火電廠中鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭的蠕變斷裂行為研究進展

繆克基，劉建峰,2,3，尹陽陽，王 婷，劉川槐，袁斌霞,3，潘衛國,2，尹詩斌

(1.上海電力大學能源與機械工程學院，上海 200090；2.機械工業清潔發電環保技術重點實驗室，上海 200090；3.廣西大學，廣西有色金屬及特色材料加工重點實驗室， 南寧 530004；4.淮浙煤電有限責任公司鳳臺發電分公司，淮南 232170；5.廣西大學化學化工學院，南寧 530004)

0 引 言

中國是煤炭消費大國，電力供給仍以火力發電為主。由于火電機組不同區域段對應的煙氣和蒸汽溫度不同，出于經濟因素和操作限制的考慮，不同溫度區域采用的耐熱鋼也不同。鐵素體鋼的抗拉強度、硬度較高，導熱性能良好，常用于主鍋爐和熱交換器等溫度較低的部件；奧氏體鋼的組織穩定性好、塑性高、抗蠕變和氧化性良好，常用于末級過熱器和再熱器等高溫部件[1-2]。因此，在電廠中存在大量的鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭，例如，由P91、P911、P92等鐵素體鋼制成的蒸汽集管與由AISI 304H、304L、316、347H、HR3C等奧氏體鋼制成的鍋爐過熱器管之間的焊接接頭[3]。常見的鐵素體鋼與奧氏體鋼焊接方法有電子束焊、激光焊、攪拌摩擦焊和鎢極氣體保護焊，焊縫填充料常用Inconel級釬料等[4]。

在兩種不同化學成分的耐熱鋼焊接過程中，焊接接頭在高溫下存在元素擴散的驅動力，導致鋼材之間發生反應并形成金屬間化合物[5]。在焊接熱循環或高溫蠕變作用下，鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭易出現碳遷移現象，形成脫碳層和增碳層，導致韌性和蠕變強度下降[6]。另外，鐵素體鋼的平均熱膨脹系數為13.2 ×10-6K-1，奧氏體鋼在294～873 K溫度范圍內的熱膨脹系數為18.0 × 10-6K-1，因此，鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭在焊接界面處會產生極大的殘余應力[7]。高參數火電機組的快速發展對鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭的抗蠕變性能提出了更高的要求。以超(超)臨界機組為例，其蒸汽壓力大于25 MPa，蒸汽溫度高于580 ℃，鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭長期處于高溫高壓的惡劣環境中，易發生蠕變斷裂失效。目前的研究結果表明，高溫高壓的惡劣環境是導致鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭發生蠕變斷裂的外部原因，而組織結構差異、焊接殘余應力、碳遷移以及金屬間化合物的形成和粗化等是導致焊接接頭發生蠕變斷裂的內部原因[8-9]。由于鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭的蠕變斷裂位置主要位于鐵素體鋼側，作者結合國內外學者對此類焊接接頭高溫蠕變斷裂的相關研究，對該類焊接接頭鐵素體鋼側的組織變化，蠕變裂紋的形成、擴展和斷裂機制，影響蠕變斷裂的因素進行了綜述，最后給出了改善該類焊接接頭蠕變性能的相關建議。

1 顯微組織變化

鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭分為5個區域，即鐵素體鋼母材和熱影響區、焊縫區、奧氏體鋼母材和熱影響區[10-11]。鐵素體鋼母材具有典型的條狀鐵素體組織，其中棒狀或球狀碳化物(M23C6)沿著鐵素體晶界和少量原奧氏體晶界分布，起到延緩蠕變的作用，球狀碳氮化物(MX)則分布在鐵素體組織周圍，阻礙蠕變變形過程中的位錯運動，在高溫蠕變過程中，M23C6和MX逐漸粗化，Laves相和Z相形成并生長，使得接頭的蠕變強度下降[12]。根據焊接過程所經歷的溫度不同，鐵素體鋼熱影響區可細分為3個區域：粗晶熱影響區(CGHAZ)、細晶熱影響區(FGHAZ)和臨界熱影響區(ICHAZ)[13]。粗晶熱影響區所經歷的溫度高于Ac3溫度(加熱時鐵素體全部轉變為奧氏體的終了溫度)，鐵素體組織周圍碳化物逐漸溶解，使得鐵素體生長不再受到抑制，快速冷卻后形成粗大的鐵素體組織和δ-鐵素體相，降低了鋼材的延展性和抗蠕變性[13-14]。細晶熱影響區所經歷的溫度略高于Ac3溫度，鐵素體組織周圍碳化物未完全溶解，鐵素體組織生長受到抑制，且晶粒冷卻速率高，過冷奧氏體發生再結晶沉積。臨界熱影響區所經歷的溫度在Ac1溫度(加熱時珠光體向奧氏體轉變的開始溫度)與Ac3溫度之間，碳化物溶解可忽略不計[15]，在高溫蠕變過程中，鐵素體鋼發生亞晶粒回復，形成粗大的多邊形亞晶粒，鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭的蠕變斷裂壽命與亞晶粒回復速率呈反比，亞晶粒回復使得亞晶粒內的自由位錯密度降低，晶界寬度增加，導致抗蠕變性能降低[16-18]。焊縫區的顯微組織主要取決于凝固行為和固相轉變。對于使用Inconel級釬料作為焊縫填充料的鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭，焊縫區通常發生完全奧氏體凝固，凝固結束時焊縫金屬中心區為奧氏體組織，冷卻至室溫后仍為奧氏體組織[19]。由于焊縫冷卻速率快和凝固過程中的溫度梯度較低，焊縫金屬中心區奧氏體組織表現出等軸枝晶結構，而靠近熔合線區域因與焊縫中心之間存在較大的溫度梯度，其組織結構為柱狀枝晶，且枝晶間有枝晶臂[20]。

與鐵素體鋼相比，奧氏體鋼的熱導率較小，因此熱影響區的整體寬度較小，并且沒有粗晶與細晶的明顯界線[21]。奧氏體鋼熱影響區和母材組織中均存在完全再結晶的多邊形奧氏體晶粒和孿晶， M23C6碳化物以明顯的網狀結構分布在奧氏體晶界附近，晶粒內部析出相的尺寸差異很大，其中大顆粒為初始析出相，小顆粒可能為二次析出相，在高溫蠕變過程中，晶粒和析出相尺寸變化微小[22]。

2 Ⅳ型蠕變裂紋形成、擴展及斷裂機理

在高溫高壓下長期服役的鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭容易發生蠕變裂紋形成和擴展，從而發生蠕變斷裂。鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭中產生的裂紋將嚴重影響蠕變斷裂強度，而蠕變斷裂強度決定了該類焊接接頭的使用壽命[23]。FALAT等[24]將鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭中的常見裂紋形式分為4類：Ⅰ型裂紋是焊接殘余應力所導致的垂直于焊縫中心線并貫穿焊縫的熱裂紋；Ⅱ型裂紋是焊接殘余應力所導致的起始于焊縫終止于熱影響區的裂紋；III型裂紋是熱處理過程中消除殘余應力后在粗晶熱影響區形成的裂紋；Ⅳ型裂紋是一種在長期相對較低的應力下發生的蠕變裂紋，通常發生在細晶熱影響區或臨界熱影響區，并且使得該區域與母材相比更易發生過早失效。I～III型裂紋與接頭的焊接工藝有關，可能是與凝固、氫、再熱、回火脆化和短暫的蠕變相關的裂紋[25-26]。Ⅳ型裂紋通常被認為是縮短該類焊接接頭蠕變壽命的主要因素，嚴重時會造成重大損失。據文獻[27]報道：英國西伯頓電廠至少發生了6起因Ⅳ型裂紋引發的機組故障；美國風暴山發電站的第3和第4次故障均歸因于Ⅳ型裂紋；中國山西大同電站機組調試期間證實了Ⅳ 型裂紋在該類焊接接頭中產生的潛在危險；德國萊茵集團運營的發電站發生的停電事故也說明了Ⅳ型裂紋影響的嚴重性。

Ⅳ型裂紋是由細晶熱影響區或臨界熱影響區蠕變孔洞的生長和連接所形成的，并在應力作用下沿晶界擴展，最終導致鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭發生蠕變斷裂。蠕變孔洞的形成是由于接頭在高溫下發生蠕變變形，使得蠕變空穴發生聚集。在低應力的蠕變變形過程中晶界會發生滑動，析出相的粗化阻礙了晶界滑動從而產生應力集中，當應力超過臨界形核應力時，蠕變空穴就會發生形核和聚集。蠕變空穴一部分來源于接頭自身，另一部分由蠕變變形過程中析出相與組織的分離形成[28]。ZHANG等[29]開發了一種基于微觀組織和微觀力學的綜合有限元模型，模擬了由熱激活位錯運動、晶界擴散和晶界滑移共同引起的鐵素體鋼焊接接頭高溫蠕變變形過程，發現擴散蠕變、位錯蠕變以及晶界滑移對熱影響區的裂紋形成起協同作用，并通過顯微組織對鐵素體鋼熱影響區的總應變積累進行量化，發現大部分的蠕變應變集中在細晶熱影響區。隨后ZHANG等[30]進一步優化了該模型，考慮了不同晶粒尺度下的斷裂機制，包括蠕變孔洞的形核，發現Ⅳ型裂紋是通過晶界滑動、晶內蠕變競爭和微裂紋聚集所產生的；當應力較低且斷裂時間不短于104h時，Ⅳ型蠕變裂紋在細晶熱影響區的形成是一個受孔洞擴展控制的過程；當應力較大時，Ⅳ型蠕變裂紋則由空穴形核并連接而成。WEN等[31]基于蠕變孔洞形成和損傷力學的本構關系，對不同加載條件下蠕變裂紋擴展的特征進行分析，發現蠕變孔洞的形成及連接是鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭Ⅳ型裂紋擴展及斷裂的主要機制，當蠕變孔洞半徑占孔洞間距的比例達到臨界值時，微裂紋開始沿晶界擴展，并且裂紋擴展速率受到應力強度因子、加載速率及頻率、保持時間等因素的影響。AKRAM等[32]開展了P91鐵素體鋼/AISI 304奧氏體鋼焊接接頭的蠕變行為研究，發現在蠕變初期由于位錯增加，焊接接頭發生應變硬化，蠕變速率降低；在穩態蠕變階段由于應變硬化和恢復之間的平衡，蠕變速率相對恒定；在蠕變末期，由于蠕變孔洞開始連接，蠕變速率迅速增加并導致焊接接頭斷裂失效。

在高溫蠕變過程中，鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭的斷裂位置會隨溫度和應力組合條件的變化而不同。通常該類焊接接頭有3種典型的斷裂位置：鐵素體鋼母材、鐵素體熱影響區以及鐵素體鋼與焊縫熔合線。LAHA等[33]研究了2.25Cr1Mo鐵素體鋼/Alloy 800H奧氏體鋼焊接接頭在550 ℃，130～220 MPa下的高溫蠕變行為，發現130 MPa低應力下對應的斷裂位置在2.25Cr1Mo鋼熱影響區，220 MPa高應力下的斷裂位置位于2.25Cr1Mo母材。SHIN等[34]研究了P92鐵素體鋼焊接接頭在不同溫度和應力下的高溫蠕變行為，發現該類焊接接頭的蠕變斷裂位置不僅隨應力水平的變化而發生轉移，還會受到溫度的影響，隨著蠕變溫度的升高，蠕變斷裂位置會從P92鋼熔合線向P92鋼的細晶熱影響區轉移。XU等[10]和CAO等[35]研究了T92鐵素體鋼焊接接頭在625 ℃和110～180 MPa下的高溫蠕變行為，發現當應力大于140 MPa時，斷裂位置在T92鋼母材，斷裂模式為穿晶蠕變斷裂；當應力小于140 MPa時，斷裂位置在T92鋼細晶熱影響區，斷裂模式為沿晶蠕變斷裂。ZHAI等[36]研究了T92鐵素體鋼/S304H奧氏體鋼焊接接頭在650 ℃，85165 MPa下的高溫蠕變行為，發現斷裂位置均位于T92鋼細晶熱影響區，隨著加載應力增大，蠕變斷裂模式從中心部分的沿晶斷裂和邊緣部分的穿晶斷裂向完全穿晶斷裂轉變。

3 蠕變斷裂影響因素

在火電廠高溫高壓的服役條件下，鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭通常以發生在鐵素體鋼母材或熱影響區的蠕變斷裂為主。金屬間化合物的析出及粗化、焊接過程中產生的殘余應力、高溫蠕變過程的應力三軸度、氫致裂紋等是該類焊接接頭鐵素體鋼側蠕變斷裂的主要影響因素[37]。

目前，相關研究認為，MX碳氮化物、M23C6碳化物、δ相、Z相和Laves相等金屬間化合物的析出及粗化是鐵素體鋼母材蠕變斷裂的主要影響因素之一[38]。GURURAJ等[39]研究了在長期高溫環境下，位錯密度和晶粒尺寸對P92鐵素體鋼焊接接頭析出動力學的影響，發現晶界和亞晶界是Laves相、M23C6碳化物和MX碳氮化物可能的成核位置，而MX碳氮化物是Z相的成核位置；隨著晶粒尺寸的增大，碳化物尺寸增大，Z相析出，導致P92鋼蠕變強度降低。SAWADA等[40]研究了高鉻鐵素體鋼焊接接頭在650 ℃下的蠕變行為，發現Z相密度增加會導致焊接接頭更早產生Ⅳ型裂紋。然而KIM等[41]研究了T92鐵素體鋼/S304H奧氏體鋼焊接接頭高溫蠕變行為后認為，Laves相的析出是導致T92鐵素體鋼細晶熱影響區蠕變斷裂的主要原因，Laves相的形成會降低鎢元素固溶強化的作用；另外，在鐵素體鋼細晶熱影響區中的原奧氏體晶粒尺寸遠小于粗晶熱影響區和母材，較高的原奧氏體晶界密度為Laves相的形核和長大提供了有利條件。目前一種提高Ⅳ型蠕變斷裂強度的方法是改變鐵素體鋼的合金元素體系，穩定其組織結構。BHADURI等[42]研究發現，在P91鋼合金體系中加入硼(60×10-6)和氮元素(110×10-6)會使其具有更好的抗Ⅳ型開裂能力，且添加硼和氮元素的P91鋼焊接接頭的蠕變斷裂壽命是無硼和氮P91鋼焊接接頭的2倍。SAKTHIVEL 等[43]對P92鋼焊接接頭的高溫蠕變行為進行研究后發現,鎢元素具有固溶強化和穩定微觀結構的作用，同時還能防止碳化物粗化。

在高溫高壓作用下，焊接殘余應力對火電廠管道焊接接頭的蠕變斷裂行為有著顯著影響[44]。THOMAS等[45]對中斷蠕變試驗過程中和試樣斷裂后的P91鐵素體鋼焊接接頭的殘余應力進行監測，并將監測數據用于驗證殘余應力和損傷評估的有限元建模，發現鐵素體鋼焊縫熔合線附近的殘余應力會導致蠕變強度降低，因此在估計蠕變期間的有效施加應力時需要考慮殘余應力的分布。LAHA等[46]研究了Cr-Mo鐵素體鋼焊接接頭在不同溫度下對Ⅳ型裂紋的敏感性，發現鐵素體鋼最大殘余應力位置與發生Ⅳ型蠕變斷裂的細晶熱影響區重合。采用熱膨脹系數在鐵素體鋼和奧氏體鋼之間的鎳基釬料以及采用窄間隙焊接工藝，并且在接頭中加入額外的隔離層，可以降低焊接接頭的殘余應力[9]。

在高溫蠕變過程中，細晶熱影響區通常會優先發生蠕變變形，此時細晶熱影響區會受到母材和焊縫金屬的約束，約束作用導致細晶熱影響區形成較大的應力三軸度[29]。WATANABE等[47]通過對9Cr1MoVNb鐵素體鋼焊接接頭進行40～230 MPa范圍下的長期蠕變試驗，并結合有限元法研究了該接頭的應力和應變分布，發現Ⅳ型裂紋的起始點和擴展路徑與應力三軸度分布有關。史春元等[48]通過有限元計算、熱穩定試驗和蠕變斷裂試驗對Cr-Mo-V鐵素體鋼焊接接頭進行研究后發現，焊縫和熱影響區界面的應力三軸度是控制焊接接頭蠕變孔洞形成的主要力學參量，隨著應力三軸度增大，蠕變孔洞生長速率增加，蠕變孔洞沿晶界迅速連接形成裂紋導致蠕變斷裂。SEO等[49]對P92鐵素體鋼焊接接頭進行了不同持續時間下的中斷蠕變試驗和有限元分析，研究發現鐵素體鋼熱影響區內晶界與析出物相交的區域存在應變差異，使得蠕變變形以及應力三軸度增強，并導致在析出物附近形成蠕變空穴。目前通常采用優化焊接參數、改變焊接方法和減小坡口角度來降低細晶熱影響區內的最大主應力和應力三軸度[50]。

在火電廠的高溫高壓條件下，工質流會產生游離的氫元素，導致焊接接頭處于含氫環境中。氫元素的吸收將導致接頭的局部韌性退化，引起脆化現象。ROW等[51]分別在純氬氣和氬氣-體積分數6%氫氣混合氣氛下對鐵素體鋼和奧氏體鋼進行焊接，發現氫致裂紋會導致鐵素體鋼和焊縫界面發生脫黏失效。BLACH等[52-53]分析了含氫環境對T91鐵素體鋼/TP316H奧氏體鋼焊接接頭蠕變性能的影響，發現充氫前后焊縫和TP316H鋼的蠕變斷口形貌特征無明顯差異，但充氫后T91鐵素體鋼的蠕變孔洞明顯增大，裂紋加深；充氫后T91鐵素體鋼熱影響區由充氫前的韌性斷裂變為脆性斷裂。綜上可知，含氫環境會降低鐵素體鋼的抗蠕變性能，加速鐵素體鋼焊接接頭的蠕變斷裂。在應用中可以通過耐高溫涂層保護焊接接頭，防止其與周圍的氫氣接觸而加速失效[54]。

4 結束語

鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭的蠕變斷裂機理包括低應力下的沿晶蠕變斷裂(基于晶界滑動的蠕變機理)和高應力下的穿晶蠕變斷裂(基于位錯的蠕變機理)，在火電廠實際服役條件下的蠕變斷裂機理以晶界滑動主導孔洞生長聚集機制的沿晶蠕變斷裂為主，該機制下孔洞的生長速率與晶界滑動相關。目前，對該類焊接接頭的蠕變失效研究主要集中在單軸蠕變試驗條件下，而對實際電廠服役工況下的研究較少。并且由于實際結構常處在復雜的服役環境中，在機械應力和熱應力的相互作用下，焊接接頭常處在多軸蠕變狀態下，對多軸蠕變的失效機理的研究更具實際意義。

隨著火電廠機組運行參數的優化升級，應保證該類焊接接頭與工作環境具有較好的相容性。鐵素體鋼熱影響區是該類焊接接頭的薄弱區域，導致其失效的因素包括金屬間化合物的析出及粗化、焊接過程產生的殘余應力、高溫蠕變過程的應力三軸度以及氫致裂紋等。下一步的研究重點應該側重于焊接工藝、焊后熱處理、合金元素體系的優化和耐高溫涂層保護等方面，以改善焊接接頭整體的抗蠕變性能，擴展該類焊接接頭的應用，從而在提高機組熱效率的同時提高使用壽命和安全性。