異種金屬焊接接頭微觀組織演化 及高溫失效機理綜述

李克儉 李曉剛 張宇 韓潮宇 王雪 蔡志鵬

摘要：使用鎳基焊縫連接鐵素體基耐熱鋼和奧氏體不銹鋼（或鎳基合金）形成的異種金屬焊接接頭（DMWs， Dissimilar Metal Welds）在核電、火電、石化等行業有著廣泛的應用。DMWs在高溫低應力服役條件下經常會出現早期失效，導致機組非正常停機，帶來巨大的經濟損失和安全隱患，故DMWs的早期失效問題一直受到工程界和學術界的重點關注。圍繞DMWs的早期失效問題，回顧并總結了近幾十年來該領域的相關研究成果。首先，介紹了DMWs的組織特點，重點關注了鐵素體基耐熱鋼與焊縫界面附近區域的冶金特點，包括界面馬氏體層、碳遷移、Ⅰ/Ⅱ型碳化物等;其次，簡要總結了DMWs焊接殘余應力的特點及其影響因素;再次，匯總了DMWs的高溫蠕變數據，針對DMWs蠕變斷裂位置轉移的特點進行了分析，其中沿鐵素體基耐熱鋼與焊縫界面斷裂是DMWs失效的顯著特征，這種失效方式與界面處應變集中、熱應力、基體組織退化、碳化物粗化以及氧化等有關;最后，給出了若干種延長DMWs服役壽命的方法和建議。

關鍵詞：異種金屬焊接接頭;耐熱鋼;鎳基合金;奧氏體不銹鋼;微觀組織;蠕變;早期失效

中圖分類號：TG401? ? ? ? ? ? 文獻標志碼：A? ? ? ? ? ?文章編號：1001-2003（2020）09-0017-27

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.09.03

0? ? 前言

DMWs在火電、核電以及石化工業中有著廣泛的應用，其最為常見的用途是連接鐵素體基耐熱鋼和奧氏體不銹鋼（或者鎳基合金）。在火電站中，奧氏體不銹鋼管道被廣泛應用于末級過熱器和末級再熱器，這是出于對材料抗蠕變

性和抗氧化性的需求;而在溫度較低的部位，如主鍋爐和熱交換器，可以使用鐵素體基耐熱鋼（為方便起見，文中將2.25Cr-1Mo貝氏體耐熱鋼和9Cr-1Mo馬氏體耐熱鋼統一稱為鐵素體基耐熱鋼，這種統稱主要是基于基體晶格類型的一致性或相似性），如2.25Cr-1Mo貝氏體耐熱鋼或者9%～12%Cr馬氏體耐熱鋼。因此，高/低溫部件的連接必然會出現DMWs。同樣，在核電站中，此類DMWs也較為常見，以鈉冷快中子反應堆為例，其中間換熱器的奧氏體不銹鋼管道與蒸汽發生器的9Cr-1Mo管道連接也會使用DMWs。據統計，一個電站中有數以千計的DMWs，故DMWs的安全服役是保證電站安全運行的重要環節。

早期的DMWs使用奧氏體不銹鋼作為填充金屬[1]，但因奧氏體不銹鋼與鐵素體基耐熱鋼的熱膨脹系數（CTE，Coefficient of Thermal Expansion）差異大，導致在二者界面處產生嚴重的熱應力，并且在界面處會發生嚴重的碳遷移現象，故使用奧氏體不銹鋼作為填充金屬的DMWs在短期服役后就會出現失效[2]。而改用鎳基填充金屬后可以大大延長DMWs的服役壽命，有統計顯示，使用鎳基焊縫金屬填充的2.25Cr-1Mo貝氏體耐熱鋼與316不銹鋼的DMWs，其服役壽命可達使用300系列不銹鋼焊縫金屬填充的DMSWs的5倍[3]。這是因為鎳基焊材與鐵素體基耐熱鋼的CTE差別更小，且碳遷移減弱。雖然使用鎳基焊材可以大大提高DMWs的服役壽命，但依舊無法保證能夠安全服役200 000 h以上，如在600 ℃下其典型的失效時間為70 000 h以上[4]。DMWs的早期失效會導致電站被迫停機，一個搶修周期內所造成的損失約為200萬元。

高參數火電機組以及先進核電技術的發展對DMWs的服役性能提出了更高的要求。以高超超臨界火電機組為例，其蒸汽參數高達700 ℃/35 MPa，過熱器管和集箱材料由原來的鐵基材料換為鎳基材料，工作溫度低于650 ℃的部件依舊使用9%～12%Cr馬氏體耐熱鋼，兩種材料使用DMWs連接。類似地，在高溫氣冷堆中，過熱器部分使用800H合金制造，而蒸發器-節熱器使用2.25Cr-1Mo制造，兩種材料同樣使用DMWs連接。所以，有必要澄清DMWs的失效機理，這可為延長DMWs服役壽命提供明確的理論指導。

本文著眼于回顧并分析DMWs的早期失效機理，力圖為改善其服役行為提供一些具有操作性的措施。需要指出的是，文中主要關注使用鎳基焊縫的DMWs的失效行為，并且由于此類DMWs的絕大部分失效位置為鐵素體基耐熱鋼側，故本文重點關注鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬界面及其附近區域的冶金、力學等行為;同時，約定文中DMWs的結構形式表示為“A/B/C”或“A/B”，其中A表示鐵素體基耐熱鋼，B表示焊縫金屬，C表示奧氏體不銹鋼或鎳基合金。本文將首先介紹DMWs的冶金特點，此部分的重點為鐵素體基耐熱鋼與焊縫金屬界面及其附近區域的微觀組織形態及其形成機理;其次，簡要介紹DMWs的焊接殘余應力分布特點;再次，通過匯總各種DMWs的高溫蠕變數據，總結了其典型的失效模式和機理，重點關注實際服役工況下的沿界面失效行為，此部分為本文的重點;最后，給出了改善DMWs服役性能的建議和措施。

1 異種金屬焊接接頭的微觀組織

使用鎳基焊縫的DMWs的鐵素體基耐熱鋼側包括5個區域，按照如圖 1的劃分方式從左至右依次為熔化區、部分混合區（PMZ， Partially Mixed Zone）、半熔化區、熱影響區（HAZ， Heat Affected Zone）和母材。熔化區為填充金屬與母材的充分混合區;PMZ中母材與焊材成分混合不均勻，存在巨大的成分梯度;半熔化區在焊接過程中僅有部分區域發生了熔化，其峰值溫度在液相線溫度和固相線溫度之間，為固液共存狀態;HAZ為受到焊接熱影響但僅發生固態相變及未發生固態相變的區域。上述幾個區域中，PMZ的成分梯度最大，其一側為焊縫金屬成分，另一側為母材成分，且寬度一般很小（<100 μm），其組織形態、力學性能與兩側材料明顯不同，DMWs的失效往往與該區域有關，是被重點關注的部位。

1.1 成分特點

由于填充金屬和母材的成分存在較大差異，焊縫金屬和鐵素體基耐熱鋼界面附近會產生劇烈的成分變化，從而形成特殊的微觀組織，并對服役過程中界面附近的元素分配和組織演化產生影響。Dupont等人[5]采用電渣焊工藝，將309L奧氏體不銹鋼和Inconel 625鎳基合金分別堆焊至A285碳鋼基體上，并采用電子探針定量分析了跨界面成分的梯度變化，主要合金元素Fe、Ni、Cr的分布如圖2所示。對于使用奧氏體不銹鋼填充金屬的接頭來說，從基體穿過界面進入PMZ，Fe含量逐漸降低，Ni、Cr元素含量逐漸升高，成分過渡較為平緩;相比之下，Inconel 625鎳基合金填充的接頭的PMZ中元素含量的梯度更大，這是鎳基合金與母材成分差別更大的緣故。PMZ的成分梯度及焊后較大的冷卻速度，會使該區域產生特殊的界面微觀組織如馬氏體層，相關方面內容會在1.3節介紹。

1.2 碳遷移

DMWs在焊后熱處理、時效或服役過程中會發生碳遷移，即C原子會從鐵素體基耐熱鋼向焊縫側擴散，進而引起界面附近力學性能和微觀組織的變化，對接頭服役安全性產生威脅[6-12]。與鎳基合金填充的接頭相比，奧氏體不銹鋼填充的接頭的碳遷移現象更為明顯，此處以2.25Cr-1Mo/309型DMW在焊后熱處理過程中界面附近的碳遷移為例，分析碳遷移過程及其影響。處理前后界面附近的硬度、成分、組織變化如圖3所示[13]。焊態下界面附近的焊縫側存在硬區，硬度最高值可達441 HV，如圖 3a所示，這是PMZ中形成高Ni馬氏體層的緣故[5]。通常，鐵素體基耐

熱鋼中的C含量高于不銹鋼，Cr含量低于不銹鋼，而Cr原子又會與C原子化合，從而使界面兩側產生很大的C化學勢梯度。因此，高溫下C原子會從鐵素體基母材向高Cr含量的PMZ中擴散。上述接頭在720 ℃下保溫10 h后，靠近界面的HAZ，由于貧碳，硬度從焊態的227 HV降至134 HV，見圖3b。擴散到PMZ中的C原子將產生兩方面影響：首先，C原子會與Cr原子化合，形成M23C6型或M6C型碳化物，圖3b中界面附近的黑帶即為碳化物密集分布的區域;其次，雖然C可以降低Ms溫度，但其與Cr原子形成碳化物后會使PMZ側形成貧Cr帶，Gittos[13]的研究指出，C遷移至焊縫側后只有少量處于固溶態，大部分與Cr原子化合形成碳化物，貧Cr對Ms溫度的升高作用將遠大于固溶C的增多對Ms溫度的降低作用，故某些Ms溫度低于室溫的區域會因貧Cr使得Ms溫度高于室溫，如圖3c所示，因此冷卻后PMZ中一些區域會形成新的淬火馬氏體組織，其硬度接近500 HV，如圖3b所示。使用鎳基填充金屬的DMWs在熱處理后也會發生碳遷移，但其程度和影響范圍要遠小于使用奧氏體不銹鋼填充金屬的DMWs，如圖3d所示。從上述對比可知，使用鎳基焊材可以有效減輕界面附近的碳遷移，從而抑制其潛在危害。

1.3 界面馬氏體層

如圖2所示，相比于母材，PMZ中Ni元素含量較高，故焊后會在PMZ中會形成高Ni馬氏體層。使用不銹鋼填充金屬時形成的馬氏體層較寬，使用鎳基填充金屬時形成的馬氏體層較窄，如圖4a、4b所示。馬氏體層寬度的差異是由于兩種接頭的PMZ中不同的成分梯度造成的。圖4c和4d分別為使用奧氏體不銹鋼和鎳基合金填充的接頭在界面附近Ms溫度的變化情況。與使用奧氏體不銹鋼填充的接頭相比，使用鎳基合金填充的接頭PMZ的成分梯度更大，從而使得Ms溫度在較小區域內很快降至室溫以下，所以形成的馬氏體層更窄。其他大量研究[5， 13-18]也都發現了類似的界面馬氏體層。

除在焊接過程中會形成高Ni的界面馬氏體層外，在焊后熱處理或時效過程中也可產生界面馬氏體層。Shin等人[19]在經760 ℃/4 h熱處理后的P92/Inconel 182/Inconel 740H型DMW中，發現了一層寬度小于1 μm的界面馬氏體，如圖 5c所示。根據Santella[20]提出的預測A1溫度（奧氏體起始轉變溫度，單位：℃）的公式：

A1=778+4.9Cr+22.6Mo+10.8W+22.9Si+43.6V+20.2Nb-80.6C-150.7N-55.1Mn-68.0Ni? ? ? ? ? ? ? （1）

分別取PMZ的Ni、Cr含量為1.5%、12%，可算得該區域的A1溫度為747 ℃，這意味著PMZ的部分區域，在760 ℃/4 h的焊后熱處理過程中會發生部分奧氏體化，隨后冷卻可形成新的淬硬馬氏體層。

1.4 Ⅰ/Ⅱ型碳化物

DMWs在高溫條件下長期服役后會在鐵素體基耐熱鋼與焊縫金屬界面附近形成Ⅰ/Ⅱ型碳化物[21-23]。I型碳化物指的是靠近焊縫與母材界面并與界面平行的串狀碳化物，如圖6a所示，其尺寸通常為0.5～1.5 μm。在初始階段，Ⅰ型碳化物為球形，隨著時效時間延長會長大、粗化，發展為橢球形，最終形成連續或半連續狀的長條。Ⅱ型碳化物是指在PMZ馬氏體層中形成的寬度約為5～8μm的碳化物帶，如圖6b所示。

Nicholson[4]在2.2Cr-1Mo母材上堆焊Inconel 182焊材，將接頭置于不同溫度下時效，研究界面附近碳化物的演化行為。其研究發現，當界面馬氏體層較窄時，界面處的Ⅰ型碳化物出現在馬氏體層與母材的界面處，如圖7a所示;隨著時效時間延長，這些Ⅰ型碳化物會長大、粗化，如圖7b所示。當馬氏體層較寬時，在時效初始階段會在馬氏體層與母材界面處首先形成Ⅰ型碳化物，如圖8a所示;隨著時效時間延長，碳化物會逐漸從馬氏體層內部析出，如圖 8b所示，最終會在馬氏體層內部形成與馬氏體層寬度相當的碳化物帶，即Ⅱ型碳化物。

Nicholson[4]還研究了時效溫度和時間對Ⅰ型碳化物尺寸的影響，如圖9所示。時效溫度在630～

650 ℃時，碳化物尺寸隨著時效時間延長不斷增大。但當時效溫度高于675 ℃時，碳化物很快長大至平均直徑約0.3 μm，隨后開始溶解，直至消失。

隨著時效時間延長，Ⅰ型碳化物會逐漸粗化、發展為長條狀，直至相連。Viswanathan等人[24]總結出了Ⅰ型碳化物長/短軸長度與溫度、時間的關系：

M 3=2.105 6×1012·t·exp（-32 830/T）? ? ?（2）

m 3=9.252×1011·t·exp·（-32 760/T）? ? ? （3）

經驗證，以長軸長度M作為Ⅰ型碳化物的特征尺寸，與實際測量結果更加相符。

1.5 宏觀偏析

DMWs的另一個組織特點是易發生宏觀偏析，從而在緊鄰熔合線的焊縫中，形成島狀、半島狀和沙灘狀組織。島狀、半島狀和沙灘狀組織均根據其形態得名，如圖10所示。圖11a[25]為高Cr馬氏體耐熱鋼和617鎳基焊縫界面處的島狀和半島狀組織;圖11b、11c為Gr91/Inconel 625/316型DMW

界面處的宏觀偏析現象[26]，在316不銹鋼一側界面附近觀察到了島狀和半島狀組織，在Gr91鋼一側觀察到了島狀組織。

宏觀偏析是DMWs中普遍存在的現象，是由于焊縫和母材的固有成分差異，而在宏觀尺度上發生的成分偏析現象，也可以發生在距熔合線幾百微米至一兩厘米的焊縫層中[27-28]。已有研究表明，宏觀偏析常會對接頭的性能產生不利影響，可能導致氫致裂紋[29-31]、應力腐蝕裂紋[32]、韌性下降[33]、腐蝕[34]和凝固裂紋[35]等問題。

DMWs中的宏觀偏析現象，最早報道于20世紀60年代。Savage等人[36]最先發現了未混合區的存在，即沙灘狀組織，他們認為由于液態金屬的粘性，熔池邊界處將會存在液態母材的不

動層或者層流層，這層液態母材在未與周圍焊縫金屬混合之前，便凝固形成未混合區。在隨后的30多年中，相繼提出了部分混合[37]、凝固過程中溶質再分配[38]、液態金屬間擴散[32]等機理以解釋DMWs中的宏觀偏析現象，這些機理均有一定的合理性，但尚不能完美地解釋宏觀偏析現象。直到2007年以后，Kou等人[27-28， 39-41]基于成分過冷理論，并根據母材和焊縫金屬液相線溫度的不同，系統地解釋了DMWs中的宏觀偏析現象，并得到了實驗驗證。因為鋼的液相線溫度高于鎳基合金，所以鐵素體基耐熱鋼/鎳基合金焊縫界面處的宏觀偏析現象可以用Kou等人提出的機理進行解釋，如圖12所示。圖12中的等溫線TLW（鎳基焊縫的液相線溫度）為凝固前沿亦即熔池后方的邊界，等溫線TLW和TLB（鋼的液相線溫度）之間的液相區域內的溫度均低于TLB，當熔化的鋼一側母材由于對流進入該區域時，這部分母材因為過冷，在與焊縫金屬充分混合前便快速冷卻凝固，形成島狀或半島狀組織。

2 異種金屬焊接接頭的焊接殘余應力分布特點

DMWs在制造過程中，因快速非均勻加熱及冷卻而產生的殘余應力，也是影響其服役性能的重要因素。眾多學者[42-48]使用實驗和計算的方法對各種DMWs的殘余應力的大小和分布進行了表征和分析。不同于同種金屬焊接接頭，DMWs兩側母材與焊縫金屬力學性能及熱膨脹系數的差異、焊接凝固過程中產生的馬氏體相變等，使得DMWs殘余應力的大小和分布較為復雜。Akbari等人[49]使用有限元方法考查了壁厚、坡口角度以及兩側坡口距離對A106-B碳鋼/308L/TP304型DMW殘余應力的影響，發現上述變量對不銹鋼側的殘余應力影響不大，對碳鋼側的影響主要體現在峰值應力的幅值上，對整體殘余應力分布形態的影響可以忽略。壁厚對殘余應力的影響如圖13所示。

此外，Akbari等人[50]還考察了熱輸入對DMW焊接殘余應力的影響，計算結果顯示，降低熱輸入，無論是拉應力還是壓應力，其應力幅值均隨之降低。

在核電蒸發器安全端，通常會先在低合金鋼一側堆焊鎳基合金過渡層，再與不銹鋼管件進行焊接。Joseph等人[51]利用X射線衍射技術，測量并對比了在2.25Cr-1Mo鋼側有無鎳基過渡層對接頭殘余應力的影響，發現過渡層可以有效地降低2.25Cr-1Mo側HAZ的殘余應力，如圖14所示。

Dong等人[52]使用有限元方法模擬了CAP1400核電站中安全端與噴嘴對接接頭（接頭形式為A508-3/Inconel 52M/316L，52M為過渡層和對接焊縫的填充材料）的殘余應力分布情況，重點考察了堆焊過渡層后熱處理對A508-3側殘余應力的影響。結果表明，熱處理可以有效降低A508-3側根部焊道的殘余應力，這對防止應力腐蝕開裂（SCC）是有益的，相關計算結果如圖15所示。

此外，焊接修復過程的殘余拉應力對接頭的力學性能、耐腐蝕性能等都有不利的影響，因此減小修復過程的焊接殘余應力顯得尤為重要。Jiang等人[53]使用有限元模擬的手段研究了熱輸入和修復焊道層數對DMW殘余應力的影響，發現隨著熱輸入和修復焊道層數的增加，殘余應力水平下降，但是分布形式保持不變，如圖16所示。

在后續章節會提到，鐵素體基耐熱鋼與奧氏體不銹鋼焊縫或鎳基焊縫的界面是此類DMWs常見的失效位置。影響其失效的因素，既包括組織因素也包括應力因素。因此，獲得界面附近的焊接殘余應力分布，對于評估此類DMWs的結構完整性具有重要意義。Huang等人[54]在2.25Cr-1Mo基體上堆焊不銹鋼焊縫金屬，使用納米壓痕的手段，對熱處理前后熔合線附近微區的殘余應力的大小和分布進行了表征。相比于其他微區測試方法，該方法具有更高的空間分辨率和精確度，其測試結果如圖17所示。焊態接頭在熔合線向HAZ延伸200 μm、向焊縫延伸300 μm范圍內的殘余應力全部為壓應力，且最大壓應力出現在熔合線上;經過熱處理后，接頭整體殘余應力值均有所下降。

綜上所述，在DMWs制造過程中通過合理選擇焊材、焊接參數、坡口類型和熱處理工藝等方法，或者通過堆焊過渡層的方法，能實現降低界面處殘余應力的目的，提高接頭的服役安全性。

3 異種金屬焊接接頭高溫蠕變失效機理

蠕變失效是此類接頭最常見的失效形式，且失效時間的散差很大，可從數千小時到幾萬小時。改善接頭的服役性能，首先要明確其失效機理，為后續改進提供依據與指導。本節首先總結了若干有代表性的文獻中的DWMs蠕變數據，在此基礎上對DMWs的失效機理進行了總結與分析。需要注意的是，由于實驗室條件與實際服役條件的差異，實驗室所得到的蠕變數據不能直接與實際工況下的數據進行對比，且實驗室條件下諸多研究者的研究側重點不同，也會導致所使用的蠕變試樣不同（如截面形狀、是否有抗氧化涂層等），所得到的數據也會存在散差。但從已有的實驗結果來看，無論是實際工況還是實驗室條件，實驗結果所反映出來的基本規律是一致的，并且失效機理也表現出共通性。本節的重點在于總結并分析已有的DMWs失效機理，希望能為改善其服役性能提供理論指導。

3.1 蠕變性能

考慮到2.25Cr-1Mo鋼在核電和火電行業的廣泛應用，首先介紹含有2.25Cr-1Mo鋼的DMWs的高溫蠕變數據;隨著火電蒸汽參數的提高，包含9%Cr馬氏體耐熱鋼的DMWs得到越來越多的應用，近些年關于此類DMWs的文章也逐漸增多，故此節也會匯總相關的數據。

Laha[55]給出了2.25Cr-1Mo/Inconel 182/Alloy 800H型DMW的高溫蠕變數據，其焊后回火熱處理制度為700 ℃下保溫1 h，隨后進行高溫蠕變測試，溫度550 ℃，應力范圍100～250 MPa，結果如圖18所示。圖中還給出了同種金屬接頭以及2.25Cr-1Mo母材的高溫蠕變數據作為對比。由圖18可知，DMW的蠕變壽命低于對應的2.25Cr-1Mo母材，并且隨著應力水平的降低，應力-壽命關系曲線出現轉折（對應的應力水平約為130 MPa），轉折點的出現與斷裂位置的轉移相對應。轉折點右側（即低應力水平）對應的斷裂位置在焊縫與2.25Cr-1Mo母材界面處，左側在2.25Cr-1Mo母材中和HAZ中。沿界面失效的機理會在3.2節闡述。

關于此類DMW是否要進行焊后熱處理（PWHT，Post Weld Heat Treatment），起初學術界與工程界存在爭論，但隨著研究工作的廣泛開展和逐漸深入，關于PWHT對DMW蠕變性能的影響的認識也逐漸明晰。Klueh和King[56]的研究結果顯示，無論是正常的PWHT還是人工時效，均會降低蠕變斷裂壽命，如圖19所示。但需注意的是，在Klueh和King的研究工作中，蠕變載荷均在100 MPa以上，相對于此類DMW的常規服役條件，該載荷水平較高，導致斷裂均發生在2.25Cr-1Mo母材中。顯然，PWHT和人工時效會造成2.25Cr-1Mo母材的組織退化，進而降低DMW的蠕變壽命。

Nicholson[57]對比了焊態與退役DMW的高溫蠕變性能，發現二者的蠕變性能差異隨應力水平的降低而減小。當應力約為40 MPa時，二者的應力-壽命曲線相交，這意味著二者在40 MPa或更低的應力水平下的蠕變性能趨于一致，服役（或時效、PWHT）帶來的組織上的差異，對低應力水平下的蠕變性能的影響可以忽略。Nicholson的研究表明，PWHT或時效對DMW蠕變壽命的影響與應力水平相關：高應力水平下，PWHT或時效會降低DMW的蠕變壽命，這一點與前文提到的Klueh和King的研究結果一致;當應力水平低于某一臨界值（Nicholson的研究中為40 MPa）后，PWHT或時效對蠕變壽命的影響可以忽略。

Parker[58]的研究結果與Nicholson的類似，其研究對象為2.25Cr-1Mo/Inconel 182/316 型DMW，PWHT制度為700 ℃下保溫3 h。對部分DMW進行時效處理（625 ℃保溫，最長保溫時間為6 000 h），隨后進行高溫蠕變實驗（溫度為590 ℃、605 ℃和625 ℃;應力30～80 MPa），研究時效對DMW蠕變性能的影響。實驗結果顯示，未經時效的DMW全部起裂于2.25Cr-1Mo鋼與鎳基焊縫的界面處，隨后轉移至2.25Cr-1Mo鋼的HAZ和母材中。時效后的DMW的斷裂位置與應力水平有關，具體表現為：較高應力水平（60～80 MPa）下斷裂在2.25Cr-1Mo母材中，且伴隨有明顯的頸縮，其蠕變壽命低于同樣蠕變條件下的未經時效的DMW;較低應力水平（30～50 MPa）下起裂于2.25Cr-1Mo鋼與鎳基焊縫的界面處，隨后轉移至2.25Cr-1Mo鋼的HAZ和母材中，其蠕變壽命與未經時效的DMW相當，甚至略高于后者。

PWHT或時效對DMWs的蠕變性能的影響主要與2.25Cr-1Mo母材的微觀組織在熱處理過程中的演化行為有關。一般來說，熱處理后的鐵素體鋼母材的蠕變抗力會下降，所以相比于未經熱處理的DMWs，在蠕變過程中，前者鐵素體鋼母材的變形大于后者，而后者大部分變形主要集中在鐵素體鋼與鎳基焊縫的界面處，Parker等人[59]使用引伸計和局部位移傳感器，證實了上述熱處理對DMWs蠕變變形分布的影響。Parker[58]開展的高溫蠕變實驗中，低應力狀態下，經過時效的DMWs的蠕變壽命略高于未經時效的DMWs，是因為未經時效的DMWs的蠕變變形主要發生在界面附近，應變集中明顯。而時效后的DMWs中鐵素體鋼母材的變形抗力較低，可以分擔部分原本發生于界面處的變形，從而降低了界面處的應變集中。雖然最后二者均斷裂在界面處，但時效后的DMWs表現出更長的蠕變壽命。

如前所述，隨著蒸汽參數的提高，以9%Cr馬氏體耐熱鋼代替2.25Cr-1Mo鋼的DMWs得到了越來越多的應用。自2010年以來，陸續有關于此類DMWs高溫蠕變的研究論文被發表出來，在此研究領域較為活躍的國家有美國、日本、韓國、中國和印度等，下面挑選若干具有代表性的研究工作進行介紹。

Matsunaga等人[60]用MARBN鋼（一種含B量約為100 ppm的改進型9%Cr馬氏體耐熱鋼）與Inconel

617制造DMW，使用的焊材為Inconel 82，PWHT制度為740 ℃下保溫4 h，蠕變測試溫度為650 ℃，蠕變測試結果如圖21所示。與2.25Cr-1Mo鋼的DMW類似，此種接頭的斷裂位置也會隨應力水平的變化發生轉移。以“MARBN10-A617 weld”接頭為例，在高應力水平下，斷裂發生在MARBN鋼母材中，隨著應力水平降低，斷裂位置轉移至MARBN鋼與鎳基焊縫的界面處（準確地說是斷裂起始于界面，裂紋沿界面發展一段距離之后，會轉移至MARBN鋼的HAZ中繼續擴展，如圖22所示）。此外，研究者還發現，應力水平越低，界面斷裂模式在裂紋擴展路徑中所占的比例越大。

BM—斷裂在MARBN鋼母材中;IF—沿MARBN鋼與焊縫金屬界面斷裂。

Zhang等人[61]研究了9%Cr馬氏體耐熱鋼/Inconel 617/Inconel 617B型DMW（PWHT制度為690 ℃下保溫10 h）的高溫蠕變性能，蠕變溫度為600 ℃和620 ℃，蠕變數據匯總于圖23。由圖23可知，此類DMW的蠕變斷裂位置，不但隨應力水平的變化而發生轉移（如600 ℃下的蠕變數據），還受到溫度的影響，具體表現為：當蠕變溫度升至620 ℃時，斷裂全部起始于9%Cr馬氏體耐熱鋼與鎳基焊縫的界面處。相比于Matsunaga等人的工作，Zhang等人的實驗結果更加豐富，除了發現上述溫度對斷裂位置的影響外，還發現在某些特定的溫度-應力組合條件下發生于9%Cr馬氏體耐熱鋼HAZ中的斷裂行為，這種斷裂與馬氏體耐熱鋼同種金屬接頭在蠕變條件下發生的Ⅳ型斷裂相似，Xu等人[62]在研究P92/Inconel 82/S30432奧氏體不銹鋼型DMW的高溫蠕變性能時，也發現了位于耐熱鋼HAZ中的斷裂行為。Laha[55]的研究也發現了9%Cr馬氏體耐熱鋼/Inconel 182/Alloy 800型DMW蠕變斷裂位置隨應力水平轉移的現象，蠕變斷裂位置與應力水平的對應關系也與Zhang的研究結果相似，而且其研究結果顯示，使用9%Cr馬氏體耐熱鋼的DMWs的蠕變壽命顯著高于使用2.25Cr-1Mo鋼的DMW的蠕變壽命。

Shin等人[19]研究了P92/Inconel 182/ Inconel 740H型DMW（PWHT制度為740 ℃下保溫4 h）的高溫蠕變性能，并與P92母材、Inconel 740H以及P92同種金屬焊接接頭的蠕變數據進行了對比，如圖24所示。Shin的實驗結果顯示，在600 ℃/

135 MPa的蠕變條件下，斷裂起始于P92鋼與焊縫的界面處，隨后轉移至P92鋼HAZ中繼續擴展，該結果與Matsunaga和Zhang的研究結果相似。Shin同時開展了更高溫度和更低應力（如650 ℃/80 MPa、700 ℃/35 MPa）條件下的蠕變實驗，發現斷裂全部位于P92鋼HAZ中的細晶區（FGHAZ，Fine Grained HAZ）中，該現象在其他已有相關研究中未見報道，同時也明顯區別于2.25Cr-1Mo的DMW在該應力水平下的斷裂行為（斷裂于2.25Cr-1Mo與鎳基焊縫的界面處）。

總體來說，使用9%Cr馬氏體耐熱鋼的DMWs的蠕變壽命高于2.25Cr-1Mo鋼的DMWs，但二者的蠕變行為又表現出一些共同點，例如，有3種典型的斷裂位置（鐵素體鋼母材、HAZ以及與鎳基焊縫的界面）;斷裂位置會隨應力水平的變化發生轉移，具體表現為高應力水平下斷裂在鐵素體鋼母材中，并伴隨有大量的塑性變形，而中等應力水平下斷裂于鐵素體鋼的FGHAZ中，為典型的Ⅳ型斷裂，低應力水平下斷裂位置轉移至鐵素體鋼與鎳基焊縫的界面處，表現出早期失效的特點。需要注意的是，在高溫和極低應力水平（如50 MPa及以下）的組合條件下，長時蠕變后2.25Cr-1Mo的DMW依舊會斷裂在界面處，而9%Cr馬氏體耐熱鋼的DMWs的斷裂位置則可能會轉移回至HAZ中（Shin[19]的研究結果），這可能與此種條件下后者在界面附近具有更小的性能梯度有關，應變集中的位置由界面附近轉移回至FGHAZ中，相關的機理還需要更深入和細致的研究。

3.2 蠕變失效機理

由3.1節可知，鐵素體基耐熱鋼/鎳基焊縫金屬類型的DMWs，在高溫蠕變條件下，斷裂位置隨溫度-應力組合條件的變化發生轉移，其中，在高溫-低應力條件下，DWMs傾向于斷裂在鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬的界面處，相比于同樣條件下對應的鐵素體基耐熱鋼母材或者其同種金屬焊接接頭的蠕變壽命，DMW表現出早期失效的特點。沿界面失效的斷裂模式在實際服役條件下最為常見，以此種模式失效的接頭，在斷裂前期無明顯征兆（變形不明顯），且斷裂時間分散性大，故其具有突發性，導致機組非正常停機，帶來巨大的經濟損失，同時也有較大的安全隱患。所以，提高此種DMWs的服役壽命一直是學術界和工程界努力的目標，而其前提條件是明確失效機理，在此基礎上有針對性地提出改進措施。

本小節先簡要介紹斷裂在鐵素體基耐熱鋼母材和HAZ中這兩種模式的失效機理，然后將重點放在沿界面失效機理上，關注了成分、組織、氧化、應力狀態等因素對失效的影響。

（1）斷裂于母材和HAZ的失效機理。

在高應力條件下，DMW往往斷裂在鐵素體基耐熱鋼母材中，并伴隨有明顯的塑性變形，如圖25所示。在這種情況下，決定接頭壽命的是母材性能，斷裂過程與母材在高溫下準靜態拉伸的失效過程類似。這是因為高應力下的蠕變斷裂時間短，該過程中微觀組織演化可以忽略不計。更準確地說，決定接頭壽命的是母材在初始狀態下的微觀組織。并且，在斷裂過程中材料會發生明顯的塑性流動（圖25b中在斷口附近可以看到由于塑性流動形成的纖維狀組織），在兩種斷裂模式的斷口表面均可以觀察到大量韌窩，這也是典型的塑性斷裂特征。

實際服役條件下，DMWs沿鐵素體基耐熱鋼HAZ斷裂的案例并不多見，而在實驗室條件下這種失效模式較為多見，屬于鐵素體基耐熱鋼同種金屬接頭中常見的Ⅳ型斷裂失效模式。Ⅳ型斷裂是指發生于FGHAZ或ICHAZ（Inter-critical HAZ）中的斷裂，關于其失效機理的研究可見大量報道[63-66]。由于蠕變空洞易產生于原奧氏體晶界處，晶界面積越大，產生蠕變空洞的機率越高，故有研究者[67]認為FGHAZ/ICHAZ中晶粒細化是產生Ⅳ型斷裂的主要原因;有研究者[68-69]認為Ⅳ型斷裂與HAZ軟化、M23C6型碳化物粗化有關;也有研究者[70]認為與原奧氏體晶界處形成Laves相有關。Liu等人[71]較為系統地研究了影響Ⅳ型裂紋形成的組織因素，認為FGHAZ晶粒細化并非主要因素，而焊接過程中新形成的細晶晶界缺乏足夠的析出相對其釘扎，才是產生Ⅳ型斷裂的主要原因。除組織因素外，Albert等人[72]還發現，Ⅳ型斷裂與單軸高溫蠕變條件下接頭FGHAZ所承受的三向拉應力狀態有關，借助有限元計算手段發現該區域的應力三軸度最大，是產生蠕變空洞的力學因素。也有研究者[73]使用有限元計算，得到焊接殘余應力的分布規律與軸向蠕變應變相一致的結論，并認為焊接殘余應力的集中也是Ⅳ型開裂的關鍵因素之一。

綜上所述，DMWs的Ⅳ型斷裂模式與組織和力學兩方面因素有關，組織因素為FGHAZ/ICHAZ中晶界處缺乏有效的析出相對晶界進行釘扎，力學因素為FGHAZ/ICHAZ受周圍材料拘束產生較高的應力三軸度。

（2）斷裂于界面的失效機理。

實際服役條件下，由于工作載荷較低，DMWs的服役壽命相對較長，失效形式以界面斷裂模式為主，即斷裂于耐熱鋼與鎳基焊縫的界面處，如圖26[19]所示。

從目前可見的文獻報道來看，在長期高溫低應力服役條件下，導致DMWs沿母材與焊縫界面斷裂的因素可歸為三類，包括力學因素、組織因素和外部因素，下面分別對這三種因素進行介紹。

a. 力學因素。

無論是實驗室結果[74]還是實際運行經驗[75-77]，均發現使用奧氏體不銹鋼焊縫的DMWs蠕變壽命遠低于使用鎳基焊縫的DMWs，其中一個重要原因是前者與鐵素體基耐熱鋼的CTE差異顯著大于后者與鐵素體基耐熱鋼的CTE差異。CTE與Ni、Cr當量的關系如圖27所示[78]，可見鎳基合金與鐵素體基耐熱鋼的CTE更加接近，CTE接近意味著在二者的界面處產生的熱應力更低。雖然使用鎳基焊縫金屬可以在很大程度上降低界面附近的熱應力，但并不能將其完全消除，所以熱應力的影響不可忽視，尤其是機組啟停導致熱應力周期性變化形成的熱疲勞，對接頭造成的損傷會進一步加速接頭的失效[79-80]。

鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫界面處的力學性能差異，也是導致沿界面斷裂的重要因素，由圖28[81]可以看出，在界面附近存在巨大的硬度梯度，有研究者[4，55]認為硬度的形成與界面附近的馬氏體層以及析出的碳化物或金屬間化合物有關。巨大的硬度梯度會導致接頭受載時，在界面附近硬度較低的區域出現應變集中，促進蠕變空洞的形成。除硬度梯度外，蠕變強度的差異也會促進界面處蠕變損傷的發展，這是因為鎳基焊縫金屬的蠕變強度高于鐵素體基耐熱鋼，在DMWs蠕變過程中，蠕變會集中在蠕變強度較低的鐵素體基耐熱鋼側，且由于界面附近的鐵素體基耐熱鋼的蠕變變形受到鎳基焊縫金屬的拘束，形成三向拉應力狀態，會促進蠕變空洞的形成和長大。

b. 組織因素。

鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬界面附近的微觀組織在服役過程中的演化行為，一直被認為是影響沿界面斷裂行為的重要因素，其中沿界面分布的Ⅰ型碳化物被認為是蠕變空洞的形核位置，故得到了廣泛的關注和研究。典型的沿界面處Ⅰ型碳化物形成蠕變空洞的情況如圖29所示[57]。

除2.25Cr-1Mo母材與鎳基焊縫金屬界面處會形成與Ⅰ型碳化物有關的蠕變空洞外，在9%Cr馬氏體耐熱鋼與鎳基焊縫金屬界面處也會出現類似的現象，如圖30所示。

為進一步研究Ⅰ型碳化物在界面斷裂失效模式中的作用，Parker等人[58]使用高溫時效的方式，在2.25Cr-1Mo母材與鎳基焊縫金屬界面處形成串狀的Ⅰ型碳化物，并與未經時效處理的同類DMWs共同進行高溫蠕變實驗。受時效處理的影響，上述DMW表現出不同的蠕變行為，具體表現為：在60～80 MPa應力水平下，未經時效處理的試樣斷裂在母材與焊縫的界面處，而經時效處理的試樣斷裂在2.25Cr-1Mo母材中，并伴隨有明顯的頸縮，且后者的蠕變壽命明顯短于前者;當應力水平降低至40～50 MPa時，二者均沿界面斷裂，且蠕變壽命相當。該實驗結果與Nicholson[57]早期開展的實驗結果類似，上述實驗結果意味著Ⅰ型碳化物并非沿界面斷裂失效模式的決定性因素。Parker等人[59]進一步實驗發現，對未經時效處理的DMW來說，其在高溫蠕變過程中的變形，主要產生于界面附近，如圖 31所示，說明界面處的應變集中更有可能是導致沿界面斷裂的關鍵且直接的因素。

近些年來發表的一些關于9%Cr馬氏體耐熱鋼與鎳基合金的DMWs高溫蠕變的文章[19， 60-61]，甚至并沒有在界面處觀察到Ⅰ型碳化物，進一步說明Ⅰ型碳化物并非導致沿界面失效的決定性因素。Shin等人[19]對比高溫蠕變前后界面處馬氏體層的位錯密度，發現高溫蠕變后馬氏體層中的位錯密度顯著上升，如圖32所示，進一步推測沿界面失效與界面附近的應變集中有關，從微觀組織的角度進一步證實了Parker的觀點。

在使用奧氏體不銹鋼焊縫的DMWs中，發生在鐵素體基耐熱鋼與焊縫金屬間的碳遷移是一個被重點關注的現象，碳遷移導致界面附近的鐵素體基耐熱鋼中出現貧碳層，其往往與沿界面失效有關[82]。使用鎳基焊縫金屬后，可以在很大程度上抑制碳遷移，鐵素體基側的貧碳層也不顯著，甚至無法觀察到。所以碳遷移對使用鎳基焊縫的DMWs高溫蠕變性能的危害程度低于使用奧氏體不銹鋼焊縫的DMWs，故對使用鎳基焊縫金屬的DMWs來說，碳遷移引起失效的報道非常少見。需要注意的是，由于在鎳基焊縫與鐵素體基耐熱鋼界面處存在PMZ，所以不可避免地會發生輕微程度的碳遷移，但這種程度的碳遷移僅促進Ⅰ型碳化物的形成[4]，進而提高界面處的硬度[83]，并不會在鐵素體基耐熱鋼中形成貧碳層。

最近發表的一篇文章[84]，考查了鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬界面處的馬氏體層在熱處理及時效過程中的演化行為，認為在回火熱處理或高溫時效過程中，馬氏體層中的碳原子會遷移至臨近的焊縫金屬中，而馬氏體層脫碳退化為鐵素體層，如圖33所示。文章認為，馬氏體層退化所形成的鐵素體層的硬度低，容易產生應變集中，進而產生蠕變空洞。

需要注意的是，上述C原子從馬氏體層遷移至臨近的鎳基焊縫金屬的過程，與之前提到的碳遷移不同。后者通常發生在使用奧氏體不銹鋼焊縫填充的DMWs中，因為界面處的馬氏體層是PMZ的一部分，其Cr元素含量相較于原始母材高，熱處理或高溫時效過程中C原子會從母材遷移至馬氏體層中。

綜上所述，雖然Ⅰ型碳化物在DMWs的沿界面斷裂行為中扮演著重要作用，但決定界面斷裂失效行為的是界面附近的應變集中。Ⅰ型碳化物對斷裂的貢獻要視應力水平而定：較高的應力水平會促進蠕變空洞在其周圍的形核和長大;較低的應力水平對蠕變損傷的發展的貢獻不大。對使用鎳基焊縫金屬的DMWs來說，輕微的碳遷移會促進Ⅰ型碳化物長大，進而促進界面附近蠕變損傷的發展。另外，鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬界面處的馬氏體層，會在接頭服役過程中退化為鐵素體層，加劇該區域的應變集中，促進蠕變損傷的發展。

c. 外部因素。

影響DMWs界面失效行為的外部因素，主要包括環境因素（如氧化條件）和載荷因素（外載形式），下面分別介紹這兩種因素的影響。

DMWs長期處于高溫蒸汽、煙氣或空氣環境中，不可避免地會發生氧化，受其本身非均質結構特點的影響，其氧化行為與均質材料相比呈現出一些不同之處，最顯著的特點就是形成于鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬界面附近的氧化尖缺口，如圖34所示。

當前，人們已經普遍認識到氧化對DMWs失效行為的影響，Parker[58]的實驗結果直觀展示了氧化對蠕變變形行為的影響，如圖35所示。通過對比暴露于空氣中的試樣（空心圓）和有涂層的試樣（實心圓），可以看出氧化對蠕變形變量的影響。在356 h后，在原來暴露于空氣中的試樣表面覆蓋涂層后（空心方框），其后續蠕變行為與原來有涂層的試樣接近。

DMWs中的氧化尖缺口易產生于焊縫與母材的界面處，這與焊縫和母材的抗氧化性的較大差異以及界面處的應力狀態有關。如前所述，界面處的應力包括熱應力以及因材料蠕變性能差異而產生的應力。鐵素體基耐熱鋼的抗氧化性劣于鎳基焊縫金屬，故前者的氧化速率高于后者。在界面應力的作用下，靠近界面處的鐵素體基耐熱鋼表面的氧化層會發生破損脫落，使新鮮的基體表面暴露于氧化介質中，氧化得以沿界面向內進一步發展，上述過程交替反復進行，就會在界面處形成氧化尖缺口。可見，氧化尖缺口的形成是氧化與應力交互作用的結果。氧化尖缺口的形成，會使鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬在界面處分離，Zhang[61]和Matsunaga[60]的研究中均可觀察到該現象。此外，在鐵素體基耐熱鋼FGHAZ中也會觀察到氧化現象，這是因為FGHAZ中的晶粒尺寸小，晶界面積大，為氧原子的擴散提供了更多的通道，從而加劇了該區域的氧化，這種現象在低合金鋼中更為常見[85]。

相比于蠕變損傷過程，氧化過程發展較慢。對薄壁管件來說，氧化對蠕變斷裂行為的影響不容忽視，而對厚壁管件來說，氧化對接頭失效過程的貢獻不大。但需要注意的是，如果伴隨有疲勞載荷（如機組反復啟停造成的疲勞載荷），對厚壁管件來說，氧化的不利影響會被放大。這是因為疲勞載荷會促進氧化層的破碎脫落，從而提高氧化尖缺口的擴展速率。Klueh[2，86]的研究中提到了氧化與疲勞交互作用導致的沿界面失效的模型。

導致接頭沿界面失效的另一個載荷因素在于DMWs本身所承受的結構應力，Dooley[87]的工作報道了一起因管道支撐不足導致的DMW早期失效的案例，管道支撐不足使得DMW承受較大的彎矩，在熱疲勞載荷的共同作用下，導致了DMW沿界面失效。

綜上所述，DMWs沿界面失效是服役過程中元素分配、組織退化、氧化以及載荷條件耦合作用的結果，這種耦合作用的效果大于任何一種因素單獨作用的效果。所以，如果要改善DMWs的服役狀態或延長其服役壽命，可以考慮從兩方面入手，一方面針對某一弱化因素進行改進，另一方面使用恰當的工藝將某一弱化因素與其他因素解耦，相關方面的內容將在第4節介紹。

4 延長接頭服役壽命的措施

由前面的論述可知，延長DMWs服役壽命的根本在于降低鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬之間因成分梯度產生的微觀組織及力學性能差異，同時改善外部因素，如力學狀態、防氧化條件等，具體來說，包括如下幾方面措施。

4.1 選擇合適的焊材

大量的工業實踐表明，相比于使用奧氏體不銹鋼焊材，使用鎳基焊材可以顯著提高DMWs的服役壽命，如圖36所示[88]。除圖中列出的常用鎳基焊材外，針對DMWs的特點，近些年來也有一些新型焊材被開發出來，如ENiFeCr-7（EPRI P87）。該焊材為鐵鎳基焊材，顯著特點為Cr含量控制在9%（wt.%）左右。在焊接有Grade 91級別耐熱鋼的DMWs時，使用該焊材可以減小焊縫金屬與耐熱鋼之間的C化學勢梯度，從而有效抑制回火和服役過程中的碳遷移[84]。

4.2 使用過渡金屬

使用CTE居中（位于鐵素體基耐熱鋼和奧氏體不銹鋼之間）的過渡金屬材料，可以在一定程度上減輕因CTE差異而在整個DMW范圍內造成的熱應力梯度，進而提高其服役壽命。工程上常用的過渡金屬為Alloy 800H，其接頭形式如圖37[89]所示，Alloy 800H與鐵素體基耐熱鋼和奧氏體不銹鋼的連接分別使用鎳基合金焊縫金屬和奧氏體不銹鋼焊縫金屬。King[89]的計算結果顯示，使用Alloy 800H過渡金屬的接頭，在鐵素體基耐熱鋼側的最大周向應力可降低約37%。此外，對于低合金鋼與奧氏體不銹鋼的焊接，焊接前在低合金鋼側堆焊鎳基隔離層，對碳遷移也有一定的抑制作用[90]。

使用功能梯度材料（FGM，Functionally Graded Materials）可以更好地降低DMWs的成分、組織和力學梯度，其結構如圖38[91]所示。通常使用基于激光[92]和電弧[93]的3D打印技術制造FGM，通過控制兩種材料的熔敷速率，實現成分隨位置的均勻過渡。FGM制造完成后，其兩端分別用同種金屬接頭與鐵素體基耐熱鋼和奧氏體不銹鋼連接。目前此方面的研究還處于實驗室階段，尚未見到已發表的關于此類接頭的高溫蠕變數據。

4.3 優化坡口角度

優化坡口角度的出發點是改善接頭界面的應力狀態。Hu等人[94]使用有限元方法計算了坡口角度分別為0°、30°、60°、90°和120°時界面處的蠕變損傷情況，發現當坡口角度為120°時，界面處的蠕變損傷最小，EPRI在2017年的技術報告中也有類似的結論[95]。另外，從分離氧化尖缺口與界面損傷的角度出發，也可以得到使用大坡口這一結論，這是因為產生于管壁表面的氧化尖缺口的生長方向為管道徑向，如果氧化尖缺口發展方向與界面重合或者接近，那么兩種損傷形式疊加會加速接頭的失效。EPRI的技術報告[95]指出，薄壁管道須要在鐵素體基耐熱鋼側外表面增加一道蓋面焊，厚壁管道則須要使用階梯狀坡口形式，如圖39所示。本研究團隊與大唐華北火電研究院在就高溫蒸汽管道DMW早期失效的合作研究中也提出了類似的觀點。

4.4 調整DMW服役環境

由于DMW的失效與高溫、氧化、應力等服役條件密切相關，故在設計過程中，應該盡量將DMW安排在溫度相對較低、應力狀態較優的位置。一篇關于加拿大Ontario Hydro DMW失效的文獻[87]指出，管道支撐不足導致DMW位置產生的彎矩會加速DMW沿界面失效，故在設計和制造過程中，要盡量避免DMW承受過高的結構應力。另外，在接頭表面涂覆抗氧化層，可以抑制因氧化導致的局部損傷，在一定程度上延長接頭的服役壽命。

5 結論

本文針對DMWs的早期失效問題進行了回顧及總結，重點關注了DMWs的組織特征和蠕變失效行為，最后提出了改善DMWs服役性能的幾點建議。主要觀點如下：

（1）使用鎳基焊材可以在很大程度上減弱發生于鐵素體基耐熱鋼與焊縫界面處的碳遷移行為，同時降低界面處的熱應力，這對于延長DMWs的服役壽命是有益的。

（2）在鐵素體基耐熱鋼與鎳基焊縫金屬界面附近的PMZ中形成高Ni馬氏體，其寬度為微米量級;回火過程中，部分區域會發生奧氏體化，冷卻后形成淬硬馬氏體層，導致界面處硬度升高，增大硬度梯度。

（3）在回火和高溫時效/蠕變過程中，在馬氏體層與鐵素體基耐熱鋼界面處會形成串狀的Ⅰ型碳化物;當馬氏體層較寬時，隨保溫時間延長，Ⅰ型碳化物會向Ⅱ型碳化物轉變。

（4）DMWs蠕變斷裂位置隨溫度-應力組合條件的不同發生轉移，常見的斷裂位置包括鐵素體基耐熱鋼母材、鐵素體基耐熱鋼HAZ以及與焊縫的界面處，其中沿界面斷裂是在實際服役條件下常見的失效模式，常常表現出早期失效的特點。

（5）DMWs沿界面斷裂失效與界面處的特殊組織（馬氏體層、Ⅰ型碳化物）、應變集中、熱應力、疲勞、氧化等條件密切相關，上述因素的交互作用會加速界面失效行為的發展。

（6）改善DMWs服役性能的根本在于降低因成分梯度產生的組織和力學性能梯度，可以考慮使用過渡金屬、FGM等方法;同時也可以從解耦上述影響因素的角度出發，從焊接工藝入手對接頭質量進行控制，如采用蓋面焊道、增大坡口角度等，實現氧化損傷與界面損傷的分離，進而延長其服役壽命。

參考文獻：

[1] Roberts D I， Ryder R H ，Viswanathan R. Performanceof Dissimilar Welds in Service[J]. Journal of Pressure Vessel Technology-Transactions of the Asme， 1985. 107（3）： 247-254.

[2] Klueh R L. Dissimilar-Metal Weld Failures in Boiler Tubing[J]. Power Engineering， 1984， 88（2）： 52-56.

[3] Williams J A， Parker J D. Effect of Thermal Cycling on Creep-behavior of 2.25Cr-1Mo/type-316 Steel Dissimar Metal Welds[J]. Materials Science and Tech-nology， 1994， 10（10）： 915-923.

[4] Nicholson R D. Effect of Aging on Interfacial Structures of Nickel-Based Transition Joints[J]. Metals Technology， 1984， 11（3）： 115-124.

[5] Dupont J C. Kusko. Martensite formation in austenitic/ ferritic dissimilar alloy welds[J]. Welding Journal， 2007， 86（2）： 51.

[6] Christoffel R， Curran R. Carbon migration in welded joints at elevated temperatures[J]. Welding Journal， 1956（35）： 011225.

[7] Helander T， Agren J， Nilsson J O. An experimental and theoretical investigation of diffusion across a joint of two multicomponent steels[J]. ISIJ international， 1997， 37（11）： 1139-1145.

[8] You Y-Y. The study of carbon migration in dissimilar welding of the modified 9Cr-1Mo steel[J]. Journal of materials science letters， 2001， 20（15）： 1429-1432.

[9] Eckel JF. Diffusion across dissimilar metal joints[J].? Welding Journal， 1964， 43（4）： 170-178.

[10] 張亞奇， 李春光， 李宜男， 奧氏體不銹鋼焊材異種鋼焊接失效原因分析[J]. 機械制造文摘： 焊接分冊， 2012（4）： 45-47.

[11] 孫旭. 末級過熱器 U 型管與不銹鋼吊掛板連接角焊縫的泄漏原因[J]. 機械工程材料， 2019， 43（2）： 73.

[12] 胡加瑞， 劉旺， 謝億， 等. 末級過熱器 12Cr2MoWVTiB/ TP347H 異種鋼焊口失效分析[J]. 礦冶工程， 2015， 35（1）： 123-125.

[13] Gittos M， Gooch T. The interface below stainless steel and nickel-alloy claddings[J]. Carbon， 1992（2）： p. 4Cr-1Mo.

[14] Lundin C. Dissimilar metal welds-transition joints literature review[J]. Welding Journal， 1982， 61（2）：? 58-63.

[15] Sireesha M， Albert S K， Sundaresan S. Influence of high- temperature exposure on the microstructure and mechanical properties of dissimilar metal welds between modified 9Cr-1Mo steel and alloy 800[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2005， 36（6）： 1495-1506.

[16] 王智慧， 徐碧宇， 異種鋼焊接接頭熔合區馬氏體層斷裂韌性的模擬研究[J]. 焊接學報， 1989， 10（2）： 95-103.

[17] 柳猛， 劉飛， 劉子寅， 等. 核電站關鍵設備異種鋼焊接接頭16MND5/309L 熔合線組織性能研究[J]. 電焊機， 2019，49（7）： 7-12.

[18] 劉海云， 吳宇. 異種鋼焊接接頭熔合區馬氏體帶的化學成分和組織結構[J]. 太原理工大學學報， 1999， 30（6）： 598-601.

[19] Shin， Kyeong-Yong， Lee， Ji-Won， Han， Jung-Min，et al. Transition of creep damage region in dissimilar welds between Inconel 740H Ni-based superalloy and P92 ferritic/martensitic steel[J]. Materials Characteriza-tion， 2018（139）： 144-152.

[20] Santella M L. Influence of Chemical Compositions Influence of Chemical Compositions on Lower Ferrite-Austenite Transformation Temperatures in 9%Cr Steels[J]. Journal of Pressure Vessel Technology， 2012， 134（2）： 021404.

[21] Parker J D， Stratford G C. Characterisation of micro-structures in nickel based transition joints[J]. Journal of Materials Science， 2000， 35（16）： 4099-4107.

[22] 于光強， 王金海， 劉國剛， 12Cr1MoV/TP304H 異種鋼焊接接頭開裂原因分析[C]. 江蘇： 全國火電大機組 （300MW 級） 競賽第 37 屆年會論文集， 2008.

[23] 劉立營， 李太江， 劉福廣， 等， TP304H+12Cr1MoV 異種鋼焊接接頭的界面蠕變損傷行為[J]. 焊管， 2013， 36（10）： 31-35.

[24] Viswanathan R， Foulds J R， Roberts D I. Boiler tube failures in fossil power plants[C]. USA： Conference on boiler tube failures in fossil plants，1987.

[25] Wang Yaqi， Cui Haichao， Fan Manjie， et al. Chara-cterization on the gradient microstructure near the fusion interface of dissimilar metal between high Cr heat-resistant steel and Ni-based Alloy 617[J]. Materials Characterization， 2019（151）： 227-236.

[26] Jula M， Dehmolaei R， Alavi Zaree S R. The compa-rative evaluation of AISI 316/A387-Gr.91 steels dissi-milar weld metal produced by CCGTAW and PCGTAW processes[J]. Journal of Manufacturing Processes， 2018（36）： 272-280.

[27] Yang Y K， Kou S. Weld-bottom macrosegregation caused by dissimilar filler metals[J]. Welding Journal， 2007， 86（12）： 379-387.

[28] Yang Y K， Kou S. Fusion-boundary macrosegregation in dissimilar-filler metal Al-Cu welds[J]. Welding Journal， 2007， 86（11）： 331-339.

[29] Alexandrov B T， Lippold J C， Sowards J W， et al.Fusion boundary microstructure evolution associated with embrittlement of Ni-base alloy overlays applied to carbon steel[J]. Welding in the World， 2012， 57（1）： 39-53.

[30] Rowe M D， Nelson T W， Lippold J C. Hydrogen-induced cracking along the fusion boundary of dissi-milar metal welds[J]. Welding Journal， 1999， 78（2）： 31-37.

[31] Fenske J A， Robertson I M， Ayer R， et al. Microstructure and Hydrogen-Induced Failure Mechanisms in Fe and Ni Alloy Weldments[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2012， 43（9）： 3011-3022.

[32] Doody T. Intermediate mixed zones in dissimilar metal welds for sour service[J]. Welding Journal， 1992， 71（3）： 55-60.

[33] Shuhai Chen， Jihua Huang， JunXia， et al.. Influence of processing parameters on the characteristics of stainless steel/copper laser welding[J]. Journal of Materials Processing Technology， 2015（222）： 43-51.

[34] H. Xu， M.J. Xu， C. Yu， et al. Effect of the microstructure in unmixed zone on corrosion behavior of 439 tube/308L tube-sheet welding joint[J]. Journal of Materials Processing Technology， 2017（240）： 162-167.

[35] Cameron Barr， Shi Da Sun， Mark Easton， et al. Influ-ence of macrosegregation on solidification cracking in laser clad ultra-high strength steels[J]. Surface and Coatings Technology， 2018（340）： 126-136.

[36] Savage W F， Nippes E F， Szekeres E S. Study of Weld Interface Phenomena in a Low-Alloy Steel[J]. Welding Journal， 1976， 55（9）： S260-S268.

[37] KARJALAINEN， P.. Weld fusion boundary structures in aluminium and Al-Zn-Mg alloy[J]. Zeitschrift für Metallkunde， 1979（70）： 686-689.

[38] Ornath F， Soudry J， Weiss B Z， et al. Weld pool segre-gation during the welding of low alloy steels with austenitic electrodes[C]. 1981.

[39] Yang Y K， Kou S. Macrosegregation in Al-Si welds made with dissimilar filler metals[J]. Science and Technology of Welding and Joining， 2010， 15（1）： 1-14.

[40] Yang， Y.K.， S. Kou. Macrosegregation mechanisms in arc welds made with dissimilar filler metals[J]. Science and Technology of Welding and Joining， 2010， 15（1）： 15-30.

[41] Yang Y K， Kou S. Macrosegregation in Cu-30Ni welds made with dissimilar filler metals[J]. Science and Tech-nology of Welding and Joining， 2008， 13（4）： 318-326.

[42] 趙紅， 祝美麗. 火電站新型中厚板異種鋼焊接接頭殘余應力場數值模擬研究[J]. 熱加工工藝， 2006， 35（19）： 77-79.

[43] 張俊寶， 葛可可， 徐連勇. 核電站蒸汽發生器異種鋼焊接殘余應力研究[J]. 熱力發電， 2017， 46（3）： 39-44.

[44] 張杰， 梁振新. 回火工藝對超超臨界鍋爐異種鋼接頭力學性能的影響[J]. 金屬加工 （熱加工）， 2019（12）： 35-37， 40.

[45] 林繼德， 魯立， 張斌， 等， 堆焊修復焊縫對異種鋼焊接接頭殘余應力的影響規律研究[J]. 電焊機， 2019， 49（11）： 92-95.

[46] 李索， 任森棟， 董軍， 等. P92/IN625 異種鋼焊接殘余應力數值模擬[J]. 熱加工工藝， 2018， 47（9）： 200-203.

[47] 李萌盛， 吳元峰， 謝霞. 焊接參數對異種鋼接頭熱應力影響的數值模擬[J]. 焊接， 2005（1）： 16-18.

[48] 李萌盛， 胡技軍， 吳元峰， 等. 電站鍋爐異種鋼接頭應力分布的數值模擬[J]. 電力設備， 2005， 6（10）： 56-58.

[49] Akbari D， Farahani M， Soltani N. Effects of the weld groove shape and geometry on residual stresses in dissimilar butt-welded pipes[J]. Journal of Strain Analysis for Engineering Design， 2012， 47（2）： 73-82.

[50] Akbari D， Sattari-Far I. Effect of the welding heat input on residual stresses in butt-welds of dissimilar pipe joints[J]. International Journal of Pressure Vessels and Piping， 2009， 86（11）： 769-776.

[51] Joseph A， Sanjai K Rai， Jayakumar T， et al. Evaluation of residual stresses in dissimilar weld joints[J]. Inter-national Journal of Pressure Vessels and Piping， 2005， 82（9）： 700-705.

[52] Wen-Chao Dong， Dian-Bao Gao， Shan-Ping Lu.? Numer- ical Investigation on Residual Stresses of the Safe-End/Nozzle Dissimilar Metal Welded Joint in CAP1400 Nuclear Power Plants[J]. Acta Metallurgica Sinica （English Letters）， 2018， 32（5）： 618-628.

[53] Jiang W C， Wang B Y， Gong J M， et al. Finite element analysis of the effect of welding heat input and layer number on residual stress in repair welds for a stainless steel clad plate[J]. Materials & Design， 2011， 32（5）： 2851-2857.

[54] Huang Y M， Li Y， He K， et al， Micrometre scale residual stress measurement in fusion boundary of dissimilar steel welded joints using nanoindenter system[J]. Materials Science and Technology， 2013， 27（9）： 1453-1460.

[55] Laha K， Chandravathi K S， Parameswaran P， et al.A Comparison of Creep Rupture Strength of Ferritic/Austenitic Dissimilar Weld Joints of Different Grades of Cr-Mo Ferritic Steels[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2012， 43（4）： 1174-1186.

[56] Klueh R L， King J F. Elevated-temperature tensile and creep-rupture behavior of alloy 800H/ERNiCr-3 weld metal/2 1/4Cr-1 Mo steel dissimilar-metal weldments. 1982.

[57] Nicholson R D. Creep rupture properties of nickel-base transition joints after long-term service[J]. Materials Science and Technology， 1986， 2（7）： 686-692.

[58] Parker J D， Stratford G C. The high-temperature? performance of nickel-based transition joints- Ⅱ. Fracture behaviourr[J]. Materials Science and Engineering A—Structural Materials Properties Microstructure and Processing， 2001， 299（1-2）： 174-184.

[59] Parker J D， Stratford G C. The high-temperature per-formance of nickel-based transition joints-Ⅰ. Deformation behaviour[J]. Materials Science and Engineering A—Structural Materials Properties Micro-structure and Processing， 2001， 299（1-2）： 164-173.

[60] Matsunaga T， Hongo H， Tabuchi M. Interfacial failure in dissimilar weld joint of high boron 9% chromium steel and nickel-based alloy under high-temperature creep condition[J]. Materials Science and Engineering A—Structural Materials Properties Microstructure and Processing， 2017（695）： 302-308.

[61] Zhang Yu， Li Kejian， Cai Zhipeng， et al. Creep rupture properties of dissimilar metal weld between Inconel 617B and modified 9%Cr martensitic steel[J]. Materials Science and Engineering A—Structural Materials Properties Microstructure and Processing， 2019， 764（9）： 138185.

[62] Xu Lianyong， Wang Yongfa， Jing Hongyang， et al. Defor-mation Mechanism and Microstructure Evolution of T92/S30432 Dissimilar Welded Joint During Creep[J]. Journal of Materials Engineering and Performance， 2016， 25（9）： 3960-3971.

[63] 張邦強， 高振桓， 聶麗萍， 等. 620 ℃ 超超臨界機組用9%Cr-Mo-Co-B 鋼 （CB2） 焊接接頭性能退化機制研究[J]. 東方汽輪機， 2014（2）： 59-64.

[64] 王學， 潘乾剛， 陶永順， 等. P92 鋼焊接接頭Ⅳ型蠕變斷裂特性[J]. 金屬學報， 2012. 48（4）： 427-434.

[65] 孫咸. 9%Cr 耐熱鋼接頭 HAZ 中的 Ⅳ 型裂紋[J]. 電焊機， 2019， 49（10）： 1-9.

[66] 喬亞霞， 武英利， 徐聯勇. 9%-12% Cr 高等級耐熱鋼的Ⅳ型開裂研究進展[J]. 中國電力， 2008， 41（5）： 33-36.

[67] Shinozaki K， Dejun Li， Kuroki H， et al. Observation? of type Ⅳ cracking in welded joints of high chromium ferritic heat resistant steels[J]. Science and Technology of Welding and Joining， 2013， 8（4）： 289-295.

[68] Wang Y， Li L， Kannan R. Transition from Type Ⅳ to Type I cracking in heat-treated grade 91 steel weld-ments[J]. Materials Science and Engineering： A， 2018（714）： 1-13.

[69] Hirata H， Ogawa K. Effect of chromium content on loss of creep rupture strength in the heat affected zone of heat-resistant ferritic steel[J]. Welding International， 2005， 19（2）： 118-124.

[70] Sakthivel T， Vasudevan M， Laha K， et al. Creep rupture behavior of 9Cr-1.8W-0.5Mo-VNb （ASME grade 92） ferritic steel weld joint[J]. Materials Science and Engin-eering： A， 2014， 591（3）： 111-120.

[71] Liu Y， Tsukamoto S， Shirane T， et al. Formation Mech-anism of Type Ⅳ Failure in High Cr Ferritic Heat-Resistant Steel-Welded Joint[J]. Metallurgical and Materials Transactions A—Physical Metallurgy and Materials Science， 2013， 44A（10）： 4626-4633.

[72] Albert S K， Tabuchi M， Hongo H， et al. Effect of welding process and groove angle on type Ⅳ cracking behaviour of weld joints of a ferritic steel[J]. Science and Technology of Welding and Joining， 2013， 10（2）： 149-157.

[73] 姜運建， 荊洪陽， 徐連勇， 等. 焊接殘余應力對 P92 鋼Ⅳ型蠕變開裂的影響[J]. 焊接學報， 2011， 32（1）： 16-20.

[74] Slaughter G， Housley T. The welding of ferritic steels to austenitic stainless steels[J]. Welding Journal， 1964， 43（10）： 454s-460s.

[75] Haas P. Results of industry-wide survey on dissimilar? metal weld performance[M]. Ohio： American Electric?Power Service Corp.， 1978.

[76] Price A. CEGB experience with small diameter dissimilar metal welds in coal-fired boilers[C]. in Proc. AWS/EPRI Conf. Joining Dissimilar Metals， 1982.

[77] Wright V. Service Experience With Austenitic-ferritic Superheater Transition Welds Within the Central Electricity Generating Board[J]. Metal Constr Brit Weld Journal， 1969， 1（12）： 1-5.

[78] 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.

[79]? Klueh R L， King J F， Griffith J L. A Simple Test for Dissimilar Metal Welds[J]. Welding Journal， 1983， 62（6）： 154-159.

[80] Nicholson R D， Williams J A. Failure and Deformation Modes in Heavy Section Dissimilar Welds Subjected to Accelerated Thermal Cycle—Creep Loading[J]. Inter- national Journal of Pressure Vessels and Piping， 1985， 20（4）： 239-274.

[81] Parker J D， Stratford G C. Review of factors affecting condition assessment of nickel based transition joints[J]. Science and Technology of Welding and Joining， 2013， 4（1）： 29-39.

[82] Jones W K C. Heat-Treatment Effect on 2CrMo Joints Welded with a Nickel-Base Electrode[J]. Welding Journal， 1974， 53（5）： 225-231.

[83] Laha K， K. S.， Chandravathi K. et al. An assessment of creep deformation and fracture behavior of 2.25Cr-1Mo similar and dissimilar weld joints[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2001， 32（1）： 115-124.

[84] Orzolek S， DuPont J， Siefert J. Microstructural Evo-lution of Dissimilar Metal Welds Involving Grade 91[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2020，? 51（5）： 2222-2238.

[85] Trindade V B， Borin Rodrigo， Hanjari Behzad Zandi，et al. High-temperature oxidation of pure Fe and the ferritic steel 2.25Cr1Mo[J]. Materials Research， 2005， 8（4）： 365-369.

[86] Klueh R L， King J F. Austenitic Stainless-Steel Ferritic Steel Weld Joint Failures[J]. Welding Journal， 1982， 61（9）： 302-311.

[87] Dooley R B， Stephenson G G， Tinkler M J， et al. On-tario Hydro Experience with Dissimilar Metal Welds in Boiler Tubing[J]. Welding Journal， 1982， 61（2）：? 45-49.

[88] Roberts D I， Ryder R H， Grunloh H J， et al. Dissimilar weld failure analysis and development program[J]. Thermo Fisher Scientific，1989（11）： [頁碼不詳]

[89] King? J F， Sullivan M D， Slaughter G M.? Development of an Improved Stainless-Steel to Ferritic Steel Tran-sition Joint[J]. Welding Journal， 1977， 56（11）： 354-358.

[90] 靳紅梅， 任世宏， 李永紅， 等. 鎳基合金在異種鋼焊接中的應用[J]. 電焊機， 2009， 39（4）： 148-150.

[91] DuPont， J N. Microstructural evolution and high tem-perature failure of ferritic to austenitic dissimilar welds[J]. International Materials Reviews， 2013， 57（4）： 208-234.

[92] FARREN J D， DuPONT J N， NOECKER II F F.Fabrication of a carbon steel-to-stainless steel tran-sition joint using direct laser deposition-a feasibility study[J]. Welding Journal， 2007， 86（3）： 55-61.

[93] Jonathan P. Galler， John N. DuPont， Sudarsanam Suresh? Babu， et al. Microstructural Evolution of Graded Transi-tion Joints[J]. Metallurgical and Materials Transactions A， 2019， 50（5）： 2201-2217.

[94] Jianan Hu， Elsiddig Elmukashfi， Takuya Fukahori， et?al. Effect of weld angle on the creep rupture life of ferritic/austenitic dissimilar weld interfaces under remote mode Ⅰ fracture[J]. Engineering Fracture Mech-anics， 2019， 218（9）： 106606.

Microstructure evolution and high temperature failure mechanism

of dissimilar metal welded joints

LI Kejian1，2， LI Xiaogang1，2， ZHANG Yu1，2， HAN Chaoyu1，2，

WANG Xue1，2， CAI Zhipeng1，2，3，4*

（1.Department of Mechanical Engineering， Tsinghua University， Beijing 100084， China; 2.Key Laboratory of Advanced Forming Manufacturing， Ministry of education， Tsinghua University， Beijing 100084， China;

3.State Key Laboratory of tribology， Tsinghua University， Beijing 100084， China; 4.Collaborative Innovation Center for advanced nuclear energy technology， Tsinghua University， Beijing 100084，China）

Abstract： Dissimilar metal welds （DMWs） formed by joining ferrite based heat-resistant steel and austenitic stainless steel （or nickel base alloy） with nickel base weld are widely used in nuclear power， thermal power， petrochemical and other industries. The early failure of DMWs often occurs under the condition of high temperature and low stress， which leads to the abnormal shutdown of the unit and brings huge economic losses and safety risks. Therefore， the early failure of DMWs has been focused by the engineering and academic circles. In this paper， the early failure of DMWs is reviewed and summarized. Firstly， the microstructure characteristics of DMWs are introduced， and the metallurgical characteristics of the region near the interface between ferrite based heat-resistant steel and weld are focused on， including martensite layer， carbon migration and type I / II carbides. Secondly， the characteristics of welding residual stress and its influencing factors are briefly summarized. Thirdly， the high temperature creep data of DMWs are summarized， aiming at the characteristics of creep fracture location transfer of DMWs， the fracture along the interface between ferrite based heat-resistant steel and weld is a significant feature of DMWs failure. This failure mode is related to strain concentration， thermal stress， matrix structure degradation， carbide coarsening and oxidation. Finally， some methods and suggestions for prolonging the service life of DMWs are given.

Keywords： dissimilar metal welded joint; heat resistant steel; nickel base alloy; austenitic stainless steel; microstructure; creep; early failure