFM钢接头在剪切实验中表现出较高的结合强度(> 240 MPa)和延展性。

综上所述，当采用传统熔化焊技术(如激光焊、氩弧焊等)时，由于冷却速率过快经常导致形成脆性组织甚至出现裂纹，同时也会引入N、O、H等杂质元素，从而降低接头的性能，而固相扩散连接更易获得室温和高温强度良好的接头，并且连接接头能够在保证良好质量的前提下，保持均质母材或者合金原有的主要性能。在合适的参数条件下，扩散连接接头邻近区域都具有高的强度和优良的塑性。因此，扩散连接是一种相对理想的焊接方法，目前对于高Cr铁素体耐热钢/奥氏体耐热钢异种材料固相连接方面的研究尚不够成熟。同时，电站焊接施工大多数情况是在现场执行，真空扩散连接工作很难得到开展，如果车间或工厂采用扩散连接的方式将高Cr铁素体耐热钢与奥氏体耐热钢异种材料连接接头焊好，那么现场异种钢焊接将变成同种钢连接(高Cr铁素体耐热钢/高Cr铁素体耐热钢和奥氏体耐热钢/奥氏体耐热钢焊接)，会大大降低施工难度。

因此，本工作开展了高Cr铁素体耐热钢与TP347H奥氏体耐热钢的异种材料真空扩散连接实验，研究了扩散连接时间及焊后热处理工艺对扩散连接区组织与力学性能的影响。通过澄清扩散连接区组织演化规律及界面结合行为，为高Cr铁素体耐热钢/奥氏体耐热钢异种材料扩散连接工艺优化提供理论指导与实验支撑。

1实验方法

实验用高Cr铁素体耐热钢与TP347H奥氏体耐热钢的实际成分如表1所示。取直径为15 mm、高度为25 mm的高Cr铁素体耐热钢与TP347H奥氏体耐热钢的圆柱样品若干。真空扩散连接前，用磨床将所有试样的连接表面进行磨削，以获得均匀的表面粗糙度(Ra= 0.912 μm)。用丙酮超声脱脂30 min，乙醇清洗30 min，然后用20%HNO3+ 5%HF + 75%H2O (体积分数)的混合溶液对圆柱形样品进行酸洗，去除氧化膜。采用最高真空度为1.33 × 10-3Pa的Gleeble 3500热模拟试验机进行真空扩散连接，升温与降温速率均为150℃/min。已知真空扩散连接温度通常控制在(0.6~0.8)Tm(Tm为母材熔点)范围内，高Cr铁素体耐热钢熔点为1312~1745℃，TP347H奥氏体耐热钢熔点为1398~1427℃，因此将扩散连接温度设定为1050℃，扩散连接时间分别为5、15、30、60和120 min，施加15 MPa单轴压力以保证连接界面紧密接触，扩散连接工艺曲线如图1a所示。焊后热处理工艺为1050℃正火30 min，750℃回火90 min，升温速率为10℃/min，工艺曲线如图1b所示。

表1实验用材料的化学成分 (mass fraction / %)

Table 1Chemical compositions of materials for experiments

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图12

图12拉伸断裂试样实物图

(a) 25oC (b) 600oC

Fig.12Physical drawing of tensile fracture specimen

不同实验温度下拉伸断裂位置均处于母材中，表明实现了异种材料扩散连接接头的可靠连接。通过前文扩散影响区组织分析可知，扩散连接接头强化的原因有3点：(1) 塑形变形的进行使得不同晶粒之间变形储存能存在差异，原本平直的晶界会产生锯齿状突起，扩散连接界面两侧相邻2个不同组织晶粒的晶界有相互连结的现象，形成了锯齿状的界面结合形态，如图7b所示；(2) 在晶粒内位错滑移的协助作用下扩散连接界面附近发生动态再结晶，动态再结晶晶粒在铁素体晶界处形核、长大，呈现串联状等轴晶粒分布在扩散连接界面上，扩散连接界面上的晶粒得以细化；(3) 试样内Nb、Cr等元素充分扩散，与C原子结合在晶界与晶粒内部析出MX、M23C6相，抑制晶粒长大，导致晶粒细化，可对扩散连接界面起到细晶强化和弥散强化的效果，如图9和10所示。

由表2可知，随着实验温度的上升，试样抗拉强度下降，这是因为随着温度的升高，钢内的原子内能增加，促进原子运动，降低原子之间的结合力。试样断后伸长率与面积收缩率随温度的升高而降低，面积收缩率均大于断后伸长率。颈缩率越大，其抗颈缩能力越大，这是造成高Cr铁素体耐热钢与TP347H奥氏体耐热钢异种钢扩散连接接头高温拉伸断裂方式转变的主要原因。扩散连接试样拉伸应力-应变曲线如图13所示。可以看出，测试温度为600℃时拉伸应变降低，这是由于在较高的实验温度下，晶界弱化，试样内部析出的二次相阻碍位错运动，试样内部微孔萌生，优先断裂。图14和15显示了高Cr铁素体耐热钢和TP347H奥氏体耐热钢扩散连接时间为120 min时试样接头焊后热处理前后不同实验温度下拉伸断口形貌。可见，断口处存在大量的韧窝，属于典型的韧性断裂，断口边缘处出现颈缩现象，可进一步确认，接头的断裂方式为微孔聚集形断裂，即焊接接头在拉伸实验中经历了“微孔形核-微孔聚集-微孔长大”3个断裂阶段。

图13

图13不同测试温度下焊后热处理前后扩散连接试样的工程应力-应变曲线

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

图14

图14焊后热处理前后扩散连接试样接头在25℃拉伸的断口形貌

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

图15

图15焊后热处理前后扩散连接试样接头在600℃拉伸的断口形貌

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结论

(1) 高Cr铁素体耐热钢与TP347H奥氏体耐热钢异种钢扩散连接界面处晶粒的取向发生变化，可以观察到细小的呈串联状分布的等轴晶粒，说明扩散连接过程中扩散影响区发生动态再结晶。这些晶粒在铁素体晶界处形核、长大，扩散连接界面两侧相邻2个不同组织晶粒的晶界有相互连结的现象，即界面两侧的fcc结构晶粒与bcc结构晶粒通过晶界连结，最终演变成锯齿状的界面结合形态。

(2) 将在1050℃、15 MPa、120 min条件下获得的扩散连接试样进行1050℃正火30 min，750℃回火90 min的焊后热处理，扩散影响区奥氏体平均晶粒尺寸由2.06 μm减小至1.73 μm，铁素体平均晶粒尺寸由5.48 μm减少至2.53 μm，位错相对稳定化，位错密度减少，小角度晶界增多，元素扩散更加充分。

(3) 由于元素的扩散与结合，在晶界与晶粒内部析出MX、M23C6相，但没有发现金属间化合物，析出相进一步抑制晶粒长大，从而导致晶粒细化，可对扩散连接界面起到细晶强化和弥散强化的效果。

(4) 不同实验温度下拉伸断裂位置均处于母材中，说明实现了异种材料扩散连接接头的可靠连接。