2. 清华大学 机械工程系, 先进成形制造教育部重点实验室, 北京 100084
2. Key Laboratory for Advanced Materials Processing Technology of Ministry of Education, Department of Mechanical Engineering, Tsinghua University, Beijing 100084, China
使用镍基焊材连接马氏体耐热钢和镍基合金形成的异种金属焊接接头(dissimilar metal welds，DMWs) 在高超超临界火电机组中有着广泛的应用[1-2]。在服役过程中，DMWs最常见的失效模式为沿马氏体耐热钢和镍基焊缝金属界面断裂[3-4]。同时，DMWs沿界面失效属于脆性断裂，失效前接头无明显塑性变形，失效具有突发性，导致机组非正常停机，给电站造成的经济损失每天高达85万美元[5]。Dupont[4]的研究表明，在马氏体耐热钢和镍基焊缝的界面附近存在一个极窄的成分过渡区域，宽度为50~100 μm。该区域内较大的成分梯度会导致接头在服役过程中在界面附近形成诸如Ⅰ型碳化物[6-7]和高镍马氏体[8-9]等特殊的微观组织。此外，界面两侧材料的抗氧化性[10]、热膨胀系数[11]和蠕变强度等差异也是DMWs沿界面失效的重要因素。因此界面失效的根本原因为界面附近存在较大的化学成分梯度。
为提高接头寿命，可通过制造梯度过渡接头(graded transition joint，GTJ)将马氏体耐热钢和镍基焊缝之间的化学成分梯度降低，消除常规接头中具有较大化学成分梯度的界面，进而避免DMWs沿界面的早期失效，达到延长接头蠕变寿命的目的[12]。GTJ的基本结构包括两端的母材和中间的过渡材料，中间过渡材料的长度在20 mm以内，远大于常规DMWs中的界面层宽度，过渡材料两端的化学成分分别与连接的母材成分一致[13]。
本研究首先使用双丝电弧增材制造方法[14-16]制造了中间过渡材料，然后使用与母材化学成分相近的焊缝金属分别将过渡材料的两侧与对应的母材相连接, 制造出GTJ，最后对GTJ的微观组织和硬度进行了详细的表征，以初步检验此种GTJ对降低界面化学成分梯度的有效性，并获得接头过渡方向上的微观组织与硬度分布特点。
1 试验材料与方法 1.1 试验材料GTJ两端的母材分别为COST E马氏体耐热钢(简称COST E母材)和617B镍基合金(简称617B母材)，受材料限制，2种母材的试板尺寸不同，前者为45 mm×90 mm×7 mm，后者为90 mm×90 mm×7 mm。制造中间过渡材料及连接两端母材所用焊丝包括9%铬(Cr)马氏体钢焊丝(牌号：JW-ER62-B9[17]，简称9%Cr焊丝)和617镍基合金焊丝(牌号：Thermanit 617，简称617焊丝)。母材和焊丝的化学成分如表 1所示。
| 质量分数，w% | |||||||||||||||||||||||||||||
| 材料 | Ni | Cr | Fe | Mo | Co | Al | Ti | B | C | ||||||||||||||||||||
| 617B母材 | 其余 | 22.380 0 | 0.330 0 | 9.020 0 | 12.050 0 | 1.030 0 | 0.440 0 | 0.004 5 | 0.052 0 | ||||||||||||||||||||
| COST E母材 | 0.730 0 | 10.390 0 | 其余 | 1.040 0 | — | 0.004 0 | — | — | 0.110 0 | ||||||||||||||||||||
| 617焊丝 | 其余 | 21.000 0 | 1.000 0 | 9.000 0 | 11.000 0 | 1.200 0 | 0.500 0 | — | <0.080 0 | ||||||||||||||||||||
| 9%Cr焊丝 | 0.530 0 | 8.870 0 | — | 0.960 0 | — | 0.010 0 | — | — | 0.090 0 | ||||||||||||||||||||
| 材料 | Nb | Si | Mn | S | P | Cu | W | N | V | ||||||||||||||||||||
| 617B母材 | 0.030 0 | 0.040 0 | 0.010 0 | 0.001 0 | 0.001 0 | 0.005 0 | — | 0.004 0 | — | ||||||||||||||||||||
| COST E母材 | 0.050 0 | 0.060 0 | 0.450 0 | 0.001 0 | 0.008 0 | — | 1.000 0 | 0.055 0 | 0.180 0 | ||||||||||||||||||||
| 617焊丝 | — | 0.700 0 | <0.500 0 | — | — | <0.010 0 | — | — | — | ||||||||||||||||||||
| 9%Cr焊丝 | 0.075 0 | 0.230 0 | 0.550 0 | 0.003 0 | 0.008 0 | 0.020 0 | — | — | 0.220 0 | ||||||||||||||||||||
1.2 梯度过渡接头的制造
制造GTJ的设备如图 1所示，该设备由机器人本体、钨极惰性气体保护焊(tungsten inert gas welding，TIG)、焊接电源和双丝送丝机构组成，保护气体为氩气(Ar)。焊接电流范围设定为160~180 A，电压设定为15 V，焊接速率设为9 m/s，氩气流量设为8 L/min。
|
| 图 1 制造GTJ的设备 |
在COST E基板上采用单道多层焊的方式堆敷过渡材料。为防止后续将过渡材料从基板上切割取下时过渡材料受到破坏以及将其与母材连接时焊缝稀释过渡层材料，过渡材料的初始前5层和末端最后5层分别只使用9%Cr焊丝(直径1.15 mm)和617焊丝(直径0.95 mm)堆焊，在堆焊过渡区域逐渐改变2种焊丝的送丝速度，从而实现从9%Cr焊丝的化学成分平缓过渡到617焊丝的化学成分。为避免熔覆金属在焊道端部堆积或塌陷，每焊完一道后沿相反方向焊接下一道，如图 2a所示。过渡区域的稀释率逐渐增大，过渡材料每一层对应的2种焊丝送丝速率及稀释率如表 2所示，需要注意的是，此处稀释率D的定义为每一层中镍基焊缝金属质量在本层熔覆金属中的占比，可表示为
| $D=\frac{v_{617} \cdot d_{617}^2 \cdot \rho_{617}}{v_{617} \cdot d_{617}^2 \cdot \rho_{617}+v_{9 \mathrm{Cr}} \cdot d_{9 \mathrm{Cr}}^2 \cdot \rho_{9 \mathrm{Cr}}} \times 100 \% . $ | (1) |
|
| 图 2 GTJ制造过程示意图 |
| 层数 | 送丝速率/(cm·min-1) | 稀释率 | ||
| 9%Cr焊丝 | 617焊丝 | % | ||
| 1 | 200.0 | 0 | 0 | |
| 2 | 180.0 | 30.0 | 11 | |
| 3 | 175.0 | 37.5 | 14 | |
| 4 | 170.0 | 45.0 | 17 | |
| 5 | 165.0 | 52.5 | 20 | |
| 6 | 160.0 | 60.0 | 23 | |
| 7 | 155.0 | 67.5 | 25 | |
| 8 | 150.0 | 75.0 | 28 | |
| 9 | 130.0 | 105.0 | 39 | |
| 10 | 110.0 | 135.0 | 49 | |
| 11 | 90.0 | 165.0 | 59 | |
| 12 | 70.0 | 195.0 | 68 | |
| 13 | 50.0 | 225.0 | 78 | |
| 14 | 30.0 | 255.0 | 87 | |
| 15 | 10.0 | 285.0 | 96 | |
| 16 | 0 | 285.0 | 100 | |
其中：v617和v9Cr分别表示617和9%Cr焊丝的送丝速率; d617和d9Cr分别表示617和9%Cr焊丝的直径; ρ617和ρ9Cr分别表示617和9%Cr焊丝的密度，取ρ617=8.9 g/cm3，ρ9Cr=7.8 g/cm3。
过渡材料制造完成后，在距离COST E基板表面2 mm处将其切下，分别使用9%Cr焊丝和617焊丝填充过渡材料的上、下两端与COST E母材和617B母材之间的V型坡口，坡口角度为30°，完成GTJ的制造。随后从制造的GTJ中取样进行微观组织表征及硬度测试，所取试样包含两侧母材、焊缝和中间过渡材料。GTJ全貌和分析取样位置如图 2b所示。
1.3 微观组织表征及硬度测试对试样镶样后，依次使用800目、1 200目、1 500目、2 000目和3 000目的水砂纸进行打磨，随后使用粒度为2.5 μm的金刚石研磨膏抛光。由于GTJ不同区域的化学成分不同，且耐蚀性较大，因此将其分成2个部分进行腐蚀，即：COST E母材、9%Cr焊缝和成分过渡区域的前5 mm用Villela试剂(100 mL乙醇+1 g苦味酸+5 mL盐酸)腐蚀30 s, 以显示其微观组织；成分过渡区域的剩余部分、617焊缝和617B母材使用Kalling试剂(5 g氯化铜+100 mL盐酸(质量分数36%~38%)+100 mL乙醇(质量分数>99.7%))腐蚀10~60 s, 以显示其微观组织。试样制备完成后使用CX14光学显微镜、搭载能量色散X射线光谱仪(energy dispersive X-ray spectroscopy，EDX)的LYRA 3型扫描电镜(scanning electron microscopy，SEM)和能谱仪(energy dispersive spectrometer，EDS)表征接头的微观组织，使用MICROMET 5103型显微硬度计测试接头的显微硬度，使用JXA8230型电子探针(electron probe microanalysis，EPMA)测试GTJ的成分；对机械打磨抛光后的试样使用电解抛光液(65 mL磷酸(质量分数85%)+15 mL硫酸(质量分数95%~98%)+12 mL甘油(质量分数>99%)+3 mL蒸馏水+5 g三氧化铬)电解抛光30 s，电解使用的电流约为1.2 A，电压为6 V，随后使用搭载Nordly Ⅱ型电子背散射衍射(electron back-scattered diffraction，EBSD)探头的TESCAN MIRA 3 LMH型场发射扫描电镜表征接头中的相分布情况。
2 结果与分析 2.1 过渡材料和梯度过渡接头制造完成的过渡材料如图 3a所示，过渡材料每一层的高度约为1 mm，宽度6~8 mm，除两端的单一焊丝成分的堆焊层外，中间的成分过渡区域高约15 mm，在其表面没有发现宏观焊接缺陷。制造完成的GTJ如图 3b所示，为尽可能消除由焊接过程中焊缝收缩导致的接头变形，在GTJ的制造过程中采用了“预变形”的工装方式。从最终的结果来看，接头未发生明显的宏观翘曲，证明此种工装方式是有效的。
|
| 图 3 制造完成的中间过渡材料和GTJ实物图 |
2.2 梯度过渡接头的宏观金相
焊态GTJ横截面的宏观金相如图 4所示，从宏观上看，图中使用白色虚线将GTJ的不同区域分割开，其中(a)为COST E母材，(b)为COST E的临界热影响区(inter-critical heat affected zone, ICHAZ)和细晶热影响区(fine grain heat affected zone，FGHAZ)，(c)为COST E的粗晶热影响区(coarse grain heat affected zone，CGHAZ)，(d)为9%Cr焊缝，(e)(f)和(g)为过渡区域，(h)为617焊缝，(i)为617B的热影响区(heat affected zone，HAZ)，(j)为617B母材；且(b)和(c)区域也合成HAZ。对GTJ的多个横截面进行金相观察，均未发现焊接缺陷。
|
| 图 4 焊态GTJ横截面的宏观金相 |
2.3 化学成分分析
为获得GTJ的化学成分分布，使用EPMA沿图 4中红色虚线每隔250~500 μm测量Fe、Cr和Ni元素的含量。常规DMWs异种金属之间的成分变化发生在宽度不足100 μm的部分混合区，如图 5a所示[18]；而图 5b中，实现了GTJ从COST E马氏体耐热钢到617焊缝过渡区域化学成分的平缓过渡，成分过渡区域的宽度约14 mm，这说明制造GTJ的工艺可显著降低异种金属焊接接头的化学成分梯度。
|
| 图 5 Fe、Cr和Ni元素的质量百分数从COST E到617B的变化 |
2.4 微观组织表征
schaeffler图可用来根据焊缝金属化学成分预测微观组织的类型[19]。本研究在对微观组织进行表征前，首先使用schaeffler图对重点关注区域(即图 4中红点所在的(d)(e)(f)(g)所示区域)的微观组织进行了初步考查。
将每个区域EPMA测试所得的化学成分转化为Cr和Ni的当量，Cr当量eCr和Ni当量eNi的计算公式分别为：
| $e_{\mathrm{Cr}}=w_{\mathrm{Cr}}+w_{\mathrm{Mo}}+1.5 w_{\mathrm{Si}}+0.5 w_{\mathrm{Nb}} , $ | (2) |
| $e_{\mathrm{Ni}}=w_{\mathrm{Ni}}+30 w_{\mathrm{C}}+0.5 w_{\mathrm{Mn}} . $ | (3) |
其中，w表示各元素的质量分数。结合schaeffler图和化学成分预测的GTJ组织类型如图 6所示，图中“A”表示奥氏体，“M”表示马氏体，“F”表示铁素体，可见区域(d)即9%Cr焊缝区域为马氏体，与常规9%Cr马氏体耐热钢的微观组织类型一致，(e)(f)和(g) 3个区域的组织类型分别为马氏体、马氏体与奥氏体的混合组织和奥氏体，其中区域(e)在schaeffler图上所处的位置靠近M和A+M的界线，意味着该区域有可能会出现少量的奥氏体。此外，需要说明的是，由于图 4区域(g)中红点右侧区域的eNi远远超过了schaeffler图中A+M的界线Y轴的最大值，说明这些区域的组织全部为奥氏体(γ镍基组织)，因此并未在schaeffler图中将这些区域呈现出来。
|
| 图 6 结合schaeffler图和化学成分预测的GTJ组织类型 |
使用SEM对焊态GTJ的微观组织进行观察，如图 7所示。GTJ的COST E母材是典型的回火马氏体，其原奥氏体大部分晶粒的尺寸大于100 μm (见图 7a)，原奥氏体晶界和马氏体板条界上有大量的析出相。图 7b为COST E母材的ICHAZ或FGHAZ，其基体为马氏体，且伴随少量的析出相，这些析出相是原始COST E母材中的析出相在焊接热作用下发生部分溶解的剩余部分，且由图可知基体的原奥氏体晶界较难辨认，根据文[20]，COST E焊接接头的ICHAZ或FGHAZ的原奥氏体晶粒尺寸较小，约10 μm。图 7c为COST E母材的CGHAZ，其基体为淬火马氏体，由于此区域经历的焊接温度峰值高于ICHAZ或FGHAZ，因此原始母材中的析出相在焊接过程中全部溶解，冷却后基体中无析出相形成，且相较于ICHAZ和FGHAZ，CGHAZ的奥氏体晶粒在焊接加热过程中粗化明显，冷却后原奥氏体晶粒尺寸也明显大于前两者。9%Cr焊缝的基体同为淬火马氏体(见图 7d)。
过渡区域的前2 mm基体组织同为淬火马氏体(见图 7e)，这是因为该区域617焊丝对9%Cr焊丝的稀释率较低，二者混合后马氏体相变结束温度依旧高于室温，冷却后得到淬火马氏体组织。紧邻该区域的是宽约1 mm的具有网状形貌的区域(见图 7f)，该区域由亮暗相间的两部分组成，其中亮区呈现板条形貌，暗区表面比较平整，从形貌特征上看，该区域由2种组织混合而成，结合schaeffler图和形貌特征，可初步判断亮区为马氏体、暗区为奥氏体，此种组织的形成机理会在2.5节进行分析讨论。
过渡区域的最后一部分为具有柱状晶形态的奥氏体，如图 7g所示。617焊缝的基体组织同为具有柱状晶形态的奥氏体(见图 7h)。617B的HAZ(见图 7i)和母材(见图 7j)的基体组织均为具有等轴晶形态的奥氏体，其晶粒尺寸大于50 μm，且对比图 7i和7j可知，焊接热作用对617B微观组织形貌的影响不大。此外，通过对比图 6中schaeffler图对区域(d)~(g)组织的预测结果和图 7的实际观察结果可知，schaeffler图可较好地预测该GTJ中的微观组织类型。
GTJ过渡区域的微观组织由马氏体转变为奥氏体，与各区域的马氏体转变起始温度(martensite start, Ms)有关：当Ms高于室温时，得到的基体组织为马氏体；当Ms低于室温时，得到的基体组织可能为马氏体与奥氏体的混合组织甚至全部为奥氏体。
2.5 两相混合区的形成原因为进一步确定两相混合区的相类型和分布特点，使用EBSD对该区域进行了表征。图 8a展示的是该区域整体的相分布图，其中红色的表示体心立方结构(马氏体)，绿色的表示面心立方结构(奥氏体)。由图可知该区域总长约1 000 μm，在该区域内马氏体以“孤岛”状分布于奥氏体区域内。图 8b为图 8a中左侧区域(靠近9%Cr焊缝)的相分布图，该区域以马氏体为主，可观察到典型的马氏体板条形貌特征，在其右侧开始出现少量的奥氏体。继续向右侧移动，马氏体的“孤岛”状分布特点变得更加典型，如图 8c所示。在两相混合区右侧(靠近617焊缝)，基体的晶格类型全部转变为面心立方结构，如图 8d所示。根据EBSD的结果可进一步确定，图 7f中亮区的组织类型为板条马氏体，暗区组织类型为奥氏体，因此该区域为马氏体/奥氏体两相混合区，与schaeffler图预测的结果一致。
|
| 图 8 叠加图像质量的EBSD相分布 |
为分析两相混合区的形成原因，首先使用EDS测量了该区域内马氏体和奥氏体的化学成分，图 9a为两相混合区的二次电子像，图中红点即为测试位置，重点关注了Ni、Cr和Mo 3种元素的含量。图 9b给出了各个测试位置的测试结果和成分误差，在此基础上使用热-动力学计算软件JMatPro计算了各个测试位置的Ms，如图中红点所示；室温选为25 ℃，如图中紫色虚线所示。可发现，奥氏体中Ni、Cr和Mo的含量比马氏体高，导致该区域的Ms低于室温，所以该区域的奥氏体在冷却至室温后依旧为奥氏体；马氏体区的Ms为80~120 ℃，高于室温，故该区域的奥氏体在冷却后转变为马氏体。
|
| 图 9 两相混合区的成分分析 |
马氏体/奥氏体两相混合区中元素分布不均匀与焊接凝固过程中的元素偏析有关。对焊接凝固组织而言，一次凝固形成的基体组织往往以枝晶形式生长，枝晶芯部为初始凝固区域，枝晶间的区域为最终凝固区域。合金元素的平衡分配系数k的大小决定了其在凝固过程中的偏析方向和程度。为解释两相混合区的元素分布特点，使用Thermo-Calc热-动力学软件中的扩散模块DICTRA计算了两相混合区在凝固过程中的元素分配行为。计算选用Scheil凝固模型，即假设溶质元素在固相中不扩散，在液相中充分扩散，固-液界面处于局部平衡状态；初始液相成分设为实测得到的马氏体/奥氏体两相混合区的平均成分。图 10a展示了凝固过程中析出的固相摩尔分数随温度的变化情况，液相从1 469 ℃开始发生凝固，随温度降低，固相(面心立方结构的奥氏体)比例逐渐增多；当固相摩尔分数达到90%时，凝固速率(单位温度析出的固相摩尔分数)急剧下降；当温度降低至1 278 ℃时固相摩尔分数为99%，可认为此时凝固结束。从整个凝固过程来看，从液相中析出的固相几乎全部为奥氏体，仅在凝固末期(1 280 ℃)有少量的M7C3型析出相(一种碳化物)出现，故可以认为凝固完成后基体组织为奥氏体。
|
| 图 10 两相区凝固过程元素分配的动力学计算结果 |
由于Scheil凝固模型不考虑合金元素在固相中的扩散，故固-液界面处固相的成分在后续凝固过程中不发生变化，因此提取凝固过程中固-液界面处固相的成分，就可得到凝固完成后固相中的成分分布，结果如图 10b所示，由图可知：Cr元素在枝晶界面处发生了明显的偏析，其在枝晶间的质量分数约为17%，实测结果约13%(见图 9b)；在枝晶芯部约为10%，实测结果约为11%。计算结果与实测结果存在上述差别，主要原因是计算选用的Scheil凝固模型未考虑合金元素在固相中的扩散，使枝晶芯部到枝晶间的元素含量梯度相较于实际情况更大。同理，Ni、Mo与Cr元素有相似的分布特点，只是这两种元素的偏析量相对较低。此外，还可以发现，C元素在枝晶间也有轻微的偏聚，但其含量低，且很难用实验手段准确测量，故此处不再对其进行进一步分析。
由动力学计算结果可知，主合金元素Ni、Cr和Mo的平衡分配系数k＜1，固-液界面处在液相中的含量高于固相，导致新凝固形成的固相中上述合金元素的含量高于已经凝固的区域，表现为在枝晶芯部的含量低于枝晶间含量。由于Ni、Cr和Mo元素会降低Ms，故在后续固态相变过程中，虽然芯部会发生马氏体相变，但在枝晶间的奥氏体会一直保留至室温，形成如图 9a所示的两相混合的组织形貌。
2.6 硬度分布在实现成分平缓过渡的基础上，又进一步考察了GTJ的硬度分布情况。沿图 4中3条黄色虚线分别测量了焊态GTJ的显微硬度并求平均值以及标准差，测得的硬度分布如图 11所示，其中平衡棒代表各点硬度值的标准差。焊态下，COST E母材的硬度范围为275~300 HV0.2，在COST E的HAZ内硬度陡增，靠近9%Cr焊缝的CGHAZ硬度超过500 HV0.2，这主要与HAZ中形成的淬火马氏体有关。
|
| 图 11 焊态GTJ硬度分布 |
在9%Cr焊缝和过渡区域的前2 mm距离内硬度为400~450 HV0.2，该区域同为淬火马氏体组织，由于焊缝和过渡区域的C含量相较于COST E较低，因而得到的淬火马氏体硬度也较低。之后，硬度在2 mm的距离内从400 HV0.2以上急剧下降至200 HV0.2以下，这是由于两相共存区和单一γ镍基组织区中，γ镍基组织的硬度显著低于马氏体；此外，在硬度下降阶段硬度值波动明显，该阶段对应两相共存区，由于硬度压痕既可能位于马氏体区也可能位于奥氏体区，导致硬度值波动较大。617B母材区的硬度在200~250 HV0.2范围变化，虽然硬度略有上升但上升幅度不大，硬度的平缓上升与617焊丝中有较多的合金元素有关，这些合金元素对基体可起到固溶强化的作用。
3 结论本研究使用双丝电弧增材制造技术制造GTJ，并用于连接COST E马氏体耐热钢和617B镍基合金。对GTJ在焊态下的微观组织和硬度进行了表征和测量，主要得到以下结论：
1) GTJ将传统DMWs中宽度在100 μm以内的成分过渡区增加到约14 mm，显著降低了异种金属连接的化学成分梯度。
2) GTJ的微观组织与成分密切相关，组织从COST E马氏体耐热钢侧的淬火马氏体逐渐变为马氏体与奥氏体的混合组织，直至全部变为γ镍基组织。
3) 中间过渡材料中存在一个宽度约为1 mm的两相共存区，马氏体以“孤岛”状分布于奥氏体中，这种组织的形成与凝固过程中Ni、Cr和Mo等合金元素在枝晶间偏析降低与马氏体相变起始温度Ms有关。
4) 焊态GTJ的硬度分布与组织特点相对应，表现为淬火马氏体区域硬度高(大于400 HV0.2)，在两相共存区和γ镍基组织区硬度低(低于250 HV0.2)。
后续将开展GTJ的高温蠕变性能测试，与常规DMWs相比，主要研究GTJ是否可提高接头的蠕变寿命。
| [1] |
NOMOTO H. Development in materials for ultra-supercritical (USC) and advanced ultra-supercritical (A-USC) steam turbines[M]// TANUMA T. Advances in Steam Turbines for Modern Power Plants. Cambridge: Woodhead Publishing, 2017: 263-278.
|
| [2] |
VISWANATHAN R, COLEMAN K, RAO U. Materials for ultra-supercritical coal-fired power plant boilers[J]. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2006, 83(11-12): 778-783. DOI:10.1016/j.ijpvp.2006.08.006 |
| [3] |
KLUEH R L, KING J F. Austenitic stainless steel-ferritic steel weld joint failures[J]. Welding Journal, 1982, 61(9): 302. |
| [4] |
DUPONT J N. Microstructural evolution and high temperature failure of ferritic to austenitic dissimilar welds[J]. International Materials Reviews, 2012, 57(4): 208-234. DOI:10.1179/1743280412Y.0000000006 |
| [5] |
DOOLEY B, CHANG P S. The current state of boiler tube failures in fossil plants[J]. Power Plant Chemistry, 2000, 2(4): 197-203. |
| [6] |
NICHOLSON R D. Effect of aging on interfacial structures of nickel-based transition joints[J]. Metals Technology, 1984, 11(1): 115-124. DOI:10.1179/030716984803274675 |
| [7] |
PARKER J D, STRATFORD G C. Characterisation of microstructures in nickel based transition joints[J]. Journal of Materials Science, 2000, 35(16): 4099-4107. DOI:10.1023/A:1004846607046 |
| [8] |
DUPONT J N, KUSKO C S. Technical Note: Martensite formation in austenitic/ferritic dissimilar alloy welds[J]. Welding Journal, 2007, 86(2): 51s-54s. |
| [9] |
SHIN K Y, LEE J W, HAN J M, et al. Transition of creep damage region in dissimilar welds between Inconel 740H Ni-based superalloy and P92 ferritic/martensitic steel[J]. Materials Characterization, 2018, 139: 144-152. DOI:10.1016/j.matchar.2018.02.039 |
| [10] |
PARKER J D, STRATFORD G C. The high-temperature performance of nickel-based transition joints: Ⅱ. Fracture behaviour[J]. Materials Science and Engineering: A, 2001, 299(1-2): 174-184. DOI:10.1016/S0921-5093(00)01375-7 |
| [11] |
BHADURI A K, VENKADESAN S, RODRIGUEZ P, et al. Transition metal joints for steam generators: An overview[J]. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 1994, 58(3): 251-265. DOI:10.1016/0308-0161(94)90061-2 |
| [12] |
GALLER J P, DUPONT J N, BABU S S, et al. Microstructural evolution of graded transition joints[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2019, 50(5): 2201-2217. DOI:10.1007/s11661-019-05138-8 |
| [13] |
BRENTRUP G J, DUPONT J N. Fabrication and characterization of graded transition joints for welding dissimilar alloys[J]. Welding Journal, 2013, 92(3): 72s-79s. |
| [14] |
ZHANG C, CHEN F, HUANG Z F, et al. Additive manufacturing of functionally graded materials: A review[J]. Materials Science and Engineering: A, 2019, 764: 138209. DOI:10.1016/j.msea.2019.138209 |
| [15] |
REICHARDT A, SHAPIRO A A, OTIS R, et al. Advances in additive manufacturing of metal-based functionally graded materials[J]. International Materials Reviews, 2021, 66(1): 1-29. DOI:10.1080/09506608.2019.1709354 |
| [16] |
PAN Z X, DING D H, WU B T, et al. Arc welding processes for additive manufacturing: A review[M]// CHEN S B, ZHANG Y M, FENG Z L. Transactions on Intelligent Welding Manufacturing. Singapore: Springer, 2018: 3-24.
|
| [17] |
国家市场监督管理总局, 中国国家标准化管理委员会. 气体保护电弧焊用热强钢实心焊丝: GB/T 39279-2020[S]. 北京: 中国标准出版社, 2020. State Administration for Market Regulation, Standardization Administration of the People's Republic of China. Wire electrodes, wires, rods and deposits for gas shielded arc welding of creep-resisting steels: GB/T 39279-2020[S]. Beijing: Standards Press of China, 2020. (in Chinese) |
| [18] |
ZHANG Y, CAI Z P, HAN C Y, et al. Macrosegregation induced interface structure and its effect on creep failure in dissimilar metal welds between Ni-based alloy and 10% Cr martensitic steel[J]. Materials Science and Engineering: A, 2021, 824: 141847. DOI:10.1016/j.msea.2021.141847 |
| [19] |
KOU S. Welding metallurgy: 2nd ed[M]. Hoboken: Wiley-Interscience, 2003.
|
| [20] |
ZHANG Y, LI K J, CAI Z P, et al. Creep rupture properties of dissimilar metal weld between Inconel 617B and modified 9% Cr martensitic steel[J]. Materials Science and Engineering: A, 2019, 764: 138185. DOI:10.1016/j.msea.2019.138185 |