火电厂中铁素体/奥氏体钢焊接接头的蠕变断裂行为研究进展

缪克基，刘建峰,2,3，尹阳阳，王 婷，刘川槐，袁斌霞,3，潘卫国,2，尹诗斌

(1.上海电力大学能源与机械工程学院，上海 200090；2.机械工业清洁发电环保技术重点实验室，上海 200090；3.广西大学，广西有色金属及特色材料加工重点实验室， 南宁 530004；4.淮浙煤电有限责任公司凤台发电分公司，淮南 232170；5.广西大学化学化工学院，南宁 530004)

0 引 言

中国是煤炭消费大国，电力供给仍以火力发电为主。由于火电机组不同区域段对应的烟气和蒸汽温度不同，出于经济因素和操作限制的考虑，不同温度区域采用的耐热钢也不同。铁素体钢的抗拉强度、硬度较高，导热性能良好，常用于主锅炉和热交换器等温度较低的部件；奥氏体钢的组织稳定性好、塑性高、抗蠕变和氧化性良好，常用于末级过热器和再热器等高温部件[1-2]。因此，在电厂中存在大量的铁素体/奥氏体钢焊接接头，例如，由P91、P911、P92等铁素体钢制成的蒸汽集管与由AISI 304H、304L、316、347H、HR3C等奥氏体钢制成的锅炉过热器管之间的焊接接头[3]。常见的铁素体钢与奥氏体钢焊接方法有电子束焊、激光焊、搅拌摩擦焊和钨极气体保护焊，焊缝填充料常用Inconel级钎料等[4]。

在两种不同化学成分的耐热钢焊接过程中，焊接接头在高温下存在元素扩散的驱动力，导致钢材之间发生反应并形成金属间化合物[5]。在焊接热循环或高温蠕变作用下，铁素体/奥氏体钢焊接接头易出现碳迁移现象，形成脱碳层和增碳层，导致韧性和蠕变强度下降[6]。另外，铁素体钢的平均热膨胀系数为13.2 ×10-6K-1，奥氏体钢在294～873 K温度范围内的热膨胀系数为18.0 × 10-6K-1，因此，铁素体/奥氏体钢焊接接头在焊接界面处会产生极大的残余应力[7]。高参数火电机组的快速发展对铁素体/奥氏体钢焊接接头的抗蠕变性能提出了更高的要求。以超(超)临界机组为例，其蒸汽压力大于25 MPa，蒸汽温度高于580 ℃，铁素体/奥氏体钢焊接接头长期处于高温高压的恶劣环境中，易发生蠕变断裂失效。目前的研究结果表明，高温高压的恶劣环境是导致铁素体/奥氏体钢焊接接头发生蠕变断裂的外部原因，而组织结构差异、焊接残余应力、碳迁移以及金属间化合物的形成和粗化等是导致焊接接头发生蠕变断裂的内部原因[8-9]。由于铁素体/奥氏体钢焊接接头的蠕变断裂位置主要位于铁素体钢侧，作者结合国内外学者对此类焊接接头高温蠕变断裂的相关研究，对该类焊接接头铁素体钢侧的组织变化，蠕变裂纹的形成、扩展和断裂机制，影响蠕变断裂的因素进行了综述，最后给出了改善该类焊接接头蠕变性能的相关建议。

1 显微组织变化

铁素体/奥氏体钢焊接接头分为5个区域，即铁素体钢母材和热影响区、焊缝区、奥氏体钢母材和热影响区[10-11]。铁素体钢母材具有典型的条状铁素体组织，其中棒状或球状碳化物(M23C6)沿着铁素体晶界和少量原奥氏体晶界分布，起到延缓蠕变的作用，球状碳氮化物(MX)则分布在铁素体组织周围，阻碍蠕变变形过程中的位错运动，在高温蠕变过程中，M23C6和MX逐渐粗化，Laves相和Z相形成并生长，使得接头的蠕变强度下降[12]。根据焊接过程所经历的温度不同，铁素体钢热影响区可细分为3个区域：粗晶热影响区(CGHAZ)、细晶热影响区(FGHAZ)和临界热影响区(ICHAZ)[13]。粗晶热影响区所经历的温度高于Ac3温度(加热时铁素体全部转变为奥氏体的终了温度)，铁素体组织周围碳化物逐渐溶解，使得铁素体生长不再受到抑制，快速冷却后形成粗大的铁素体组织和δ-铁素体相，降低了钢材的延展性和抗蠕变性[13-14]。细晶热影响区所经历的温度略高于Ac3温度，铁素体组织周围碳化物未完全溶解，铁素体组织生长受到抑制，且晶粒冷却速率高，过冷奥氏体发生再结晶沉积。临界热影响区所经历的温度在Ac1温度(加热时珠光体向奥氏体转变的开始温度)与Ac3温度之间，碳化物溶解可忽略不计[15]，在高温蠕变过程中，铁素体钢发生亚晶粒回复，形成粗大的多边形亚晶粒，铁素体/奥氏体钢焊接接头的蠕变断裂寿命与亚晶粒回复速率呈反比，亚晶粒回复使得亚晶粒内的自由位错密度降低，晶界宽度增加，导致抗蠕变性能降低[16-18]。焊缝区的显微组织主要取决于凝固行为和固相转变。对于使用Inconel级钎料作为焊缝填充料的铁素体/奥氏体钢焊接接头，焊缝区通常发生完全奥氏体凝固，凝固结束时焊缝金属中心区为奥氏体组织，冷却至室温后仍为奥氏体组织[19]。由于焊缝冷却速率快和凝固过程中的温度梯度较低，焊缝金属中心区奥氏体组织表现出等轴枝晶结构，而靠近熔合线区域因与焊缝中心之间存在较大的温度梯度，其组织结构为柱状枝晶，且枝晶间有枝晶臂[20]。

与铁素体钢相比，奥氏体钢的热导率较小，因此热影响区的整体宽度较小，并且没有粗晶与细晶的明显界线[21]。奥氏体钢热影响区和母材组织中均存在完全再结晶的多边形奥氏体晶粒和孪晶， M23C6碳化物以明显的网状结构分布在奥氏体晶界附近，晶粒内部析出相的尺寸差异很大，其中大颗粒为初始析出相，小颗粒可能为二次析出相，在高温蠕变过程中，晶粒和析出相尺寸变化微小[22]。

2 Ⅳ型蠕变裂纹形成、扩展及断裂机理

在高温高压下长期服役的铁素体/奥氏体钢焊接接头容易发生蠕变裂纹形成和扩展，从而发生蠕变断裂。铁素体/奥氏体钢焊接接头中产生的裂纹将严重影响蠕变断裂强度，而蠕变断裂强度决定了该类焊接接头的使用寿命[23]。FALAT等[24]将铁素体/奥氏体钢焊接接头中的常见裂纹形式分为4类：Ⅰ型裂纹是焊接残余应力所导致的垂直于焊缝中心线并贯穿焊缝的热裂纹；Ⅱ型裂纹是焊接残余应力所导致的起始于焊缝终止于热影响区的裂纹；III型裂纹是热处理过程中消除残余应力后在粗晶热影响区形成的裂纹；Ⅳ型裂纹是一种在长期相对较低的应力下发生的蠕变裂纹，通常发生在细晶热影响区或临界热影响区，并且使得该区域与母材相比更易发生过早失效。I～III型裂纹与接头的焊接工艺有关，可能是与凝固、氢、再热、回火脆化和短暂的蠕变相关的裂纹[25-26]。Ⅳ型裂纹通常被认为是缩短该类焊接接头蠕变寿命的主要因素，严重时会造成重大损失。据文献[27]报道：英国西伯顿电厂至少发生了6起因Ⅳ型裂纹引发的机组故障；美国风暴山发电站的第3和第4次故障均归因于Ⅳ型裂纹；中国山西大同电站机组调试期间证实了Ⅳ 型裂纹在该类焊接接头中产生的潜在危险；德国莱茵集团运营的发电站发生的停电事故也说明了Ⅳ型裂纹影响的严重性。

Ⅳ型裂纹是由细晶热影响区或临界热影响区蠕变孔洞的生长和连接所形成的，并在应力作用下沿晶界扩展，最终导致铁素体/奥氏体钢焊接接头发生蠕变断裂。蠕变孔洞的形成是由于接头在高温下发生蠕变变形，使得蠕变空穴发生聚集。在低应力的蠕变变形过程中晶界会发生滑动，析出相的粗化阻碍了晶界滑动从而产生应力集中，当应力超过临界形核应力时，蠕变空穴就会发生形核和聚集。蠕变空穴一部分来源于接头自身，另一部分由蠕变变形过程中析出相与组织的分离形成[28]。ZHANG等[29]开发了一种基于微观组织和微观力学的综合有限元模型，模拟了由热激活位错运动、晶界扩散和晶界滑移共同引起的铁素体钢焊接接头高温蠕变变形过程，发现扩散蠕变、位错蠕变以及晶界滑移对热影响区的裂纹形成起协同作用，并通过显微组织对铁素体钢热影响区的总应变积累进行量化，发现大部分的蠕变应变集中在细晶热影响区。随后ZHANG等[30]进一步优化了该模型，考虑了不同晶粒尺度下的断裂机制，包括蠕变孔洞的形核，发现Ⅳ型裂纹是通过晶界滑动、晶内蠕变竞争和微裂纹聚集所产生的；当应力较低且断裂时间不短于104h时，Ⅳ型蠕变裂纹在细晶热影响区的形成是一个受孔洞扩展控制的过程；当应力较大时，Ⅳ型蠕变裂纹则由空穴形核并连接而成。WEN等[31]基于蠕变孔洞形成和损伤力学的本构关系，对不同加载条件下蠕变裂纹扩展的特征进行分析，发现蠕变孔洞的形成及连接是铁素体/奥氏体钢焊接接头Ⅳ型裂纹扩展及断裂的主要机制，当蠕变孔洞半径占孔洞间距的比例达到临界值时，微裂纹开始沿晶界扩展，并且裂纹扩展速率受到应力强度因子、加载速率及频率、保持时间等因素的影响。AKRAM等[32]开展了P91铁素体钢/AISI 304奥氏体钢焊接接头的蠕变行为研究，发现在蠕变初期由于位错增加，焊接接头发生应变硬化，蠕变速率降低；在稳态蠕变阶段由于应变硬化和恢复之间的平衡，蠕变速率相对恒定；在蠕变末期，由于蠕变孔洞开始连接，蠕变速率迅速增加并导致焊接接头断裂失效。

在高温蠕变过程中，铁素体/奥氏体钢焊接接头的断裂位置会随温度和应力组合条件的变化而不同。通常该类焊接接头有3种典型的断裂位置：铁素体钢母材、铁素体热影响区以及铁素体钢与焊缝熔合线。LAHA等[33]研究了2.25Cr1Mo铁素体钢/Alloy 800H奥氏体钢焊接接头在550 ℃，130～220 MPa下的高温蠕变行为，发现130 MPa低应力下对应的断裂位置在2.25Cr1Mo钢热影响区，220 MPa高应力下的断裂位置位于2.25Cr1Mo母材。SHIN等[34]研究了P92铁素体钢焊接接头在不同温度和应力下的高温蠕变行为，发现该类焊接接头的蠕变断裂位置不仅随应力水平的变化而发生转移，还会受到温度的影响，随着蠕变温度的升高，蠕变断裂位置会从P92钢熔合线向P92钢的细晶热影响区转移。XU等[10]和CAO等[35]研究了T92铁素体钢焊接接头在625 ℃和110～180 MPa下的高温蠕变行为，发现当应力大于140 MPa时，断裂位置在T92钢母材，断裂模式为穿晶蠕变断裂；当应力小于140 MPa时，断裂位置在T92钢细晶热影响区，断裂模式为沿晶蠕变断裂。ZHAI等[36]研究了T92铁素体钢/S304H奥氏体钢焊接接头在650 ℃，85165 MPa下的高温蠕变行为，发现断裂位置均位于T92钢细晶热影响区，随着加载应力增大，蠕变断裂模式从中心部分的沿晶断裂和边缘部分的穿晶断裂向完全穿晶断裂转变。

3 蠕变断裂影响因素

在火电厂高温高压的服役条件下，铁素体/奥氏体钢焊接接头通常以发生在铁素体钢母材或热影响区的蠕变断裂为主。金属间化合物的析出及粗化、焊接过程中产生的残余应力、高温蠕变过程的应力三轴度、氢致裂纹等是该类焊接接头铁素体钢侧蠕变断裂的主要影响因素[37]。

目前，相关研究认为，MX碳氮化物、M23C6碳化物、δ相、Z相和Laves相等金属间化合物的析出及粗化是铁素体钢母材蠕变断裂的主要影响因素之一[38]。GURURAJ等[39]研究了在长期高温环境下，位错密度和晶粒尺寸对P92铁素体钢焊接接头析出动力学的影响，发现晶界和亚晶界是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；随着晶粒尺寸的增大，碳化物尺寸增大，Z相析出，导致P92钢蠕变强度降低。SAWADA等[40]研究了高铬铁素体钢焊接接头在650 ℃下的蠕变行为，发现Z相密度增加会导致焊接接头更早产生Ⅳ型裂纹。然而KIM等[41]研究了T92铁素体钢/S304H奥氏体钢焊接接头高温蠕变行为后认为，Laves相的析出是导致T92铁素体钢细晶热影响区蠕变断裂的主要原因，Laves相的形成会降低钨元素固溶强化的作用；另外，在铁素体钢细晶热影响区中的原奥氏体晶粒尺寸远小于粗晶热影响区和母材，较高的原奥氏体晶界密度为Laves相的形核和长大提供了有利条件。目前一种提高Ⅳ型蠕变断裂强度的方法是改变铁素体钢的合金元素体系，稳定其组织结构。BHADURI等[42]研究发现，在P91钢合金体系中加入硼(60×10-6)和氮元素(110×10-6)会使其具有更好的抗Ⅳ型开裂能力，且添加硼和氮元素的P91钢焊接接头的蠕变断裂寿命是无硼和氮P91钢焊接接头的2倍。SAKTHIVEL 等[43]对P92钢焊接接头的高温蠕变行为进行研究后发现,钨元素具有固溶强化和稳定微观结构的作用，同时还能防止碳化物粗化。

在高温高压作用下，焊接残余应力对火电厂管道焊接接头的蠕变断裂行为有着显著影响[44]。THOMAS等[45]对中断蠕变试验过程中和试样断裂后的P91铁素体钢焊接接头的残余应力进行监测，并将监测数据用于验证残余应力和损伤评估的有限元建模，发现铁素体钢焊缝熔合线附近的残余应力会导致蠕变强度降低，因此在估计蠕变期间的有效施加应力时需要考虑残余应力的分布。LAHA等[46]研究了Cr-Mo铁素体钢焊接接头在不同温度下对Ⅳ型裂纹的敏感性，发现铁素体钢最大残余应力位置与发生Ⅳ型蠕变断裂的细晶热影响区重合。采用热膨胀系数在铁素体钢和奥氏体钢之间的镍基钎料以及采用窄间隙焊接工艺，并且在接头中加入额外的隔离层，可以降低焊接接头的残余应力[9]。

在高温蠕变过程中，细晶热影响区通常会优先发生蠕变变形，此时细晶热影响区会受到母材和焊缝金属的约束，约束作用导致细晶热影响区形成较大的应力三轴度[29]。WATANABE等[47]通过对9Cr1MoVNb铁素体钢焊接接头进行40～230 MPa范围下的长期蠕变试验，并结合有限元法研究了该接头的应力和应变分布，发现Ⅳ型裂纹的起始点和扩展路径与应力三轴度分布有关。史春元等[48]通过有限元计算、热稳定试验和蠕变断裂试验对Cr-Mo-V铁素体钢焊接接头进行研究后发现，焊缝和热影响区界面的应力三轴度是控制焊接接头蠕变孔洞形成的主要力学参量，随着应力三轴度增大，蠕变孔洞生长速率增加，蠕变孔洞沿晶界迅速连接形成裂纹导致蠕变断裂。SEO等[49]对P92铁素体钢焊接接头进行了不同持续时间下的中断蠕变试验和有限元分析，研究发现铁素体钢热影响区内晶界与析出物相交的区域存在应变差异，使得蠕变变形以及应力三轴度增强，并导致在析出物附近形成蠕变空穴。目前通常采用优化焊接参数、改变焊接方法和减小坡口角度来降低细晶热影响区内的最大主应力和应力三轴度[50]。

在火电厂的高温高压条件下，工质流会产生游离的氢元素，导致焊接接头处于含氢环境中。氢元素的吸收将导致接头的局部韧性退化，引起脆化现象。ROW等[51]分别在纯氩气和氩气-体积分数6%氢气混合气氛下对铁素体钢和奥氏体钢进行焊接，发现氢致裂纹会导致铁素体钢和焊缝界面发生脱黏失效。BLACH等[52-53]分析了含氢环境对T91铁素体钢/TP316H奥氏体钢焊接接头蠕变性能的影响，发现充氢前后焊缝和TP316H钢的蠕变断口形貌特征无明显差异，但充氢后T91铁素体钢的蠕变孔洞明显增大，裂纹加深；充氢后T91铁素体钢热影响区由充氢前的韧性断裂变为脆性断裂。综上可知，含氢环境会降低铁素体钢的抗蠕变性能，加速铁素体钢焊接接头的蠕变断裂。在应用中可以通过耐高温涂层保护焊接接头，防止其与周围的氢气接触而加速失效[54]。

4 结束语

铁素体/奥氏体钢焊接接头的蠕变断裂机理包括低应力下的沿晶蠕变断裂(基于晶界滑动的蠕变机理)和高应力下的穿晶蠕变断裂(基于位错的蠕变机理)，在火电厂实际服役条件下的蠕变断裂机理以晶界滑动主导孔洞生长聚集机制的沿晶蠕变断裂为主，该机制下孔洞的生长速率与晶界滑动相关。目前，对该类焊接接头的蠕变失效研究主要集中在单轴蠕变试验条件下，而对实际电厂服役工况下的研究较少。并且由于实际结构常处在复杂的服役环境中，在机械应力和热应力的相互作用下，焊接接头常处在多轴蠕变状态下，对多轴蠕变的失效机理的研究更具实际意义。

随着火电厂机组运行参数的优化升级，应保证该类焊接接头与工作环境具有较好的相容性。铁素体钢热影响区是该类焊接接头的薄弱区域，导致其失效的因素包括金属间化合物的析出及粗化、焊接过程产生的残余应力、高温蠕变过程的应力三轴度以及氢致裂纹等。下一步的研究重点应该侧重于焊接工艺、焊后热处理、合金元素体系的优化和耐高温涂层保护等方面，以改善焊接接头整体的抗蠕变性能，扩展该类焊接接头的应用，从而在提高机组热效率的同时提高使用寿命和安全性。