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(jìn)展

繆克基，劉建峰,2,3，尹陽陽，王 婷，劉川槐，袁斌霞,3，潘衛(wèi)國,2，尹詩斌

(1.上海電力大學(xué)能源與機(jī)械工程學(xué)院，上海 200090；2.機(jī)械工業(yè)清潔發(fā)電環(huán)保技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，上海 200090；3.廣西大學(xué)，廣西有色金屬及特色材料加工重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室， 南寧 530004；4.淮浙煤電有限責(zé)任公司鳳臺(tái)發(fā)電分公司，淮南 232170；5.廣西大學(xué)化學(xué)化工學(xué)院，南寧 530004)

0 引 言

中國是煤炭消費(fèi)大國，電力供給仍以火力發(fā)電為主。由于火電機(jī)組不同區(qū)域段對(duì)應(yīng)的煙氣和蒸汽溫度不同，出于經(jīng)濟(jì)因素和操作限制的考慮，不同溫度區(qū)域采用的耐熱鋼也不同。鐵素體鋼的抗拉強(qiáng)度、硬度較高，導(dǎo)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(wěn)定性好、塑性高、抗蠕變和氧化性良好，常用于末級(jí)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(hù)焊，焊縫填充料常用Inconel級(jí)釬料等[4]。

在兩種不同化學(xué)成分的耐熱鋼焊接過程中，焊接接頭在高溫下存在元素?cái)U(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力，導(dǎo)致鋼材之間發(fā)生反應(yīng)并形成金屬間化合物[5]。在焊接熱循環(huán)或高溫蠕變作用下，鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭易出現(xiàn)碳遷移現(xiàn)象，形成脫碳層和增碳層，導(dǎo)致韌性和蠕變強(qiáng)度下降[6]。另外，鐵素體鋼的平均熱膨脹系數(shù)為13.2 ×10-6K-1，奧氏體鋼在294～873 K溫度范圍內(nèi)的熱膨脹系數(shù)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(huì)產(chǎn)生極大的殘余應(yīng)力[7]。高參數(shù)火電機(jī)組的快速發(fā)展對(duì)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(jī)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(huán)境中，易發(fā)生蠕變斷裂失效。目前的研究結(jié)果表明，高溫高壓的惡劣環(huán)境是導(dǎo)致鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭發(fā)生蠕變斷裂的外部原因，而組織結(jié)構(gòu)差異、焊接殘余應(yīng)力、碳遷移以及金屬間化合物的形成和粗化等是導(dǎo)致焊接接頭發(fā)生蠕變斷裂的內(nèi)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(cè)，作者結(jié)合國內(nèi)外學(xué)者對(duì)此類焊接接頭高溫蠕變斷裂的相關(guān)研究，對(duì)該類焊接接頭鐵素體鋼側(cè)的組織變化，蠕變裂紋的形成、擴(kuò)展和斷裂機(jī)制，影響蠕變斷裂的因素進(jìn)行了綜述，最后給出了改善該類焊接接頭蠕變性能的相關(guān)建議。

1 顯微組織變化

鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭分為5個(gè)區(qū)域，即鐵素體鋼母材和熱影響區(qū)、焊縫區(qū)、奧氏體鋼母材和熱影響區(qū)[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(cuò)運(yùn)動(dòng)，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(qiáng)度下降[12]。根據(jù)焊接過程所經(jīng)歷的溫度不同，鐵素體鋼熱影響區(qū)可細(xì)分為3個(gè)區(qū)域：粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)、細(xì)晶熱影響區(qū)(FGHAZ)和臨界熱影響區(qū)(ICHAZ)[13]。粗晶熱影響區(qū)所經(jīng)歷的溫度高于Ac3溫度(加熱時(shí)鐵素體全部轉(zhuǎn)變?yōu)閵W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(xì)晶熱影響區(qū)所經(jīng)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(fā)生再結(jié)晶沉積。臨界熱影響區(qū)所經(jīng)歷的溫度在Ac1溫度(加熱時(shí)珠光體向奧氏體轉(zhuǎn)變的開始溫度)與Ac3溫度之間，碳化物溶解可忽略不計(jì)[15]，在高溫蠕變過程中，鐵素體鋼發(fā)生亞晶?；貜?fù)，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(fù)速率呈反比，亞晶?；貜?fù)使得亞晶粒內(nèi)的自由位錯(cuò)密度降低，晶界寬度增加，導(dǎo)致抗蠕變性能降低[16-18]。焊縫區(qū)的顯微組織主要取決于凝固行為和固相轉(zhuǎn)變。對(duì)于使用Inconel級(jí)釬料作為焊縫填充料的鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭，焊縫區(qū)通常發(fā)生完全奧氏體凝固，凝固結(jié)束時(shí)焊縫金屬中心區(qū)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(qū)奧氏體組織表現(xiàn)出等軸枝晶結(jié)構(gòu)，而靠近熔合線區(qū)域因與焊縫中心之間存在較大的溫度梯度，其組織結(jié)構(gòu)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(dǎo)率較小，因此熱影響區(qū)的整體寬度較小，并且沒有粗晶與細(xì)晶的明顯界線[21]。奧氏體鋼熱影響區(qū)和母材組織中均存在完全再結(jié)晶的多邊形奧氏體晶粒和孿晶， M23C6碳化物以明顯的網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)分布在奧氏體晶界附近，晶粒內(nèi)部析出相的尺寸差異很大，其中大顆粒為初始析出相，小顆?？赡転槎挝龀鱿啵诟邷厝渥冞^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(kuò)展及斷裂機(jī)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(fā)生蠕變裂紋形成和擴(kuò)展，從而發(fā)生蠕變斷裂。鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭中產(chǎn)生的裂紋將嚴(yán)重影響蠕變斷裂強(qiáng)度，而蠕變斷裂強(qiáng)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(yīng)力所導(dǎo)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(yīng)力所導(dǎo)致的起始于焊縫終止于熱影響區(qū)的裂紋；III型裂紋是熱處理過程中消除殘余應(yīng)力后在粗晶熱影響區(qū)形成的裂紋；Ⅳ型裂紋是一種在長期相對(duì)較低的應(yīng)力下發(fā)生的蠕變裂紋，通常發(fā)生在細(xì)晶熱影響區(qū)或臨界熱影響區(qū)，并且使得該區(qū)域與母材相比更易發(fā)生過早失效。I～I(xiàn)II型裂紋與接頭的焊接工藝有關(guān)，可能是與凝固、氫、再熱、回火脆化和短暫的蠕變相關(guān)的裂紋[25-26]。Ⅳ型裂紋通常被認(rèn)為是縮短該類焊接接頭蠕變壽命的主要因素，嚴(yán)重時(shí)會(huì)造成重大損失。據(jù)文獻(xiàn)[27]報(bào)道：英國西伯頓電廠至少發(fā)生了6起因Ⅳ型裂紋引發(fā)的機(jī)組故障；美國風(fēng)暴山發(fā)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(jī)組調(diào)試期間證實(shí)了Ⅳ 型裂紋在該類焊接接頭中產(chǎn)生的潛在危險(xiǎn)；德國萊茵集團(tuán)運(yùn)營的發(fā)電站發(fā)生的停電事故也說明了Ⅳ型裂紋影響的嚴(yán)重性。

Ⅳ型裂紋是由細(xì)晶熱影響區(qū)或臨界熱影響區(qū)蠕變孔洞的生長和連接所形成的，并在應(yīng)力作用下沿晶界擴(kuò)展，最終導(dǎo)致鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭發(fā)生蠕變斷裂。蠕變孔洞的形成是由于接頭在高溫下發(fā)生蠕變變形，使得蠕變空穴發(fā)生聚集。在低應(yīng)力的蠕變變形過程中晶界會(huì)發(fā)生滑動(dòng)，析出相的粗化阻礙了晶界滑動(dòng)從而產(chǎn)生應(yīng)力集中，當(dāng)應(yīng)力超過臨界形核應(yīng)力時(shí)，蠕變空穴就會(huì)發(fā)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(fā)了一種基于微觀組織和微觀力學(xué)的綜合有限元模型，模擬了由熱激活位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)、晶界擴(kuò)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(fā)現(xiàn)擴(kuò)散蠕變、位錯(cuò)蠕變以及晶界滑移對(duì)熱影響區(qū)的裂紋形成起協(xié)同作用，并通過顯微組織對(duì)鐵素體鋼熱影響區(qū)的總應(yīng)變積累進(jìn)行量化，發(fā)現(xiàn)大部分的蠕變應(yīng)變集中在細(xì)晶熱影響區(qū)。隨后ZHANG等[30]進(jìn)一步優(yōu)化了該模型，考慮了不同晶粒尺度下的斷裂機(jī)制，包括蠕變孔洞的形核，發(fā)現(xiàn)Ⅳ型裂紋是通過晶界滑動(dòng)、晶內(nèi)蠕變競(jìng)爭(zhēng)和微裂紋聚集所產(chǎn)生的；當(dāng)應(yīng)力較低且斷裂時(shí)間不短于104h時(shí)，Ⅳ型蠕變裂紋在細(xì)晶熱影響區(qū)的形成是一個(gè)受孔洞擴(kuò)展控制的過程；當(dāng)應(yīng)力較大時(shí)，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(xué)的本構(gòu)關(guān)系，對(duì)不同加載條件下蠕變裂紋擴(kuò)展的特征進(jìn)行分析，發(fā)現(xiàn)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(kuò)展及斷裂的主要機(jī)制，當(dāng)蠕變孔洞半徑占孔洞間距的比例達(dá)到臨界值時(shí)，微裂紋開始沿晶界擴(kuò)展，并且裂紋擴(kuò)展速率受到應(yīng)力強(qiáng)度因子、加載速率及頻率、保持時(shí)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(fā)現(xiàn)在蠕變初期由于位錯(cuò)增加，焊接接頭發(fā)生應(yīng)變硬化，蠕變速率降低；在穩(wěn)態(tài)蠕變階段由于應(yīng)變硬化和恢復(fù)之間的平衡，蠕變速率相對(duì)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(dǎo)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(huì)隨溫度和應(yīng)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(qū)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(fā)現(xiàn)130 MPa低應(yīng)力下對(duì)應(yīng)的斷裂位置在2.25Cr1Mo鋼熱影響區(qū)，220 MPa高應(yīng)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(yīng)力下的高溫蠕變行為，發(fā)現(xiàn)該類焊接接頭的蠕變斷裂位置不僅隨應(yīng)力水平的變化而發(fā)生轉(zhuǎn)移，還會(huì)受到溫度的影響，隨著蠕變溫度的升高，蠕變斷裂位置會(huì)從P92鋼熔合線向P92鋼的細(xì)晶熱影響區(qū)轉(zhuǎn)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(fā)現(xiàn)當(dāng)應(yīng)力大于140 MPa時(shí)，斷裂位置在T92鋼母材，斷裂模式為穿晶蠕變斷裂；當(dāng)應(yīng)力小于140 MPa時(shí)，斷裂位置在T92鋼細(xì)晶熱影響區(qū)，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(fā)現(xiàn)斷裂位置均位于T92鋼細(xì)晶熱影響區(qū)，隨著加載應(yīng)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(zhuǎn)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(fā)生在鐵素體鋼母材或熱影響區(qū)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(chǎn)生的殘余應(yīng)力、高溫蠕變過程的應(yīng)力三軸度、氫致裂紋等是該類焊接接頭鐵素體鋼側(cè)蠕變斷裂的主要影響因素[37]。

目前，相關(guān)研究認(rèn)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(huán)境下，位錯(cuò)密度和晶粒尺寸對(duì)P92鐵素體鋼焊接接頭析出動(dòng)力學(xué)的影響，發(fā)現(xiàn)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(dǎo)致P92鋼蠕變強(qiáng)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(fā)現(xiàn)Z相密度增加會(huì)導(dǎo)致焊接接頭更早產(chǎn)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(rèn)為，Laves相的析出是導(dǎo)致T92鐵素體鋼細(xì)晶熱影響區(qū)蠕變斷裂的主要原因，Laves相的形成會(huì)降低鎢元素固溶強(qiáng)化的作用；另外，在鐵素體鋼細(xì)晶熱影響區(qū)中的原奧氏體晶粒尺寸遠(yuǎn)小于粗晶熱影響區(qū)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(qiáng)度的方法是改變鐵素體鋼的合金元素體系，穩(wěn)定其組織結(jié)構(gòu)。BHADURI等[42]研究發(fā)現(xiàn)，在P91鋼合金體系中加入硼(60×10-6)和氮元素(110×10-6)會(huì)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(duì)P92鋼焊接接頭的高溫蠕變行為進(jìn)行研究后發(fā)現(xiàn),鎢元素具有固溶強(qiáng)化和穩(wěn)定微觀結(jié)構(gòu)的作用，同時(shí)還能防止碳化物粗化。

在高溫高壓作用下，焊接殘余應(yīng)力對(duì)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(duì)中斷蠕變?cè)囼?yàn)過程中和試樣斷裂后的P91鐵素體鋼焊接接頭的殘余應(yīng)力進(jìn)行監(jiān)測(cè)，并將監(jiān)測(cè)數(shù)據(jù)用于驗(yàn)證殘余應(yīng)力和損傷評(píng)估的有限元建模，發(fā)現(xiàn)鐵素體鋼焊縫熔合線附近的殘余應(yīng)力會(huì)導(dǎo)致蠕變強(qiáng)度降低，因此在估計(jì)蠕變期間的有效施加應(yīng)力時(shí)需要考慮殘余應(yīng)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(duì)Ⅳ型裂紋的敏感性，發(fā)現(xiàn)鐵素體鋼最大殘余應(yīng)力位置與發(fā)生Ⅳ型蠕變斷裂的細(xì)晶熱影響區(qū)重合。采用熱膨脹系數(shù)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(yīng)力[9]。

在高溫蠕變過程中，細(xì)晶熱影響區(qū)通常會(huì)優(yōu)先發(fā)生蠕變變形，此時(shí)細(xì)晶熱影響區(qū)會(huì)受到母材和焊縫金屬的約束，約束作用導(dǎo)致細(xì)晶熱影響區(qū)形成較大的應(yīng)力三軸度[29]。WATANABE等[47]通過對(duì)9Cr1MoVNb鐵素體鋼焊接接頭進(jìn)行40～230 MPa范圍下的長期蠕變?cè)囼?yàn)，并結(jié)合有限元法研究了該接頭的應(yīng)力和應(yīng)變分布，發(fā)現(xiàn)Ⅳ型裂紋的起始點(diǎn)和擴(kuò)展路徑與應(yīng)力三軸度分布有關(guān)。史春元等[48]通過有限元計(jì)算、熱穩(wěn)定試驗(yàn)和蠕變斷裂試驗(yàn)對(duì)Cr-Mo-V鐵素體鋼焊接接頭進(jìn)行研究后發(fā)現(xiàn)，焊縫和熱影響區(qū)界面的應(yīng)力三軸度是控制焊接接頭蠕變孔洞形成的主要力學(xué)參量，隨著應(yīng)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(dǎo)致蠕變斷裂。SEO等[49]對(duì)P92鐵素體鋼焊接接頭進(jìn)行了不同持續(xù)時(shí)間下的中斷蠕變?cè)囼?yàn)和有限元分析，研究發(fā)現(xiàn)鐵素體鋼熱影響區(qū)內(nèi)晶界與析出物相交的區(qū)域存在應(yīng)變差異，使得蠕變變形以及應(yīng)力三軸度增強(qiáng)，并導(dǎo)致在析出物附近形成蠕變空穴。目前通常采用優(yōu)化焊接參數(shù)、改變焊接方法和減小坡口角度來降低細(xì)晶熱影響區(qū)內(nèi)的最大主應(yīng)力和應(yīng)力三軸度[50]。

在火電廠的高溫高壓條件下，工質(zhì)流會(huì)產(chǎn)生游離的氫元素，導(dǎo)致焊接接頭處于含氫環(huán)境中。氫元素的吸收將導(dǎo)致接頭的局部韌性退化，引起脆化現(xiàn)象。ROW等[51]分別在純氬氣和氬氣-體積分?jǐn)?shù)6%氫氣混合氣氛下對(duì)鐵素體鋼和奧氏體鋼進(jìn)行焊接，發(fā)現(xiàn)氫致裂紋會(huì)導(dǎo)致鐵素體鋼和焊縫界面發(fā)生脫黏失效。BLACH等[52-53]分析了含氫環(huán)境對(duì)T91鐵素體鋼/TP316H奧氏體鋼焊接接頭蠕變性能的影響，發(fā)現(xiàn)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(qū)由充氫前的韌性斷裂變?yōu)榇嘈詳嗔?。綜上可知，含氫環(huán)境會(huì)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(yīng)用中可以通過耐高溫涂層保護(hù)焊接接頭，防止其與周圍的氫氣接觸而加速失效[54]。

4 結(jié)束語

鐵素體/奧氏體鋼焊接接頭的蠕變斷裂機(jī)理包括低應(yīng)力下的沿晶蠕變斷裂(基于晶界滑動(dòng)的蠕變機(jī)理)和高應(yīng)力下的穿晶蠕變斷裂(基于位錯(cuò)的蠕變機(jī)理)，在火電廠實(shí)際服役條件下的蠕變斷裂機(jī)理以晶界滑動(dòng)主導(dǎo)孔洞生長聚集機(jī)制的沿晶蠕變斷裂為主，該機(jī)制下孔洞的生長速率與晶界滑動(dòng)相關(guān)。目前，對(duì)該類焊接接頭的蠕變失效研究主要集中在單軸蠕變?cè)囼?yàn)條件下，而對(duì)實(shí)際電廠服役工況下的研究較少。并且由于實(shí)際結(jié)構(gòu)常處在復(fù)雜的服役環(huán)境中，在機(jī)械應(yīng)力和熱應(yīng)力的相互作用下，焊接接頭常處在多軸蠕變狀態(tài)下，對(duì)多軸蠕變的失效機(jī)理的研究更具實(shí)際意義。

隨著火電廠機(jī)組運(yùn)行參數(shù)的優(yōu)化升級(jí)，應(yīng)保證該類焊接接頭與工作環(huán)境具有較好的相容性。鐵素體鋼熱影響區(qū)是該類焊接接頭的薄弱區(qū)域，導(dǎo)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(chǎn)生的殘余應(yīng)力、高溫蠕變過程的應(yīng)力三軸度以及氫致裂紋等。下一步的研究重點(diǎn)應(yīng)該側(cè)重于焊接工藝、焊后熱處理、合金元素體系的優(yōu)化和耐高溫涂層保護(hù)等方面，以改善焊接接頭整體的抗蠕變性能，擴(kuò)展該類焊接接頭的應(yīng)用，從而在提高機(jī)組熱效率的同時(shí)提高使用壽命和安全性。