丁永三 魯立 朱紅彬 徐建明 張禹 李克儉

摘要：通過(guò)試驗(yàn)研究分析了服役后的高溫蒸汽管道中T23/TP316H異種金屬焊接接頭的微觀組織、成分和氧化情況。結(jié)果表明，在540 ℃/17 MPa條件下服役10 萬(wàn)h后，TP316H鋼側(cè)雖會(huì)被氧化，但未發(fā)現(xiàn)明顯的會(huì)導(dǎo)致接頭早期失效的潛在危險(xiǎn)因素;T23鋼側(cè)會(huì)出現(xiàn)沿焊縫/熱影響區(qū)界面的氧化，并出現(xiàn)了沿界面的開(kāi)裂。T23鋼與鎳基焊縫金屬的界面氧化損傷與界面兩側(cè)熱膨脹系數(shù)、高溫蠕變強(qiáng)度差異及界面附近的硬度梯度耦合后，很可能誘發(fā)界面失效，增加接頭早期失效風(fēng)險(xiǎn)。與此同時(shí)，T23鋼側(cè)未發(fā)現(xiàn)蠕變、碳遷移軟區(qū)等常見(jiàn)的界面失效弱化因素，所以界面氧化損傷是T23/TP36H異種金屬焊接接頭的主要損傷模式。

關(guān)鍵詞：異種金屬焊接接頭;高溫服役;蠕變;氧化;硬度;化學(xué)成分

中圖分類(lèi)號(hào)：TG401? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A? ? ? ? ?文章編號(hào)：1001-2003（2021）03-0059-05

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.03.11

0? ? 前言

鐵素體類(lèi)耐熱鋼和奧氏體不銹鋼被廣泛應(yīng)用于火電站關(guān)鍵構(gòu)件的制造[1-3]。對(duì)整個(gè)電站而言，不同位置服役溫度不同，有較高蠕變強(qiáng)度和抗氧化性的奧氏體不銹鋼常被用于高溫段，如過(guò)熱器、再熱器管道，而成本較低的鐵素體類(lèi)耐熱鋼則被用于低溫段，如鍋爐、熱交換器[4]。焊接是工程中連接兩種金屬最常用的工藝，故電站中存在大量用于連接奧氏體不銹鋼和鐵素體類(lèi)耐熱鋼的異種金屬焊接接頭。制造這類(lèi)接頭通常使用鎳基合金作為填充材料。焊接快速加熱冷卻導(dǎo)致的組織不均勻性和不同材料的性能差異會(huì)不可避免地弱化整個(gè)接頭的服役性能，使其極易出現(xiàn)早期失效。有調(diào)查表明[5]，電站用異種金屬焊接接頭早期失效會(huì)帶來(lái)850 000美元/天的經(jīng)濟(jì)損失。此外，電站構(gòu)件早期失效會(huì)帶來(lái)嚴(yán)重的安全問(wèn)題，故應(yīng)關(guān)注異種金屬焊接接頭的早期失效行為，分析其失效機(jī)理，并為接頭的延壽提供指導(dǎo)意見(jiàn)。

上述異種金屬焊接接頭服役過(guò)程中奧氏體不銹鋼側(cè)通常較為安全，服役壽命主要取決于鐵素體鋼側(cè)。鐵素體鋼側(cè)的失效位置可為母材、熱影響區(qū)、或焊縫金屬與熱影響區(qū)的界面。失效于母材時(shí)多為塑性斷裂，斷前有縮頸特征;失效于熱影響區(qū)或界面會(huì)使接頭蠕變強(qiáng)度低于母材，無(wú)明顯塑性變形，是一種較為危險(xiǎn)的早期失效模式[6]。Ⅳ型裂紋是導(dǎo)致接頭失效于熱影響區(qū)的主要原因，抑制Ⅳ型裂紋可以通過(guò)向母材中添加微量的硼元素或優(yōu)化熱處理制度實(shí)現(xiàn)[7-8]。但在異種金屬焊接接頭中更為危險(xiǎn)的早期失效模式為沿焊縫金屬與熱影響區(qū)界面的斷裂，其根本原因是鐵素體類(lèi)耐熱鋼母材與鎳基焊縫金屬的固有成分差異造成的，通常難以避免;同時(shí)接頭的服役條件惡劣，成分、組織、氧化、蠕變等各種因素耦合在一起，給研究此類(lèi)接頭的界面斷裂行為帶來(lái)了極大的挑戰(zhàn)，但也正因?yàn)閱?wèn)題的復(fù)雜性，關(guān)于此問(wèn)題的研究具有較高的科學(xué)與工程價(jià)值。文中以某電廠服役約10萬(wàn)h的T23/TP316H異種金屬焊接接頭的蒸汽管為研究對(duì)象，分析了其兩側(cè)損傷情況及服役后的組織，并提出了接頭的損傷機(jī)理，可為火電站異種金屬焊接接頭服役安全性、壽命延長(zhǎng)提供指導(dǎo)意見(jiàn)。

1 試驗(yàn)材料與方法

取樣位置為某電廠600 MW亞臨界機(jī)組分隔屏過(guò)熱器含異種金屬焊接接頭的蒸汽管處。管規(guī)格為φ50 mm×8 mm，正常工況下管內(nèi)通水蒸汽、管外為煙氣環(huán)境。管內(nèi)蒸汽溫度約為540 ℃、蒸汽壓力17 MPa，服役時(shí)長(zhǎng)約10萬(wàn)h。管兩側(cè)母材分別為T(mén)P316H奧氏體不銹鋼和SA213-T23貝氏體鋼，如圖1所示，化學(xué)成分如表1所示。填充材料使用Inconel 82焊材（牌號(hào)ERNiCr-3），兩側(cè)母材和焊材的拉伸性能如表2所示。接頭制造完成后不進(jìn)行后續(xù)熱處理。

在接頭TP316H鋼側(cè)和SA213-T23鋼側(cè)分別取試樣進(jìn)行分析。所有試樣均從400目砂紙磨至2 000目，隨后采用粒度為2.5 μm、0.5 μm的金剛石研磨膏依次對(duì)其進(jìn)行機(jī)械拋光。由于母材、焊縫金屬的耐蝕性差異，采用兩步腐蝕法對(duì)試樣進(jìn)行腐蝕以同時(shí)獲得兩側(cè)形貌。T23鋼側(cè)采用3%的硝酸酒精腐蝕，鎳基焊縫側(cè)采用10%的CrO3水溶液進(jìn)行電解腐蝕。隨后在掃描電子顯微鏡下觀察試樣形貌，并用設(shè)備附帶能譜對(duì)局部區(qū)域進(jìn)行成分分析。經(jīng)試驗(yàn)，電解腐蝕可能會(huì)使T23鋼側(cè)界面附近的碳化物脫落，故用于界面碳化物觀察的試樣僅進(jìn)行化學(xué)腐蝕。為獲得界面附近更為精確的成分變化，采用電子探針定量分析獲取了T23鋼側(cè)跨界面成分變化，定量分析點(diǎn)間距4 μm，用于電子探針?lè)治龅脑嚇硬捎秒娊鈷伖庵苽?，電解液?5 mL磷酸+15 mL硫酸、12 mL甘油+3 mL去離子水+5 g CrO3的混合溶液。此外，對(duì)試樣進(jìn)行跨界面維氏硬度測(cè)試，所用載荷200 g，保載10 s。

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 TP316H奧氏體不銹鋼側(cè)組織、成分和損傷分析

服役后接頭中TP316H鋼側(cè)的組織和成分結(jié)果如圖2所示。圖2a為外管壁附近組織，焊縫為典型柱狀晶，熱影響區(qū)為等軸奧氏體晶粒。TP316H鋼與焊縫金屬之間并無(wú)明顯界面，這可能與二者基體同為面心立方晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)，焊縫金屬在凝固時(shí)以未熔化的TP316H為形核核心外延生長(zhǎng)。成分測(cè)試點(diǎn)EDX 1處含4.06% w（O），表明外管壁被氧化。雖然管外壁經(jīng)過(guò)打磨未見(jiàn)明顯氧化層，但根據(jù)EDX 1結(jié)果可推測(cè)打磨前外壁存在氧化層。此外，成分測(cè)試點(diǎn)EDX 1處含有0.55% w（S），這是外管壁與高溫?zé)煔饨佑|所導(dǎo)致的。圖2b為內(nèi)管壁附近組織，內(nèi)管壁未經(jīng)打磨，可見(jiàn)明顯氧化層，根據(jù)EDX 2結(jié)果知該氧化層為鐵的氧化物?？傮w來(lái)說(shuō)，雖然此接頭在TP316H鋼側(cè)服役后內(nèi)外壁均被氧化，但未發(fā)現(xiàn)任何可能導(dǎo)致接頭早期失效的危險(xiǎn)損傷形式，故可認(rèn)為T(mén)P316H鋼側(cè)在當(dāng)前服役條件下較為安全。

2.2 T23鋼側(cè)組織和損傷分析

通過(guò)掃描電子顯微鏡觀察服役后的接頭中T23鋼側(cè)的組織和氧化情況，結(jié)果如圖3所示。不同于TP316H鋼側(cè)，T23鋼側(cè)焊縫金屬與熱影響區(qū)間存在一明顯界面，這是此類(lèi)低合金鋼成分與鎳基82焊材之間巨大的成分差異造成的。特別在外管壁附近發(fā)現(xiàn)了沿界面的氧化，如圖3a所示，且在掃描電子顯微鏡下將其放大后發(fā)現(xiàn)該氧化物已與界面發(fā)生開(kāi)裂。T23鋼側(cè)的外管壁處氧化損傷相對(duì)于TP316H鋼側(cè)的氧化顯然更為嚴(yán)重，隨著服役時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，很可能出現(xiàn)沿界面開(kāi)裂的早期失效情況。

此外，在界面處發(fā)現(xiàn)一排沿界面的碳化物。這種服役后沿界面排列的碳化物被稱(chēng)為“Ⅰ型碳化物 ”[12]。這些Ⅰ型碳化物是易于形成蠕變空洞的位置，最終可能會(huì)因界面蠕變空洞合并成微裂紋導(dǎo)致接頭沿界面失效[13]。但本研究中在界面處Ⅰ型碳化物周?chē)⑽窗l(fā)現(xiàn)任何蠕變空洞，表明在此種服役條件下接頭的蠕變損傷并不顯著，可能并非接頭損傷的主要機(jī)制。

2.3 焊縫金屬/T23鋼熱影響區(qū)界面附近成分分析

服役后T23鋼側(cè)界面附近的冶金、性能變化與界面附近較大的成分梯度有關(guān)，故應(yīng)對(duì)界面附近的成分進(jìn)行更為精確的表征。采用電子探針測(cè)得的跨界面成分變化如圖4所示，其中部分混合區(qū)是由于焊接過(guò)程中熔融的焊縫金屬與熔融的母材未充分混合而形成的，故在該區(qū)中成分會(huì)從母材成分逐漸過(guò)渡到焊縫金屬成分。部分混合區(qū)與熱影響區(qū)的界面即為掃描電子顯微鏡下觀察到的宏觀界面。從熱影響區(qū)穿過(guò)界面進(jìn)入部分混合區(qū)存在成分突變，主要體現(xiàn)為Fe含量驟降、Ni含量驟增，Cr含量突增。在540 ℃下，除C元素外其他元素難以發(fā)生擴(kuò)散，同時(shí)界面附近主合金元素（Fe、Ni、Cr）的分布對(duì)碳擴(kuò)散的影響至關(guān)重要。Cr元素可降低C的化學(xué)勢(shì)，即高溫下C趨向于從低Cr含量處向高Cr含量處擴(kuò)散，根據(jù)圖4中的Cr含量分布可知，高溫服役過(guò)程中C原子會(huì)趨向于從T23鋼熱影響區(qū)向焊縫遷移。部分混合區(qū)主要為面心立方晶體結(jié)構(gòu)的奧氏體基體，C原子在面心立方中的擴(kuò)散系數(shù)較低，故從熱影響區(qū)向焊縫金屬遷移的C原子會(huì)在界面處聚集，當(dāng)C含量超過(guò)基體的最大溶解度后，就會(huì)以碳化物的形式析出，形成圖3b中所示的Ⅰ型碳化物。

Ⅰ型碳化物為富Cr的M23C6或M6C，故沿焊縫金屬/T23鋼熱影響區(qū)界面析出I型碳化物后意味著界面附近基體中固溶的Cr含量下降，從而促進(jìn)氧化沿界面發(fā)展。氧化物較脆，且因其疏松結(jié)構(gòu)導(dǎo)致承載能力較差，在服役條件下由于鎳基焊縫金屬與T23鋼的熱膨脹系數(shù)和高溫蠕變強(qiáng)度的差異，會(huì)使沿界面的氧化物與焊縫金屬脫離，即產(chǎn)生圖3a放大圖中的裂紋。因此，可認(rèn)為上述沿界面氧化、開(kāi)裂的損傷可能是導(dǎo)致接頭沿界面失效的危險(xiǎn)因素。

2.4 焊縫金屬/T23鋼熱影響區(qū)界面附近硬度分析

服役后接頭T23鋼側(cè)的硬度分布如圖5所示。由圖可知，整個(gè)T23鋼側(cè)的焊縫金屬、熱影響區(qū)和母材3個(gè)區(qū)域硬度有一定的差別。熱影響區(qū)硬度較高，這是由于焊后該區(qū)形成淬硬組織，而焊后不進(jìn)行熱處理使得熱影響區(qū)的淬硬組織得以保留，故熱影響區(qū)硬度較高。此外，此類(lèi)接頭的常規(guī)熱處理溫度約為700℃，故540℃下長(zhǎng)時(shí)間服役也并不能使該類(lèi)接頭熱影響區(qū)中的淬硬區(qū)軟化，因此服役后依然能夠保持較高的硬度。文獻(xiàn)[14]指出抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度與硬度值之間存在如下推算關(guān)系：

Rm=3.04HV+11.59? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ?（1）

ReL=3.39HV-246.02? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? ? （2）

根據(jù)式（1）、式（2）及硬度值推算得服役后接頭T23鋼側(cè)的強(qiáng)度分布，結(jié)果表明界面兩側(cè)存在較大的強(qiáng)度錯(cuò)配。

文獻(xiàn)[15]指出，焊縫金屬與母材Cr含量差異較大的接頭在高溫下會(huì)發(fā)生明顯的碳遷移，在界面附近會(huì)產(chǎn)生貧C的軟區(qū)，使裂紋容易在該區(qū)域擴(kuò)展，對(duì)接頭的安全服役產(chǎn)生威脅。但在本研究中，界面附近未發(fā)現(xiàn)軟區(qū)，故可認(rèn)為該接頭中發(fā)生的C遷移尚不足以在T23鋼中形成明顯貧C的軟區(qū)。前已述服役過(guò)程中沿焊縫金屬/T23鋼熱影響區(qū)的界面的氧化是威脅該接頭服役安全性的主要損傷形式，焊縫、低合金鋼的熱膨脹系數(shù)差異會(huì)促進(jìn)界面失效;同樣，界面附近硬度差異及強(qiáng)度錯(cuò)配也會(huì)增大沿界面失效的可能性。

3 結(jié)論

（1）鎳基填充的T23/TP316H異種金屬焊接接頭服役過(guò)程中會(huì)沿焊縫金屬/T23鋼熱影響區(qū)界面發(fā)生氧化、開(kāi)裂，威脅接頭的服役安全性。

（2）鎳基焊縫金屬/T23鋼熱影響區(qū)界面處并未發(fā)現(xiàn)明顯的蠕變損傷、碳遷移軟區(qū)等常見(jiàn)的界面弱化現(xiàn)象，這表明沿界面的氧化是此接頭在當(dāng)前服役條件下最主要的損傷模式。

（3）接頭中TP316H鋼側(cè)服役后也被氧化，但未發(fā)現(xiàn)明顯的會(huì)導(dǎo)致接頭早期失效的潛在因素，故可認(rèn)為該側(cè)在當(dāng)前服役條件下較為安全。

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