改善Super304H奥氏体耐蚀钢焊缝及改善其组织与性能的方法与流程
本发明涉及一种Super304H奥氏体耐蚀钢焊缝及改善其组织与性能的方法。
背景技术：
随着超超临界机组的发展，为满足电站锅炉高温部件对材料的要求，具有高持久强度、组织稳定性好、耐高温腐蚀等性能优良的新型奥氏体耐热钢材料相继诞生。工作在600～650℃蒸汽温度下的过热器和再热器高温段的材料为Super304H奥氏体耐热钢。为解决我国对其完全依赖进口的现状，必须同步实现Super304H钢管及其配套焊丝的国产化。
有鉴于上述的缺陷，本设计人积极加以研究创新，以期创设一种Super304H奥氏体耐蚀钢焊缝及改善其组织与性能的方法，使其更具有产业上的利用价值。
技术实现要素：
为解决上述技术问题，本发明的目的是提供一种改善Super304H奥氏体耐蚀钢焊缝及改善其组织与性能的方法。
本发明改善Super304H奥氏体耐蚀钢焊缝组织与性能的方法，包括：
选取三种不同成分的焊丝熔敷金属进行测试和分析了熔敷金属的化学成分、显微组织和力学性能以及高温持久条件下的组织转变，选取出基本性能良好的焊丝，通过该焊丝焊接了Super304H钢管，分析了焊接接头的显微组织和力学性能，获得Super304H奥氏体耐蚀钢焊缝改善方法：
焊态熔敷金属中的析出相为Nb(C,N)，铌元素的含量是决定铌相数量和尺寸的主要因素铌含量为0.28％的熔敷金属具有最佳的综合性能。
进一步地，具体包括：
焊缝金属的合金设计：根据奥氏体耐热钢焊丝设计经验和相关的理论计算，设计焊缝中部分元素的添加量为C 0.08～0.1％，Si 0.2～0.4％，Mn 3～3.5％，S≤0.003％，P≤0.003％，Cr 18～19％，Ni 15～17％，Mo 0.8～1％；确定焊缝中氮、铌元素的添加量分别为N 0.1～0.13％，Nb 0.55～0.7％或Nb 0.3％左右；设计焊缝中铜的添加量为3～4％；
进行焊丝熔敷金属的化学成分、熔敷金属的显微组织分析、铌、碳含量对Nb(C,N)相的影响、熔敷金属的力学性能的分析，其中熔敷金属的显微组织分析包括凝固亚晶界与铌相、凝固晶界；铌、碳含量对Nb(C,N)相的影响采用热力学理论计算和定量相分析两种方式进行；
熔敷金属在高温持久应力下的组织转变：
高温持久参数的确定，对熔敷金属的高温持久试验选取200MPa作为持久应力，考察其在650℃温度下的持久性能；
高温持久后的显微组织分析：凝固亚晶界与铌相、凝固晶界、第二相的析出，其中，所述第二相析出包括：M23C6相、NbCrN相、α相，并进行相析出对耐蚀性的影响的分析；
Super304H钢管焊接接头组织与性能分析：
钢管接头的焊接；焊缝的化学成分分析；焊接接头的显微组织分析、接头的力学性能分析，其中焊接接头的显微组织分析包括：凝固亚晶界和铌相、迁移晶界、热影响区、晶界液化；
基于以上分析得到Super304H奥氏体耐蚀钢焊缝组织与性能的改善方法，其中采用铌含量为0.28％的焊丝对Super304H固溶态钢管进行焊接，当焊接热输入控制在14kJ/cm以下时得到成形良好的焊接接头；为降低弯曲凝固晶界的能量，可在部分区域观察到晶界发生平直化的迁移晶界，迁移晶界穿过凝固亚晶的中心，在多道焊热循环的影响下，凝固晶界的实际迁移距离在5～15μm范围内；焊缝的冲击韧性与其熔敷金属的十分接近。热影响区和熔合线冲击韧性较高。
本发明Super304H奥氏体耐蚀钢焊缝，其铌含量的质量百分比为0.28％。
借由上述方案，本发明至少具有以下优点：
1、采用铌含量为0.28％的焊丝对Super304H固溶态钢管进行焊接，考虑母材对热裂纹的敏感性，当焊接热输入控制在14kJ/cm以下时得到成形良好的焊接接头。由于焊缝的成分与其熔敷金属相近，焊缝同样为全奥氏体组织，其析出相的数量、分布、形状和尺寸与其熔敷金属相似。
2、由于铌相稳定性高，受到焊接二次热循环影响的焊缝区域，凝固亚晶界发生了一定程度的溶解，但分布其上的铌相并没有完全溶解。为降低弯曲凝固晶界的能量，可在部分区域观察到晶界发生平直化的迁移晶界，迁移晶界穿过凝固亚晶的中心。在多道焊热循环的影响下，凝固晶界的实际迁移距离在5～15μm范围内。
3、热影响区粗晶区的宽度约为700μm，由于母材为固溶态组织，在14kJ/cm的热输入下其晶粒粗化并不严重。热影响区的部分区域可见呈点列状分布的铌相，该种铌相对热影响区的晶界具有钉扎作用。由于晶粒长大导致杂质元素的富集，受焊接二次热循环影响的紧靠熔合线的区域的晶界发生液化现象。
4、焊接接头室温屈服强度可达308MPa，拉伸试样断面收缩率为40％，满足接头拉伸性能的最低要求，并有一定的裕量。由于焊接热输入相同且焊缝的化学成分与其熔敷金属相近，因而焊缝的冲击韧性与其熔敷金属的十分接近。热影响区和熔合线冲击韧性较高。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，并可依照说明书的内容予以实施，以下以本发明的较佳实施例并配合附图详细说明如后。
附图说明
图1是3#熔敷金属凝固亚晶界的不同截面与铌相，(1)金相组织，(2)SEM组织；
图2是1#熔敷金属凝固亚晶界的不同截面与铌相，(1)金相组织，(2)SEM组织；
图3 2#熔敷金属凝固亚晶界的不同截面与铌相，(1)金相组织，(2)SEM组织；；
图4 3#熔敷金属中的凝固晶界；
图5 1#熔敷金属中的凝固晶界；
图6 2#熔敷金属中的凝固晶界；
图7 1#、2#熔敷金属合金系Thermo-calc析出相质量分数，(1)1#熔敷金属，(2)2#熔敷金属；
图8 3#熔敷金属合金系Thermo-calc析出相质量分数；
图9熔敷金属XRD分析；
图10熔敷金属的拉伸性能；
图11熔敷金属冲击断口典型形貌，(1)1#、2#熔敷金属断口形貌，(2)3#熔敷金属断口形貌；
图12凝固亚晶界的不同截面与铌相；
图13凝固亚晶界和铌相的典型SEM形貌，(1)位置1，(2)位置2；
图14高温持久后凝固晶界的形貌；
图15熔敷金属合金系Thermo-calc析出相质量分数；
图16高温持久熔敷金属XRD分析，(1)持久应力78MPa，(2)持久应力200MPa；
图17高温持久试样的电解腐蚀形貌；
图18母材的组织形貌；
图19母材中的铌相；
图20未受二次热循环影响的焊缝凝固亚晶界的不同截面与铌相，(1)金相组织，(2)SEM组织；
图21受二次热循环影响的凝固亚晶界与铌相；
图22焊缝中的凝固晶界与迁移晶界，(1)凝固晶界，(2)迁移晶界；
图23母材热影响区组织；
图24熔合线位置的组织形貌。
具体实施方式
下面结合附图和实施例，对本发明的具体实施方式作进一步详细描述。以下实施例用于说明本发明，但不用来限制本发明的范围。
Super304H钢TIG焊丝成分设计
TIG焊是奥氏体耐热钢焊接的常用方法，由于焊接过程中接头采取氩气保护，因此，能够有效地保护熔池并最大限度地降低元素的损失。在氩气保护充分的前提下，焊丝中的合金元素几乎可以全部过渡到熔池，因而焊丝的成分直接决定了熔敷金属和焊缝的成分。母材合金元素较多且合金化机理较为复杂，只有对合金元素的种类和含量进行合理设计才能够保证接头焊缝的性能。考虑到母材中合金元素作用的不可替代性，焊丝中的合金元素种类应与母材的合金元素尽量保持一致，但必须注意母材与焊缝在组织与性能上的固有差别。本章借鉴以往对奥氏体焊缝金属的研究成果，根据奥氏体耐热钢配套焊丝的设计经验，并以相关的热力学计算作为辅助，初步确定了焊丝中合金元素的种类与含量。
Super304H钢的性能指标
根据ASME CODE CASE 2328的规定，Super304H钢母材的室温屈服强度不低于205MPa，抗拉强度应在550MPa以上，拉伸试样的断面收缩率应高于35％。对于母材的持久强度，Super304H钢管在温度为650℃、持久应力116MPa的持久条件下，其持久拉伸断裂时间需达到105小时。根据电力行业DL/T868-2004《焊接工艺评定规程》标准的要求，焊接接头的基本力学性能、耐蚀性与持久强度等性能应不低于Suer304H钢母材。
商用配套焊丝的成分范围
住友金属提供的Super304H钢配套焊丝YT-304H的成分范围见表2.1。可见，与Suer304H母材成分相比，YT-304H焊丝成分中大大提高了锰和镍元素的含量，并且加入了1％左右的钼。
表2.1 YT-304H焊丝的化学成分范围(质量分数，％)
焊缝金属的合金设计
根据奥氏体耐热钢焊丝设计经验和相关的理论计算，设计焊缝中部分元素的添加量为C 0.08～0.1％，Si 0.2～0.4％，Mn 3～3.5％，S≤0.003％，P≤0.003％，Cr 18～19％，Ni 15～17％，Mo 0.8～1％；确定焊缝中氮、铌元素的添加量分别为N 0.1～0.13％，Nb 0.55～0.7％或Nb 0.3％左右；确定焊缝中铜的添加量应比母材略高，设计焊缝中铜的添加量为3～4％；碳、氮和铬元素的固溶强化贡献为171MPa，主要合金化元素的固溶强化可贡献焊缝屈服强度最低指标的80％以上。
焊丝熔敷金属的组织与性能研究
试验材料与方法
参照GB/T 8110-2008《气体保护电弧焊用碳钢、低合金钢焊丝》进行熔敷金属的焊制和取样，焊丝为自行设计冶炼的三种实芯焊丝(Φ1.6)，编号为1#、2#、3#。试验用母材选用D36，试板尺寸为430mm×200mm×20mm，分别采用试验焊丝在坡口面和垫板面熔敷8mm厚的隔离层，根部间隙为16mm，确保熔敷金属成分不受母材稀释的影响。采用AMET Manipulator焊机自动TIG系统进行焊接，焊接热输入为14kJ/cm，具体焊接工艺参数见下表3.1。
表3.1焊丝熔敷金属焊接工艺参数
熔敷金属室温和高温拉伸分别按照GB/T 228-2002与GB/T 4338-2006进行，冲击试验按照GB/T 229-2007进行。焊态下，熔敷金属用CrO3水溶液电解腐蚀，用Leica MEF4M光学显微镜观察其显微组织。借助日立S-4300型冷场发射扫描电子显微镜及其附带EDS对冲击断口和组织进行分析。对2#和3#熔敷金属中的析出相进行电解富集后定量分析，采用X Pert Pro型X射线衍射仪(管电压为40kV，管电流为40mA，Cu Kα辐射)确定熔敷金属中析出相的种类。
焊丝熔敷金属的化学成分
对熔敷金属的化学成分进行分析，分析结果见下表3.2。可见，三种熔敷金属主要在铌、碳和铜含量上有所差别。此外，3#熔敷金属的铬、镍含量比其它两种熔敷金属略低。与焊丝成分相比，碳、铬、镍等元素略有损失；氮含量并没有升高反而降低，可能与氮从熔池中的逸出有关，硅和锰的总量变化也不大，说明在焊接过程中保护气体对熔池的保护效果良好。
表3.2焊丝熔敷金属的化学成分(质量分数，％)
熔敷金属的显微组织
凝固亚晶界与铌相
3#熔敷金属组织的凝固属于全奥氏体凝固模式，凝固亚晶界清晰可见，主要为树枝晶和胞状晶，由于凝固时合金元素和杂质的偏析，因而保留了凝固时偏析的轮廓，如图1所示。根据WRC-1992相组分图，熔敷金属的Creq和Nieq分别为18和21.4，组分点位于相组分图的全奥氏体区，即熔敷金属凝固后为奥氏体，与金相组织相吻合。图1中SEM形貌的上凸部分为凝固亚晶界，下凹部分为奥氏体。对凝固亚晶界和奥氏体晶内进行微区成分分析，统计结果(平均值)见下表3.3。可见，凝固亚晶界与奥氏体晶内的化学成分不同，凝固亚晶界各元素的含量均高于奥氏体晶内，亚晶界上元素的分布规律服从Scheil偏聚。由于凝固亚晶界上铬、镍和铜等元素的含量较高，因而其耐蚀性好，腐蚀过后其表现出上凸的形貌。
表3.3凝固亚晶界和奥氏体晶内的化学成分(质量分数，％)
大量析出相分布在凝固亚晶界上，尺寸可达10μm以上，可见，析出相的表面不光滑，多呈长条状或块状。用面扫描对析出相的元素分布进行分析。可见，碳、铌元素发生了明显的偏聚，可判定该析出相为铌相。同时，还发现钼元素在析出相上的偏聚，其含量约为2.8％。此外，对氮元素的分布也进行了面扫分析，但其信号微弱，未发现偏聚。
1#、2#熔敷金属的组织组成与3#相同，均为奥氏体和析出相，如图2和图3所示。1#熔敷金属的Creq和Nieq分别为19.1和22.9，2#熔敷金属的Creq和Nieq分别为19.1和23，两种熔敷金属的铬当量和镍当量基本相同。由于2#熔敷金属的铜含量高于1#熔敷金属，因此，其镍当量略高。可见，1#、2#熔敷金属的铬当量和镍当量均处于相组分图的奥氏体区，其凝固过程均为全奥氏体凝固模式。金属的凝固亚晶界和奥氏体晶内进行微区成分分析，统计结果见
表3.4，与3#熔敷金属类似，其凝固亚晶界各元素的成分均高于奥氏体晶内。
表3.4熔敷金属凝固亚晶界和奥氏体晶内的化学成分(质量分数，％)
分别比较三种熔敷金属凝固亚晶界和奥氏体晶内的铌含量，可见铌在三种熔敷金属的凝固亚晶界和奥氏体晶内的含量差别不大，凝固亚晶界的铌所占比例为0.8％左右，而奥氏体晶内铌的比例约为0.4％。因此，可以推断，铌在三种熔敷金属的凝固亚晶界和奥氏体基体中的固溶比例相同，而没有固溶于凝固亚晶界和奥氏体基体的铌元素全部析出。由于1#、2#熔敷金属中未固溶的铌含量较高，未固溶铌元素将消耗更多的碳、氮元素形成铌相。从图2和图3凝固亚晶界不同截面的SEM形貌可以看出，1#、2#熔敷金属凝固亚晶界上的铌相明显多于3#熔敷金属的铌相数量。从三种熔敷金属SEM组织中铌相所占的面积比例可以看出，1#、2#熔敷金属中铌相含量为3#熔敷金属的4.5倍左右。
凝固晶界
由于熔池凝固时晶粒沿熔池边界的竞争生长，由亚晶粒束或亚晶粒团相交形成了凝固晶界，多呈闭合环状分布，如图4所示。因为亚晶粒束具有不同的生长方向和晶格取向，使得凝固晶界成为大角度晶界，这种大的位相差导致位错网络沿凝固晶界形成。由于凝固时溶质发生再分布，凝固晶界的合金元素和杂质元素含量较高，在凝固终了阶段容易形成低熔点薄膜而形成凝固裂纹。在SEM下，凝固晶界为狭长的缝隙，如图4的SEM形貌所示，可见凝固晶界比凝固亚晶界和基体更容易腐蚀。奥氏体不锈钢焊缝中的凝固裂纹总是沿凝固晶界形成。
从图5和图6中凝固晶界的SEM形貌可以看出，在被腐蚀的凝固晶界的狭长缝隙中存在析出相。由于凝固时溶质的再分布，凝固晶界容易发生铌、碳和氮等元素的聚集而析出铌相。
铌、碳含量对Nb(C,N)相的影响
热力学理论计算
图7为1#、2#熔敷金属合金系平衡条件下的析出相种类和数量，平衡条件下可能产生的相为γ、Nb(C,N)、Cr2N、M23C6、FeCr和α。可见，两种熔敷金属成分的合金系中，Nb(C,N)相的析出情况基本相同，包括其析出温度、最大析出量时的温度和最终析出量。从两种合金系的成分上看，两者的主要差别在于铜含量，而Nb(C,N)相的最终析出量均为0.73％左右。可见，在平衡条件下，铜对Nb(C,N)相的析出几乎没有影响。
根据Thermo-calc的计算结果，3#熔敷金属合金系平衡条件下可能产生的析出相种类与1#、2#熔敷金属相同。与1#、2#熔敷金属合金系相比，3#熔敷金属的碳、铌含量较低，分别为0.08％和0.28％。从图8中Nb(C,N)相的析出曲线来看，其最大析出量温度高于1#、2#熔敷金属，可见，当碳、铌含量较低时，随着温度的降低，Nb(C,N)相的析出驱动力明显降低。
定量相分析
2#、3#熔敷金属中的析出相均为Nb(C,N)，如图9中XRD结果所示。Nb(C,N)为面心立方结构，其晶格常数为0.439～0.444nm。定量相分析结果表明，2#熔敷金属中进入铌相的铌含量为0.365％，钼为0.017％，而铁、铬和镍元素为痕量。由于钼与铌可以无限互溶，一般来说，Nb(C,N)中会固溶一定量的钼元素。钼元素可增大铌在基体中的固溶度，使铌相沉淀析出的TTP曲线的鼻子点温度明显降低。相分析结果表明，与合金系平衡条件下的析出相种类和数量不同，熔敷金属中的相仅有γ和Nb(C,N)，这主要是由熔池冷却的非平衡过程所决定的，但也可能与相分析的精度有关。
奥氏体不锈钢中铜的含量一般在1～4％范围内，在此含量范围内，铜对钢的组织没有明显影响。铜既不是铌相形成元素，与铌也不发生互溶，可忽略铜对铌相析出的影响。由于1#、2#熔敷金属的成分中仅铜含量存在差别，因此，认为1#熔敷金属第二相的析出情况与2#熔敷金属一致。
表3.5铌相形成元素在析出相、晶界与奥氏体基体中的分布(质量分数，％)
由于熔敷金属中铌相的铌、钼元素的含量分别为0.365％和0.017％，则固溶于晶界与奥氏体晶内的铌元素和钼元素含量分别为0.235％和0.853％。根据Thermo-calc的计算结果，认为Nb(C,N)中各元素的质量比约为Nb:N:C＝26:4:1，可知，铌相中的氮元素和碳元素含量分别为0.056％和0.014％，则固溶于晶界与奥氏体晶内的氮元素和碳元素含量分别为0.064％和0.085％。对3#熔敷金属采用以上相同的计算方法，其Nb(C,N)中各元素的质量比约为Nb:N:C＝59:11:1，则2#、3#熔敷金属中铌、氮、碳和钼元素的分布情况见表3.5。
可见，由于铌含量和碳含量的不同，2#、3#熔敷金属中Nb(C,N)相的含量相差较大，2#熔敷金属铌相的析出量约为3#熔敷金属的2.2倍，固溶于奥氏体晶内和凝固亚晶界的铌含量也不同。相对应的，两种熔敷金属的铌相所消耗的氮含量和碳含量也存在较大差异，3#熔敷金属消耗的氮含量为0.031％，而所消耗的碳含量仅有0.0028％。2#、3#熔敷金属的Nb/(C+N) 质量比分别为2.73和1.33(二者比值为2.05)，根据相分析结果可知，2#、3#熔敷金属中铌的消耗量均为60％左右，即铌的最终消绝对耗量分别为0.365％和0.167％(二者比值为2.19)。可见，随着Nb/(C+N)比的增大，铌的消耗量也随之增大，而且消耗量存在与Nb/(C+N)值之比近似的倍数关系。从Nb(C,N)相的析出曲线可以看出，温度在700℃以下时，仍会有一定量的Nb(C,N)产生。在熔敷金属的高温持久过程中，固溶的碳、氮和铌元素会以Nb(C,N)、M23C6或其它铌相的形式析出，因此，晶界与基体中固溶的碳、氮和铌元素含量会继续降低。
熔敷金属的力学性能
三种熔敷金属的室温和高温650℃拉伸试验结果如下图10所示。在室温下，3#熔敷金属试样断面收缩率较高，塑性满足要求且有较大的裕量。虽然三种熔敷金属的屈服强度有所差别，但强度较低的3#熔敷金属仍满足最低性能要求。从冲击功上看，3#熔敷金属的冲击韧性最高，其冲击功为131J，1#、2#熔敷金属的冲击值分别为95J和109J。综合比较发现，3#熔敷金属的室温力学性能优于其它两种熔敷金属。在650℃高温下对三种熔敷金属进行短时拉伸发现，虽然三种熔敷金属的各项性能指标均有所降低，但3#熔敷金属的塑性仍为最佳。
现将熔敷金属中固溶元素的含量代入(1)式，可得：
Rp0.2(1#)＝222.3+7.08d-1/2
Rp0.2(2#)＝222.5+7.08d-1/2
Rp0.2(3#)＝212.3+7.08d-1/2
由表3.2熔敷金属的化学成分可知，1#、2#熔敷金属中固溶合金元素的含量差别很小，仅在铜含量上稍有差别。利用表3.5的数据进行计算，结果表明合金元素的固溶对两者屈服强度的贡献差别很小，分别为222.3MPa和222.5MPa左右；而固溶强化对3#熔敷金属的贡献为212.3MPa。因此，其它强化方式对1#、2#和3#熔敷金属屈服强度的贡献分别为363MPa、398MPa和298MPa。
从熔敷金属的显微组织可知，除合金元素的固溶强化外，其屈服强度还取决于凝固亚晶界和凝固晶界的强度，以及晶界上分布的铌相。拉伸试验结果表明，2#熔敷金属的屈服强度比1#高35MPa。由于二者铌相的总量相同，而铌相的分布与凝固亚晶界和凝固晶界密切相关，因此，可以推断，铌相的尺寸，尤其是大尺寸铌相的比例，以及凝固亚晶界和凝固晶界的面积是导致2#熔敷金属屈服强度较高的主要原因。3#熔敷金属的屈服强度最低，其铌相数量少且尺寸较小，因此，铌相所占据的晶界面积相对较小。由此可以推断，1#、2#熔敷金属较高的屈服强度主要来自于铌相的第二相强化作用。
对三种熔敷金属冲击断口的形貌进行观察，如图11所示，三种熔敷金属呈现出铸态组织断口的典型形貌。可见，裂纹的扩展路径沿着熔敷金属的柱状晶晶界方向，晶界是其薄弱环节，这与晶界上大量分布的粗大铌相有关。三种熔敷金属断口的微观形貌有所不同，3#熔敷金属断口的韧窝比例较高，韧窝边缘可见明显的撕裂棱，断裂过程中表现出良好的塑性，这与冲击试验结果相吻合。
1#、2#熔敷金属中的铌相的数量较多且尺寸较大，由于其韧性比基体和晶界差，难以容纳塑性变形，明显降低了单位面积微裂纹所消耗的塑性功，因而很容易与晶界解聚形成微裂纹并通过微孔聚合长大机制促使裂纹扩展。然而，3#熔敷金属晶界上铌相的数量较少，且铌相较为圆滑，因此，裂纹的扩展需要消耗更多的能量。
结论
1、由于熔敷金属的相Creq和Nieq组分点位于全奥氏体区，三种熔敷金属均为全奥氏体凝固模式，与相组分图相的预测结果相吻合。受凝固过程中偏析的影响，凝固亚晶界上各元素的含量均高于奥氏体晶内，故铌相大多数分布在凝固亚晶界上，尺寸可达10μm以上。铌含量0.28％的熔敷金属因其铌、碳含量较低，铌相数量和尺寸均明显小于其余两种熔敷金属。铌相的面扫分析结果表明碳、铌和钼元素发生了明显的偏聚，但氮元素偏聚并不明显。凝固晶界的耐蚀性低于奥氏体晶内和凝固亚晶界，其腐蚀形貌为狭长的缝隙，且凝固晶界中分布有一定量的铌相。
2、与Thermo-calc的计算结果不同，偏离平衡态的熔敷金属中的相主要为γ和Nb(C,N)，铌含量为0.6％左右的熔敷金属中铌相的含量均为0.452％左右，铌含量为0.28％的熔敷金属中铌相的含量约为0.207％。从理论计算以及相分析结果可知，铌相对碳、氮元素的消耗很少，大部分的碳、氮元素固溶于基体。
3、由于析出相驱动力的差异，在氮含量一定的情况下，铌含量为0.6％左右的熔敷金属中Nb(C,N)相的含量约为含铌0.28％熔敷金属的2.2倍。由相分析的定量结果可知，熔敷金属中铌元素的消耗量均在60％左右，随着Nb/(C+N)比的增大，铌的消耗量也随之增大，而且消耗量存在与Nb/(C+N)值之比近似的倍数关系。
4、铌含量0.28％的熔敷金属的铌相数量较少、尺寸较小，铌相的第二相强化效果较弱导致其屈服强度低于铌含量0.6％左右的熔敷金属；铌相数量少、尺寸较小有利于熔敷金属的室温冲击韧性。
熔敷金属在高温持久应力下的组织转变
Super304H奥氏体耐热钢在持久高温条件下长期服役，因此，高温持久性能良好的焊缝对于得到满足最终使用条件的焊接接头至关重要。为单独考察焊缝金属的高温持久性能，选择综合性能优良的熔敷金属进行高温持久拉伸试验。根据母材的持久数据及其实际服役条件，拟定合理的持久拉伸参数，以获得熔敷金属在持久应力条件下的断裂时间。研究高温持久后熔敷金属的微观组织变化，探讨持久应力和持久温度对熔敷金属显微组织及性能的影响机理。
高温持久参数的确定
一般来说，Super304H钢管的工作温度为650℃。根据A.Iseda等提供的Super304H钢管的蠕变断裂数据，可知母材在200MPa下的断裂时间约为几千小时。综合考虑试验效果和试验成本，对熔敷金属的高温持久试验选取200MPa作为持久应力，考察其在650℃温度下的持久性能。
试验材料与方法
高温持久拉伸试验按照GB/T 2039-1997进行，试验温度为650℃，试验应力为200MPa。使用硫酸铜盐酸水溶液对高温持久拉伸试样进行腐蚀，用Leica MEF4M光学显微镜观察其显微组织。借助日立S-4300型冷场发射扫描电子显微镜及其附带EDS对显微组织进行分析。采用X Pert Pro型X射线衍射仪(管电压为40kV，管电流为40mA，Cu Kα辐射)确定熔敷金属中析出相的种类。
高温持久后的显微组织
凝固亚晶界与铌相
熔敷金属在持久应力为200MPa、持久时间8960h后的显微组织如图12所示。可见，位于凝固亚晶界不同截面上的铌相发生了不同程度的溶解。焊态熔敷金属中不规则形状铌相的部分位置发生了溶解，尤其是析出相的棱角部分。在高温和应力的双重作用下，铌相的形状变得圆整，多呈链状、条状或块状，而尺寸变化不大且没有明显的粗化。可见，熔敷金属中的锰含量添加较为合理，并没有导致铌相的显著长大。
凝固晶界
经过高温持久拉伸后，熔敷金属的凝固晶界呈现出如图14的组织形貌，从凝固晶界的SEM形貌可见，其多呈链状或环状分布。在高温持久过程中，链状的不连续位置可能是由于耐蚀性下降，在腐蚀过程中易被腐蚀液侵蚀而留下的形貌。
与凝固亚晶界不同，凝固晶界存在铬元素的偏聚，能谱分析发现，此处铬含量达40％。此外，还发现了钼元素在凝固晶界的偏聚。铌相与凝固晶界在扫描电镜下难以区分，从铌元素的分布方可辨认铌相与凝固晶界的相对位置。
此外，由于持久拉伸试样的夹持端与平行端的截面积不同，因此，其实际持久拉伸应力也不相同。夹持端受力的有效直径为8mm，平行端受力的有效直径为5mm，两段的实际受力大小可由其面积比得出。平行端受力为200MPa，夹持端的受力为78MPa。对持久应力为78MPa、温度为650℃的夹持端进行观察可知，其凝固亚晶界与铌相，以及凝固晶界等显微组织形貌与持久应力为200MPa的平行端的十分接近，并不存在明显的差异。可见，在相同的持久温度和持久时间下，受不同持久应力的熔敷金属显微组织表现出相似的变化趋势。
第二相的析出
根据对熔敷金属合金系的Thermo-calc计算结果，在平衡状态下，该合金系还可能会产生α相和M23C6相。γ相和α相的质量分数—温度析出曲线表明，随着温度降低到570℃以下，部分γ相将会转变为α相，γ相在600～500℃的减少量以及α相的增量较为吻合也说明了这一点，如图8所示。根据焊态熔敷金属的相分析结果，M23C6和α相在熔池的快速冷却下并未析出，但两者的析出曲线表明，高温持久过程位于相析出温度区间，因此，两相均存在析出的可能性。
持久应力为200MPa的熔敷金属中析出相主要为Nb(C,N)、M23C6和NbCrN，如图16(2)所示，这与熔敷金属合金系平衡态下析出相种类的计算结果以及Super304H钢持久后的析出相种类基本吻合。然而，持久应力为78MPa的熔敷金属中还有一定量的α相析出。焊态和高温持久后熔敷金属奥氏体基体的硬度几乎没有差别，说明高温持久过程中奥氏体晶内析出相的沉淀强化效果与固溶强化损失达到平衡，同时也说明熔敷金属的高温强度具有较高的稳定性。受持久拉伸试样尺寸的限制，未能得到较为精确的析出相定量分析结果。
M23C6相
M23C6的析出受时间和温度的控制，主要取决于碳的扩散与在较高温度下母材中不断增加的碳的溶解度。对Super304H钢焊缝在650℃下时效500h后，发现M23C6在晶界和晶内析出。在高温下，熔敷金属中的碳在奥氏体基体中的扩散增强，同时由于外加持久应力在熔敷金属中产生弹性应力梯度，同样也会促进碳原子向奥氏体面心立方点阵的伸长部分迁移，进一步促进碳的扩散。此外，晶界上的扩散激活能仅相当于基体中扩散激活能的2/3，因此，碳在晶界上的扩散将会进一步加剧。
铬含量在凝固亚晶界与奥氏体基体中的差别可以看出，晶界将是M23C6的优先析出位置，随着铬元素浓度梯度的增大，晶内将发生一定程度的贫铬。高温持久拉伸后，M23C6在熔敷金属中的析出恰好解释了显微组织出现不同腐蚀形貌的原因，尤其是凝固亚晶界与铌相的界面形貌。一般来说，晶界呈胞状分布的M23C6起阻碍晶界滑动的作用，可提高持久强度，而晶界链状的M23C6将会导致脆化。此外，M23C6在晶内析出有利于改善蠕变强度，尽管钼可稳定M23C6，但它仍比MX或Z相易于粗化。以部分硼元素替代碳有助于稳定晶界和晶内的M23C6，而且可以提高晶界M23C6碳化物的密度，降低其粗化倾向，从而有利于改善蠕变性能。因此，如果在焊缝中添加适量的硼来替代碳，可以有效抑制M23C6的长大，可在一定程度上提高焊缝的持久强度，弥补粗大铌相造成的持久强度不足。
NbCrN相
经过高温持久拉伸试验后，熔敷金属中出现NbCrN(Z相)，具有四方结构。NbCrN通常在氮含量大于0.06％的347钢中形成，但当氮含量较低时其为次生相，在氮含量较高时，可以在很宽的温度范围内形成NbCrN相。与Nb(C,N)一样，该析出相十分稳定，在铌、氮含量分别为0.3％和0.09％的18％Cr-12％Ni钢中，经过1027℃固溶处理1h后其仍未发生溶解。
根据Thermo-calc的计算结果，熔敷金属合金系的析出相中没有NbCrN，可见，NbCrN是在高温持久过程中才出现的，高温持久应力对其析出有促进作用。Super304H钢中NbCrN的TTP曲线表明，650℃温度下该相的析出时间大约为1000h；温度为600℃、持久应力177MPa条件下，NbCrN相在85426.7h后产生，尺寸约为1.2μm，成分为Nb 23.7％，Cr 53.7％，Ni 5.8％，Cu 5.7％，Fe 10.7％。在含氮和铌的18％Cr-12％Ni钢经过800～850℃长期保温可析出NbCrN，相的化学组成为：Nb 44.6％，Cr 22.9％，Mo 3.8％，N 6.4％，Fe 5.1％，Mn 2.2％，C 0.2％。可见，铬、铌元素在NbCrN中的总量超过65％。从NbCrN相的基本成分可以看出，其在熔敷金属中的析出将会消耗大量的铌和铬元素，氮、铬和铌元素相对富集的凝固亚晶界以及铬元素偏聚的凝固晶界，将是该相的优先析出位置。此外，凝固亚晶界处铌相的部分溶解可为该相的形成提供铌元素，因此，可以推断，凝固晶界与铌相的界面处也将会有NbCrN相析出。NbCrN的析出会进一步消耗晶界和奥氏体基体内的铬元素，不利于熔敷金属的整体耐蚀性。然而，由于该相的高温稳定性，它将有利于提高熔敷金属的持久强度。
α相
在持久应力为78MPa的夹持端熔敷金属中，还发现了一定量的α相。熔敷金属合金系的平衡态计算表明，在563℃温度以下，合金系中有一定量的α相生成。可见，该合金系存在生成α相的可能性，该相主要含铁、铬元素，其中铁元素所占的比例在80％以上，而且随着温度的降低，铁元素在α相中比例将会进一步升高。对于文中铬含量接近17％的奥氏体钢焊缝金属，在650℃经过高温持久拉伸后出现α相的现象未见报道。
一般来说，铬含量超过14％的合金在低于550℃温度下时效后，有生成富铁铁素体α和富铬铁素体α′的倾向，而持久拉伸温度并不在此温度区间。从α相的成分组成可以看出，铁元素含量较高时有利于其形成。对不同微区的成分统计分析表明，奥氏体基体中的铁含量高于晶界，碳含量为0.026％，镍含量超过15％。在高温持久过程中，奥氏体晶内可能会析出Nb(C,N)，随着该相的沉淀析出，Nb(C,N)周围相对贫碳、氮元素，强奥氏体化元素含量的降低，将有利于α相的形成。如果铁、铬元素在Nb(C,N)相附近发生聚集，则α相就可能生成。因此，奥氏体基体与晶内Nb(C,N)的界面附近将是α相形核的有利位置。从受不同持久应力的熔敷金属XRD分析结果可知，持久应力为200MPa的熔敷金属中未发现α相，若不考虑相分析试验的精确性带来的干扰，可认为该熔敷金属中的α相是在相同的持久温度和持久时间下，在一定的应力条件下产生的。较高的持久应力会加速元素的扩散，这可能会改变α相的析出动力学。
由于富铁α相自身的耐蚀性较低，当它与铬、镍含量较高的奥氏体一起出现时，将会降低组织的耐蚀性。此外，对于在高温持久条件下工作的Super304H耐热钢焊缝来说，α相的存在将促进σ脆性相的形成，因而必须制高温持久过程中α相的形成。因此，应该适当提高碳、氮等强奥氏体化元素的含量，以充分抑制α相的析出。可见，熔敷金属中碳含量为0.08％时难以抑制α相的出现，但考虑到碳含量的增高会影响其耐蚀性，因此，在不影响Nb(C,N)析出的前提下可适当提高氮的含量。
此外，由于受检测手段的限制，未能在高温持久后的熔敷金属中发现富铜相的存在，铜在熔敷金属中的析出情况有待进一步研究。
相析出对耐蚀性的影响
对持久试样采取与焊态试样相同的电解腐蚀方法进行腐蚀，腐蚀过后，可见高温持久组织中出现大量的坑洞，如图17所示。对照采用化学腐蚀的组织形貌发现，高温持久组织中的坑洞为析出相、凝固亚晶界和凝固晶界脱落后的形貌，且在部分坑洞内可见残留的铌相。可见，与焊态熔敷金属组织相比，持久8960h的组织耐蚀性显著降低。此外，在奥氏体基体中同样可见尺寸较小的坑洞。可以推测，经过高温持久拉伸后，熔敷金属中的析出相、晶界与奥氏体基体的结合强度降低。
由于合金元素在凝固亚晶界和凝固晶界中的富集，Nb(C,N)、NbCrN和M23C6等析出相易于析出，从而消耗了大量的铬元素，导致晶界耐蚀性进一步降低。奥氏体晶内存在的孔洞很可能是Nb(C,N)和α相等析出相的析出位置，析出相在晶内的析出降低了奥氏体组织的均匀性。在腐蚀介质的作用下，析出相与凝固亚晶界、凝固晶界与基体之间的连续性降低，其界面很可能成为裂纹的形核处。在持久应力的作用下，界面处的裂纹将成为薄弱环节而最终导致接头失效。可见，熔敷金属的耐蚀性与持久强度此消彼长，因此，在进行Super304H钢焊缝的合金设计时，必须考虑各种析出相数量和尺寸的影响，在综合耐蚀性和持久强度的前提下确定合理的合金元素含量。
小结
1、高温持久8960h的熔敷金属拉伸试样未断裂，由于晶界处发生贫铬，其凝固亚晶界多数溶解，溶解后的腐蚀形貌为颗粒状，而铌相变得圆整，多呈链状、条状或块状分布。在高温持久应力的作用下，未受焊接二次热循环影响区域的铌相发生了溶解，但铌、钼元素未发生明显扩散。受不同持久应力作用的熔敷金属，呈现出相似的组织形貌，持久应力对组织转变的影响并不明显，温度和时间是影响组织转变的主要因素。
2、由于全奥氏体凝固过程中发生严重偏析，凝固晶界存在铬、钼元素的偏聚，铬含量可达40％。由于凝固晶界铬元素含量相对较高，经过高温持久拉伸后，其耐蚀性变得相对较高，金相腐蚀形貌与铌相难以区分。在高温持久应力的作用下，由于奥氏体晶内发生贫铬现象，耐蚀性显著降低。
3、高温持久后，受不同持久应力的熔敷金属中析出相的种类不同，受持久应力为200MPa的熔敷金属中为Nb(C,N)、M23C6、NbCrN相，持久应力为78MPa的熔敷金属中还析出了一定量的α相。在相同的持久温度和持久时间下，熔敷金属中的α相在一定的应力条件下产生的。M23C6相的析出是造成组织耐蚀性降低，尤其是凝固亚晶界耐蚀性降低的主要原因。由于高温持久后组织的连续性和结合强度显著降低，在与焊态熔敷金属相同的金相腐蚀条件下，组织中出现大量的孔洞且铌相多数脱落。
Super304H钢管焊接接头组织与性能研究
由于受到母材稀释作用的影响，焊丝熔敷金属的成分、基本力学性能和持久强度并不能完全代表焊缝金属。因此，必须进行实际结构的焊接，以全面考察焊缝在拘束条件下的抗裂性、基本力学性能和高温性能，以及焊丝的工艺性能。一般来说，决定焊接接头综合性能的不仅仅是焊缝金属，由于受到焊接热循环的影响，奥氏体耐热钢母材热影响区往往会出现晶粒粗大、晶界液化和析出相的溶解与析出等问题。此外，接头的熔合区通常也是焊接接头的薄弱环节。因此，只有对焊接接头的各个区域进行评价与分析，才能够完成对焊丝性能的综合评价。本章采用性能较好的焊丝对Super304H钢管进行实际焊接，考察焊缝、热影响区及熔合区的组织与性能，并对熔合线附近的晶界液化现象进行了探讨。
试验材料与方法
表5.1 Super304H钢管的化学成分(质量分数，％)
试验用Super304H钢管为1150℃固溶处理态，其主要合金元素的成分见表5.1。钢管外径为50mm，管壁厚度为10mm。采用氯化铜盐酸溶液对母材进行腐蚀，金相组织如下图18所示，可见，母材显微组织为奥氏体和析出相，晶粒细小，在奥氏体晶粒内可见孪晶。对图19母材晶界和晶内的析出相进行能谱分析发现，晶界粗大析出相的主要成分为碳、氮和铌，铌元素的含量高达99.74％，可知析出相为Nb(C,N)。与熔敷金属中和母材晶界处的铌相不同，晶内的铌相为圆形颗粒状，尺寸较小。a、b两处的铌相分别位于晶界附近和晶内孪晶。由于晶内铌相为均匀沉淀析出，其形状近似为球形，且与奥氏体基体存在共格或半共格位向关系。
熔敷金属的冲击、拉伸以及高温持久试验结果表明，3#焊丝熔敷金属的综合性能较好，因此，选择3#焊丝对钢管进行焊接。管接头的焊制采用手工TIG焊。分别根据GB/T 2650-2008《焊接接头冲击试验方法》和GB/T 2651-2008《焊接接头拉伸试验方法》对管接头进行取样，冲击试样规格为7.5mm×10mm×55mm，V型缺口位置分别取在焊缝中心、熔合线和熔合线外2mm处。
钢管接头的焊接
Super304H钢管的焊接过程中，必须采取合理的工艺措施避免焊接热裂纹的出现。由于热裂纹是力学因素和冶金因素两者相互作用形成的，因此，在正确选择焊接材料和进行结构设计的前提下，必须采用合理的焊接工艺参数进行焊接。在焊接过程中，任何扩大熔池液相存在范围的焊接工艺都会增大焊缝的热裂敏感性。
多层焊时，受二次热循环影响的焊缝会发生再结晶而产生粗大晶粒，硅、锰和铌等元素将会在晶界富集，从而在再结晶形成的晶界上产生低熔点相，增大焊缝产生液化裂纹的倾向。熔敷金属中的铌含量为0.28％，而且母材的铌含量更高，因而焊缝中的铌含量将进一步增加，因此，应特别注意焊接时焊缝的液化裂纹倾向。此外，晶界偏析导致的低熔点相可能会导致母材热影响区液化裂纹的产生。对于347型奥氏体耐热钢来说，避免母材热影响区出现液化裂纹的最低铬镍当量比为1.6。含铌的Super304H钢与347型钢类似，其铬镍当量比1.3，可认为具有一定的液化裂纹倾向。因此，需严格控制焊接热输入，对Super304H钢管的焊接热输入应控制在14kJ/cm以下。钢管坡口角度为单边35°，钝边1mm，根部间隙为3.2mm。管接头的焊接工艺见下表5.2。
表5.2管接头焊接工艺参数
焊缝的化学成分
对管接头焊缝金属进行成分分析，分析结果见表5.3。可见，焊缝中硅、锰含量略有降低，其它各元素的含量与熔敷金属的差异不大，说明母材的稀释率较低，而且保护效果良好。
表5.2焊缝金属的化学成分(质量分数，％)
焊接接头的显微组织
凝固亚晶界和铌相
未受二次热循环影响的焊缝组织形貌如图20所示，可见，焊缝组织与熔敷金属的显微组织类似，均为奥氏体和析出相，且析出相的数量、大小、形态和分布等也十分相近。因此，可以推断，焊缝与熔敷金属的性能区别不大。
受到焊接二次热循环影响的焊缝凝固亚晶界和铌相，与未受热循环影响的焊缝组织形貌不尽相同，如图21所示。可见，焊缝受到二次热循环后凝固亚晶界发生了明显的变化，与未受二次热循环的凝固亚晶界相比，其与奥氏体之间的界面变得不再清晰。可知，在后续焊道的热影响下，局部区域的凝固亚晶界发生一定程度的溶解，铌相直接以奥氏体为背景分布在溶解的晶界处，由于凝固亚晶界中的元素发生了扩散，其与奥氏体基体的耐蚀性相差不大。
从图20未受二次热循环影响的铌相形貌可以看出，长条状的铌相在凝固晶界的纵截面上沿晶界的长度方向排列。部分区域的凝固亚晶界在焊接二次热循环的影响下几乎已经完全溶解，如图21所示。由此可知，该区域处于二次热循环的高温区段，凝固亚晶界中的元素扩散强烈，成分与奥氏体晶内接近，即凝固亚晶界“奥氏体化”。然而，晶界上的铌相未见溶解，尺寸较大且呈长条状分布，与未受二次热循环影响的焊缝中的铌相形状相似。一般来说，在多道焊高于1300℃的区域，铌相将会发生溶解，而奥氏体不锈钢热影响区的最高温度超过1400℃。由于奥氏体耐热钢的热导率较低，在热影响区的冷却过程中，发生溶解的铌相可能会重新析出。
迁移晶界
凝固晶界是成分上的一种特殊组分，由于其晶格构造的特殊性，也是晶体学上的一种特殊组分。在焊缝的某些位置，凝固晶界的晶体学特殊组分可以离开其特殊组分发生迁移，这种迁移后带有原凝固晶界大角度位相差的新晶界称为迁移晶界(MGB)。在Suer304H钢焊缝的局部区域发现迁移晶界的存在，如图22(2)箭头所指的位置，可见其与凝固晶界的形貌不同，如图22(1)所示。迁移晶界穿过凝固亚晶的中心，此处迁移晶界的实际迁移距离在5～15μm。
与一般合金中晶粒边界的平直化类似，迁移晶界发生迁移的驱动力是降低弯曲晶界的能量。原始凝固晶界是由不同取向的树枝晶束和胞状晶束相交而成，多呈曲折状。在晶体学上，平直的晶界可降低其能量，因此，凝固晶界平直化形成新晶界。因为迁移晶界仍带有凝固晶界原有的周围晶粒的取向差，所以仍是一种大角度晶界。凝固晶界和迁移晶界处容易形成位错网络，因而迁移晶界与奥氏体基体的界面将是Nb(C,N)等析出相的有利形核位置。
一般来说，迁移晶界的化学成分因其所在位置的不同而存在差异，取决于迁移晶界停留位置的化学成分。化学成分有利的形核位置，加上迁移晶界所带来的位错网络，将会影响某些第二相的析出动力学。焊缝中凝固晶界的迁移距离通常为5～10μm，图22中迁移晶界部分区段的迁移距离超过10μm，这可能是由于焊道受二次热循环的影响，平直化的晶界发生了进一步迁移的缘故。
热影响区
从图23可以看出，热影响区粗晶区的宽度约为700μm，在焊接热循环的影响下，热影响区的晶粒发生长大。Super304H钢管为固溶处理态，在控制焊接热输入的情况下，晶粒的长大程度有限。此外，晶界存在的铌相也可有效抑制晶粒的长大。为保证母材的抗高温蒸汽氧化能力和耐腐蚀能力，一般要求其晶粒在7级以上。由于热影响区晶粒发生长大(4～5级)，该区域的耐蚀性将会降低。
在距离熔合线较近的位置a处，可见发生部分脱落的铌相。由于其处在更高的温度区间，晶粒长大的驱动力高于析出相对晶界的阻力，晶界发生迁移导致晶粒长大，因此，从图23可以看出，与晶内铌相的圆滑形貌不同，该处呈不规则形状的铌相位于奥氏体晶粒内部。此外，更靠近熔合线的铌相可能会发生溶解，在溶解的过程中，随着铌相尺寸的减小，其对晶界的钉扎作用将明显减弱。如果位于晶界的形状不规则析出相发生了溶解，而同时晶界发生了迁移，那么此时“迁移”到奥氏体晶内发生溶解的铌相的再析出环境发生了变化。因此，可以推断，由于为均匀形核析出，铌相再析出时的尺寸较小，形状更为圆整化。晶界上发生溶解的粗大铌相发生“迁移”后的细化有利于提高持久强度和热影响区的冲击韧性，但失去了高温持久过程中对晶界的钉扎作用。
此外，在晶界迁移的过程中，溶解的铌相也可能会随移动的晶界沉淀析出，在移动晶界上形成的析出相多呈点列状分布，如图23中b处所示，能谱证实该析出相为铌相。铌相在晶界的点列状分布将对热影响区的冲击性能不利，但在高温持久过程中可对晶界产生钉扎作用。
晶界液化
从图24金相组织可以看出，在热影响区紧靠熔合线的位置，沿着奥氏体晶粒边界出现黑色物质，从其扫描形貌可知黑色物质为金相腐蚀留下的孔洞，这是热影响区晶界液化的结果。在热影响区的粗晶区，由于受到焊接热循环的影响，沿着奥氏体晶界也发生了局部的液化，这是由杂质元素的偏析而导致晶界熔点降低造成的。由于热影响区晶粒长大，晶界面积减小，杂质元素在长大的晶界上重新富集，即单位面积晶界上的杂质元素含量升高。对于晶界的液化，硫比磷更有害，而且铌相的存在也会增大晶界的液化倾向。热影响区的晶界液化可通过控制母材的成分来控制，对于无法形成晶界铁素体的奥氏体耐热钢来说，要通过限制杂质含量来减少晶界的液化。然而，对于给定奥氏体耐热钢，必须限制热输入以最大限度地限制晶粒的长大。
从图24液化晶界的SEM形貌可以看出，紧贴熔合线部位的孔洞较大较深，随着与熔合线距离的增加，腐蚀孔洞逐渐变小变浅。可见，受焊接热循环越严重的区域，晶界的液化就越明显，这与粗晶区晶粒长大程度不同有关。在局部区域可见发生部分溶解的铌相(a处)，对b处进行能谱分析，该位置的铌含量较高，可知发生溶解的部分铌相在焊接冷却过程中没有重新析出。在距离熔合线更近的区域，溶解的铌相理论上可以重新析出，但由于晶粒的长大导致铌相周围杂质元素的含量升高，铌相的析出环境发生了改变。在进行金相腐蚀的过程中，铌相与耐蚀性更低的富杂质元素晶界一起脱落，因此，熔合线附近出现了大量的孔洞。此外，铌相与奥氏体基体的热膨胀系数差别较大，在焊接应力的作用下，铌相与基体不能同步膨胀和收缩，这也会导致其界面结合强度下降而在腐蚀中发生脱落。
可见，当焊接热输入为14kJ/cm时仍无法避免晶界的液化。因此，在进行Super304H钢的焊接时，在保证焊缝成形的前提下，应尽量减小焊接热输入，以降低热影响区晶粒的长大程度。此外，应降低焊接接头的拘束度，防止局部应力与液化晶界共同作用。
接头的力学性能
对焊接接头进行室温拉伸和冲击试验，试验结果见表5.3。接头拉伸试样在焊缝位置断裂，与固溶态的母材相比，焊缝的铸态组织以及分布在晶界的大尺寸铌相使得焊缝强度成为整个接头的薄弱环节。从冲击结果同样可以看出，焊缝的冲击功最低，而熔合线与热影响区的冲击功均高于焊缝。
表5.3焊接接头室温拉伸和冲击试验结果
由冲击试验结果可知，焊缝的冲击功为100J，根据不同规格冲击试样之间冲击功的换算关系可知，标准焊缝冲击试样的冲击功可达到133J左右。可见，焊缝的韧性与熔敷金属的韧性差别很小。综上所述，从焊缝的成分、组织及力学性能可以看出，熔敷金属的性能与焊缝相近，可以推断，焊缝金属同样具有优良的高温持久性能。然而，热影响区及熔合区的性能也将决定焊接接头的最终性能，因此，必须对焊接接头整体进行高温持久和耐蚀性等试验，才能完成对焊丝及焊接工艺的最终评定。
小结
1、采用铌含量为0.28％的焊丝对Super304H固溶态钢管进行焊接，考虑母材对热裂纹的敏感性，当焊接热输入控制在14kJ/cm以下时得到成形良好的焊接接头。由于焊缝的成分与其熔敷金属相近，焊缝同样为全奥氏体组织，其析出相的数量、分布、形状和尺寸与其熔敷金属相似。
2、由于铌相稳定性高，受到焊接二次热循环影响的焊缝区域，凝固亚晶界发生了一定程度的溶解，但分布其上的铌相并没有完全溶解。为降低弯曲凝固晶界的能量，可在部分区域观察到晶界发生平直化的迁移晶界，迁移晶界穿过凝固亚晶的中心。在多道焊热循环的影响下，凝固晶界的实际迁移距离在5～15μm范围内。
3、热影响区粗晶区的宽度约为700μm，由于母材为固溶态组织，在14kJ/cm的热输入下其晶粒粗化并不严重。热影响区的部分区域可见呈点列状分布的铌相，该种铌相对热影响区的晶界具有钉扎作用。由于晶粒长大导致杂质元素的富集，受焊接二次热循环影响的紧靠熔合线的区域的晶界发生液化现象。
4、焊接接头室温屈服强度可达308MPa，拉伸试样断面收缩率为40％，满足接头拉伸性能的最低要求，并有一定的裕量。由于焊接热输入相同且焊缝的化学成分与其熔敷金属相近，因而焊缝的冲击韧性与其熔敷金属的十分接近。热影响区和熔合线冲击韧性较高。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，并不用于限制本发明，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明技术原理的前提下，还可以做出若干改进和变型，这些改进和变型也应视为本发明的保护范围。
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