第一篇：火電機(jī)組高端鍋爐耐熱鋼特點(diǎn)和國(guó)產(chǎn)化進(jìn)程

火電機(jī)組高端鍋爐耐熱鋼特點(diǎn)和國(guó)產(chǎn)化進(jìn)程

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本帖被 ez-wzx 執(zhí)行鎖定操作(2010-02-15)1 火電機(jī)組選材

我國(guó)火電機(jī)組的生產(chǎn)制造主要是超超臨界和超臨界機(jī)組，亞臨界機(jī)組的比例很小，今后發(fā)展超超臨界的比例將要超過超臨界機(jī)組。

在超臨界機(jī)組中高端用耐熱鋼主要是T91/P91、TP347H、TP347HFG。在超超臨界機(jī)組中高端用耐熱鋼主要是T92/P92、T91/P91、T122/P122、TP347HFG、Super304H、HR3C以及XA704、NF709R。目前國(guó)內(nèi)建造中緊缺的是P91、T92/P92、TP347HFG、Super304H和HR3C，其中T91/P91、T92、TP347HFG和Super304H國(guó)內(nèi)已經(jīng)供貨，P92和HR3C全部依賴進(jìn)口，供不應(yīng)求，價(jià)格昂貴。2 高端鍋爐耐熱鋼的特點(diǎn)

鐵素體鋼主要集中在T91/P91、T92/P92、T122/P122，都是馬氏體鋼，國(guó)際上習(xí)慣稱為鐵素體鋼。共同的特點(diǎn)是含Cr量在9%～12%Cr，加入W、Mo固溶強(qiáng)化元素和少量析出強(qiáng)化元素，如Nb、V、N、B以及Cu。以下介紹幾種耐熱鋼的主要特點(diǎn)。2.1 T91/P91鋼

1）T91/P91鋼的強(qiáng)化

主要依靠M23C6析出相的強(qiáng)化，其次是MX相強(qiáng)化和Mo的固溶強(qiáng)化，在高溫長(zhǎng)時(shí)使用后會(huì)析出σ相，當(dāng)σ相在<2級(jí)且彌散分布時(shí)對(duì)強(qiáng)度有貢獻(xiàn)，當(dāng)σ相長(zhǎng)大后就失去了強(qiáng)化作用，同時(shí)在σ相周圍區(qū)域貧Cr。在高溫長(zhǎng)時(shí)運(yùn)行后M23C6會(huì)發(fā)生粗化（即長(zhǎng)大）使持久強(qiáng)度下降，MX相是一個(gè)比較穩(wěn)定的相，對(duì)長(zhǎng)時(shí)持久強(qiáng)度貢獻(xiàn)大，日本學(xué)者Abe和歐洲的研究表明，在幾萬小時(shí)后可能發(fā)生MX→Z相轉(zhuǎn)變，即若干個(gè)MX相聚集成Z相而使強(qiáng)度逐漸下降。T91/P91鋼中馬氏體板條對(duì)強(qiáng)度有明顯影響，涉及到板條束的尺寸和板條中的亞結(jié)構(gòu)。T91/P91鋼在國(guó)內(nèi)外使用表明，組織穩(wěn)定，基本滿足使用需求。2）鋼中Cr量的控制

應(yīng)當(dāng)引起重視的是鋼中Cr的含量，標(biāo)準(zhǔn)是8.0％～9.5%，而生產(chǎn)廠往往在冶煉中把Cr的含量控制在下限，即8.2％～ 8.3%，尤其是T91在爐內(nèi)使用會(huì)發(fā)生管外表面腐蝕嚴(yán)重，對(duì)管內(nèi)抗蒸汽腐蝕性能也不利。因此，用戶在訂貨時(shí)需要與鋼廠、鋼管廠要求在中限以上，以保證T91/P91鋼管高溫長(zhǎng)時(shí)的抗腐蝕性。3）T91/P91鋼中Al、Ti含量的控制

Al在鋼中會(huì)與鋼中的氧結(jié)合成粒狀A(yù)l2O3，與鋼中的N結(jié)合成AlN。粒狀A(yù)l2O3是夾雜物，對(duì)鋼的強(qiáng)度和抗腐蝕性能不利，關(guān)鍵是AlN，AlN是尖角的不規(guī)則的脆性相，在應(yīng)力條件下可能在尖角處由于應(yīng)力集中而萌生裂紋，危害性大。Al2O3和AlN的生成都會(huì)降低鋼的塑性性能。夾雜物與基體之間由于微電池效應(yīng)會(huì)發(fā)生腐蝕現(xiàn)象，對(duì)鋼不利。因此，在近幾年來國(guó)際上重視鋼中Al、Ti及Zr量的控制，在ASME 213M-07，ASME 213-08中都規(guī)定了Al≤0.02%，Ti≤0.01%，Zr≤0.01%。4）關(guān)于S、P、O含量的看法

在標(biāo)準(zhǔn)中S、P的規(guī)定是比較寬的，從日本進(jìn)口的鋼管和質(zhì)保書看，控制是嚴(yán)的。S是有害元素，主要形成MnS夾雜，由于是塑性?shī)A雜物，對(duì)熱加工塑性變形影響不大，對(duì)鋼的塑性性能影響也不大，但是，我們認(rèn)為MnS夾雜在鋼中的存在可以看作是微裂紋的存在，MnS的強(qiáng)度很低，在長(zhǎng)時(shí)應(yīng)力條件下會(huì)在這些薄弱區(qū)域發(fā)生微裂紋的發(fā)展，因此，會(huì)對(duì)鋼的高溫持久強(qiáng)度產(chǎn)生影響。S含量低，MnS的尺寸、數(shù)量、形態(tài)分布都會(huì)改善，條狀的MnS變成點(diǎn)狀不連續(xù)分布、數(shù)量減少，尺寸減少都會(huì)減少M(fèi)nS的負(fù)面影響。從供貨情況來看，日本進(jìn)口鋼管中S含量一般在0.003%以下，國(guó)產(chǎn)在0.006%以下，質(zhì)量好。P含量高一般會(huì)影響熱加工塑性，可能會(huì)影響焊縫的塑性，目前供貨在0.020%以下，可以滿足生產(chǎn)和使用。氧含量在標(biāo)準(zhǔn)中沒有規(guī)定，日本進(jìn)口管分析[O]在20～35ppm，國(guó)產(chǎn)在30～60ppm，有爐外精煉條件的特鋼廠[O]一般在30～45ppm，[O]低必然會(huì)降低鋼中氧化物夾雜的級(jí)別，改善氧化物夾雜的尺寸、數(shù)量、分布和形態(tài)，低的[O]會(huì)改善鋼的性能，但是，會(huì)增加煉鋼的成本。

5）關(guān)于δ-鐵素體

T91/P91鋼的Cr當(dāng)量不高，T91鋼管中一般不出現(xiàn)δ-鐵素體，在大口徑厚壁的P91鋼管中由于成分偏析和熱加工等原因往往會(huì)出現(xiàn)δ-鐵素體，對(duì)鋼的持久強(qiáng)度會(huì)有不利影響。因此，要求鋼的冶煉中使成分均勻化，尤其是澆注成鋼錠，要求鋼錠中不發(fā)生偏析，最好進(jìn)行高溫?cái)U(kuò)散退火。2.2 T92/P92鋼

1）T92/P92鋼的強(qiáng)化：

T92/P92鋼是在T91/P91鋼基礎(chǔ)上發(fā)展的，是日本新日鐵鋼鐵公司神原瑞夫和小田克朗在1987年研制成功，即NF616。鋼中加入1.50％～2.00%W，把Mo量由0.85～1.05%降到0.30％～0.60%，采用W-Mo復(fù)合強(qiáng)化，W+Mo的總量達(dá)到1.80％～2.60%，超過T/P91的一倍，同時(shí)加入0.001％～ 0.006%B，目的是提高鋼的高溫持久強(qiáng)度。

T92/P92鋼主要依靠M23C6及Laves相（AB2）的強(qiáng)化，其次是MX相強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化以及B對(duì)晶界的強(qiáng)化。由于B元素加入M23C6相中會(huì)抑制M23C6的長(zhǎng)大，即在高溫下T92/P92中的M23C6長(zhǎng)大速度低于T91/P91鋼中M23C6的長(zhǎng)大速度，即粗化的程度減弱，可以使鋼的高溫持久強(qiáng)度下降減緩。

T92/P92鋼中加入約1.8% W在調(diào)質(zhì)處理狀態(tài)鋼中就存在Laves相，最初的析出量比M23C6量要少很多，但在高溫下析出速度快，增量大，在幾千小時(shí)后的析出量與M23C6相當(dāng)，成為主要強(qiáng)化相。MX相即（Nb,V）（C,N）相在高溫下比M23C6和Laves相穩(wěn)定，析出相增長(zhǎng)不多，尺寸在納米級(jí)，因此，對(duì)持久強(qiáng)度有明顯貢獻(xiàn)。固溶在固溶體中的W和Mo由于置換固溶而強(qiáng)化基體，固溶在固溶體中的N由于間隙引起晶格畸變也能使固溶體強(qiáng)化，T92/P92中的B還強(qiáng)化晶界。由于以上各方面的強(qiáng)化作用使得T92/P92比T91/P91的持久強(qiáng)度大幅度提高，普遍認(rèn)為可用于620～650℃蒸汽參數(shù)機(jī)組。2）鋼中Cr量控制

由于T92/P92鋼的使用溫度比T/P91鋼高，抗蒸汽腐蝕和管外壁抗灰腐蝕的要求相應(yīng)提高，因此希望Cr量控制在中限以上，甚至中上限為好，但在上限會(huì)出現(xiàn)δ-鐵素體。3）關(guān)于δ鐵素體

P92鋼由于大口徑厚壁，普遍存在δ-鐵素體，日本住友公司控制水平高，可能出現(xiàn)δ-鐵素體少。這是P92鋼的一個(gè)重要問題，δ-鐵素體的出現(xiàn)，必然降低鋼的長(zhǎng)時(shí)持久強(qiáng)度，要避免δ-鐵素體的生成，難度比P91要大，原因是鋼中Cr含量應(yīng)當(dāng)在中限-中上限，W+Mo總量比P91中高一倍，導(dǎo)致鋼的Cr當(dāng)量提高，這就要求煉鋼的技術(shù)提高，保證鋼錠中不發(fā)生偏析。我們認(rèn)為P92鋼中含Ni量需要放寬，比如≤0.60%，有利于降低Cr當(dāng)量。大鋼錠最好進(jìn)行高溫?cái)U(kuò)散退火，使鋼中成分均勻。鋼管的熱加工溫度必須嚴(yán)格控制，防止δ-鐵素體的生成。

2.3 T122/P122 T122/P122鋼是在T92/P92的基礎(chǔ)上發(fā)展起來的，是日本住友公司伊勢(shì)田敦朗在1991年研制成功的。為了提高抗腐蝕性能將Cr量由9%提高到11%，同時(shí)加入約1%Cu。1）T122/P122鋼的強(qiáng)化

T122/P122鋼中W含量由T92/P92的1.5％～2.0%提高到1.50％～2.50%，V含量由0.15％～0.25%提高到0.15％～ 0.30%，并加入1%Cu，除了T92/P92的固溶強(qiáng)化，M23C6相、Laves相、MX相強(qiáng)化并增加了納米級(jí)的富Cu相強(qiáng)化。T122/P122鋼的設(shè)計(jì)思想是增加W的固溶強(qiáng)化，增加V量提高M(jìn)X相的析出，再加上富Cu相析出，達(dá)到比T92/P92更高的持久強(qiáng)度，實(shí)際上比T92/P92低，其原因之一可能是由于Laves相大量析出并長(zhǎng)大而引起的。2）δ-鐵素體

伊勢(shì)田敦朗忽略了δ-鐵素體的危害作用，由于Cr、W、V含量的增加導(dǎo)致鋼的Cr當(dāng)量高，增加1%Cu后仍然處于臨界狀態(tài)，在T122/P122中不同程度地存在δ-鐵素體，雖然Ni的上限提高到≤0.50%，實(shí)際上δ-鐵素體甚至多達(dá)30%以上，導(dǎo)致高溫持久強(qiáng)度下降比T/P92低。從日本和歐洲電站使用情況表明，T122/P122的抗腐蝕性能較好，強(qiáng)度比T91/P91好，總的效果不如T92/P92，2007年ASME公布T122/P122持久強(qiáng)度比原先公布的下降27%，T92/P92鋼下降15%，因此，目前設(shè)計(jì)中大多不采用T122/P122，目前在日本、歐洲以及我們都在T122/P122鋼的基礎(chǔ)上調(diào)整成分，目的是持久強(qiáng)度不低于T92/P92，而抗灰腐蝕性能提高以滿足620～650℃蒸汽參數(shù)機(jī)組的需求。2.4 TP347H和TP347HFG TP347H和TP347HFG是在18-10奧氏體的基礎(chǔ)上0.32％～1.0%Nb和0.06％～ 0.10%N，使鋼的高溫強(qiáng)度大幅度提高。1）鋼的強(qiáng)化

主要是M23C6相的強(qiáng)化，其次是NbC相和MX相即Nb（C,N）的強(qiáng)化以及Nb的固溶強(qiáng)化。

2）鋼的抗灰腐蝕性能

由于大幅度地提高Cr量，抗蒸汽腐蝕和抗灰腐蝕性能比鐵素體鋼大幅度提高。3）TP347HFG 通常稱細(xì)晶347，由于細(xì)晶粒鋼的抗蒸汽腐蝕性能明顯提高，因此采用荒管在1200℃固溶，然后冷軋大變形加工使鋼的晶粒碎化，在成品管再結(jié)晶溫度進(jìn)行固溶處理，使鋼管保持在7級(jí)以上晶粒度。

4）關(guān)于TP347HFG持久強(qiáng)度高于TP347H的分析

1983年日本住友公司寺西洋志研制成功TP347HFG鋼。

TP347H和TP347HGF的生產(chǎn)過程有不同，TP347HGF鋼的生產(chǎn)為了獲得細(xì)晶，在穿管后的管要經(jīng)過1200～1250℃高溫固溶，在這個(gè)過程中大塊的一次NbC有很大部分溶解到固溶體中，鋼管或是持久試樣在高溫長(zhǎng)時(shí)過程中析出更多的二次細(xì)小彌散的NbC或是Nb（C,N）,因而導(dǎo)致TP347HFG鋼比未經(jīng)過高溫固溶處理的TP347H具有更高的持久強(qiáng)度 5）TP347HFG生產(chǎn)工藝的意義

TP347HFG生產(chǎn)過程中采用1200～1250℃高溫固溶處理的工藝，不僅提高了TP347H鋼的強(qiáng)度和抗腐蝕性能，更重要的是為以后的Super304H、HR3C等奧氏體耐熱鋼管的生產(chǎn)提供了理論指導(dǎo)。

2.5 Super304H（S30432）

Super304H（S30432）鋼是日本住友公司1991年椹木義淳與三菱公司合作研制成功，為超超臨界機(jī)組的開發(fā)奠定了基礎(chǔ)。該鋼是在18-8的基礎(chǔ)上吸收多元素復(fù)合強(qiáng)化理論研制成功的。

1）Super304H鋼的強(qiáng)化特點(diǎn)

該鋼在18-8的基礎(chǔ)上添加Nb、Cu、N、B，主要是M23C6相的強(qiáng)化，其次是MX即Nb（C，N）相和富Cu相的強(qiáng)化，固溶Nb、N起到一定的固溶強(qiáng)化，B進(jìn)入晶界使晶界得到強(qiáng)化。2）抗灰腐蝕性能

由于鋼中含18%Cr，在> 650℃高溫下使用時(shí)抗腐蝕性能顯得不足，主要表現(xiàn)在抗蒸汽腐蝕和抗晶間腐蝕性能方面。

在歐洲，超超臨界鍋爐中采用Super304H鋼管制作過熱器管使用曾發(fā)生蒸汽腐蝕劑嚴(yán)重的現(xiàn)象。研究表明，管內(nèi)壁經(jīng)過噴丸處理，使表面50μ級(jí)厚度變成細(xì)晶，表層硬度也相應(yīng)地提高，抗蒸汽腐蝕性能明顯提高。在機(jī)理方面，有人認(rèn)為晶粒細(xì)化后提高了晶內(nèi)Cr量往晶界和內(nèi)層表面的擴(kuò)散速度，保證了管內(nèi)壁表層中的Cr含量，因而提高了抗蒸汽腐蝕性能。目前國(guó)內(nèi)已能大批量噴丸處理，成本較高。3）晶間腐蝕

關(guān)于晶間腐蝕，近年來用戶提出供貨鋼管必須抗晶間腐蝕，是防止鋼管在運(yùn)行前發(fā)生晶間腐蝕而開裂。根據(jù)我們幾年的研究，Super304H晶間腐蝕性能與成分和熱處理工藝有關(guān)。晶間腐蝕的機(jī)理是晶界富集M23C6后導(dǎo)致晶界及鄰近區(qū)域貧Cr，在650 ～700℃敏化處理后會(huì)產(chǎn)生晶間腐蝕。因此，生產(chǎn)Super304H煉鋼中C、Nb含量必須控制，鋼管固溶熱處理后必須快冷。4）晶粒度

目前用戶訂貨中要求≥7級(jí)。這種要求是基于抗蒸汽腐蝕要求，日本有學(xué)者認(rèn)為≥8級(jí)晶粒度會(huì)使抗蒸汽腐蝕性能大幅度提高，可以不進(jìn)行噴丸處理。3 高端鍋爐耐熱鋼國(guó)產(chǎn)化的進(jìn)程

T91/P91鋼在80年后期隨著美國(guó)CE公司超臨界機(jī)組的進(jìn)口而引進(jìn)。90年代初我們開展了T91鋼的研究并開始了國(guó)產(chǎn)化的進(jìn)程，經(jīng)過幾年努力，研究院、鋼廠、鍋爐廠的緊密合作，寶鋼、長(zhǎng)鋼生產(chǎn)的鋼管都通過了評(píng)審，批量供應(yīng)鍋爐廠使用。

P91的進(jìn)程較慢，由于煉鋼和熱加工條件的限制，直到目前我國(guó)還不能生產(chǎn)P91全部規(guī)格鋼管，只能生產(chǎn)直徑小于800mm的大口徑、厚壁管。目前，武漢重型鑄鍛件公司、成都無縫鋼管廠、北方重工集團(tuán)、江蘇揚(yáng)州誠(chéng)德鋼管公司、天津鋼管公司、河北宏潤(rùn)鋼管公司能生產(chǎn)部分大口徑鋼管，大規(guī)格厚壁管仍然是從日本、歐洲、美國(guó)進(jìn)口。國(guó)外進(jìn)口管質(zhì)量良莠不均，價(jià)格昂貴，工期不保，對(duì)鍋爐廠制造和電站建設(shè)壓力很大，由于原材料漲價(jià)太快，鍋爐廠在銷售機(jī)組后出現(xiàn)大幅度虧損。

T92/P92鋼國(guó)產(chǎn)化工作，主要是從90年代末國(guó)內(nèi)合作進(jìn)行T92的研究和國(guó)產(chǎn)化工作的。2006年寶鋼通過T92鋼管評(píng)審后開始批量供貨，供應(yīng)鍋爐廠熱軋鋼管。P92鋼管國(guó)內(nèi)正在試制階段，現(xiàn)在全部依靠進(jìn)口。進(jìn)口管不同程度的存在δ-鐵素體。

TP347H國(guó)內(nèi)生產(chǎn)已有十年。TP347HFG國(guó)內(nèi)也已經(jīng)試制成功，寶鋼、江蘇宜興鋼管廠等廠家已批量供貨。鋼鐵研究總院在1996年開始了Super304H鋼的研究，2003年科技部下達(dá)863計(jì)劃與寶鋼、哈鍋一起進(jìn)行國(guó)產(chǎn)化研究和試制。通過十年來各單位共同努力，對(duì)鋼的成分、熱變形、熱處理、晶間腐蝕，高溫長(zhǎng)時(shí)時(shí)效和高溫持久試樣的組織和相結(jié)構(gòu)分析，通過鋼廠設(shè)備改造和大生產(chǎn)的批量試制，終于獲得了成功。2008年已有五家企業(yè)通過評(píng)審，現(xiàn)已大批量向鍋爐廠供貨，有寶鋼、浙江久立特材科技公司、江蘇武進(jìn)鋼管公司、江蘇華新鋼管公司、江蘇宜興精密鋼管廠。

火電機(jī)組高端鍋爐耐熱鋼的國(guó)產(chǎn)化工作已逐步展開,今后我國(guó)將增加研發(fā)力度，建立火電機(jī)組用鋼性能數(shù)據(jù)庫(kù)。縱觀中國(guó)火電的迅速發(fā)展，展望未來，我們充滿信心和希望

第二篇：43-超超臨界機(jī)組鍋爐新型耐熱鋼的焊接-51

超超臨界機(jī)組鍋爐新型耐熱鋼的焊接

范長(zhǎng)信 張紅軍 董

雷 周榮燦

(西安熱工研究院有限公司，陜西省 西安市 710032)

摘要：目前火電機(jī)組正在向著高參數(shù)大容量方向發(fā)展，蒸汽溫度和壓力進(jìn)一步提高，為此開發(fā)采用了一些新型馬氏體耐熱鋼和奧氏體耐熱鋼，這些鋼的合金元素含量較以前的鍋爐用鋼較高，焊接性相比之下有所下降。本文主要介紹了超超臨界機(jī)組鍋爐用新鋼種的焊接性、焊接接頭的組織、力學(xué)性能和典型的失效方式。關(guān)鍵詞：超超臨界；鍋爐；耐熱鋼；焊接性；性能

1前言

超超臨界機(jī)組的出現(xiàn)，提高了機(jī)組的效率，減少了污染物的排放，是目前火電發(fā)展的必然趨勢(shì)。蒸汽溫度超過了600℃，蒸汽壓力超過了25MPa，而且還在不斷的升高，這有賴于新型耐熱鋼的不斷發(fā)展。目前應(yīng)用于超超臨界機(jī)組過路的新型馬氏體耐熱鋼有P91、P92（NF616）、E911、P122（HCM12A）等，奧氏體耐熱鋼有TH347HFG、Super304和HR3C等。這些鋼的合金元素含量均大于10%，給焊接帶來一定的困難[1-2]。

焊接接頭的失效是電站高溫承壓部件失效的一種主要方式，常常具有早期失效的傾向。因此提高焊接接頭的完整性對(duì)電站機(jī)組的安全運(yùn)行是十分重要的。焊接接頭的完整性主要是焊接接頭的性能與母材相一致，表現(xiàn)在成分、組織、性能、結(jié)構(gòu)的連續(xù)性。通常我們并不能夠使接頭的性能與母材完全一致，但是我們總是努力使其趨向一致。過去一般認(rèn)為焊接接頭中存在缺陷，但是現(xiàn)在大多數(shù)的高溫焊接接頭中均不存在影響使用安全性的宏觀缺陷。取而代之的是焊接接頭組織的不均勻性和由此引起的蠕變性能的不均勻性。與母材相比，焊接接頭組織的不均勻?qū)?huì)使其存在強(qiáng)度或大或小、塑性或高或低的區(qū)域。這些組織不同的區(qū)域在使用過程中將會(huì)產(chǎn)生不同的蠕變速率，導(dǎo)致接頭中應(yīng)力的錯(cuò)配和早期失效。在未來電站和焊接接頭的設(shè)計(jì)中，必須考慮焊接接頭的性能，使其對(duì)電站安全性的危害最小化[3]。

超超臨界機(jī)組鍋爐中的一些新型耐熱鋼在國(guó)內(nèi)是首次使用，對(duì)它們的焊接性能研究尚少，對(duì)其焊接接頭性能的研究更是空白，應(yīng)引起高度重視。本文主要介紹了超超臨界鍋爐用鋼焊接接頭的性能，對(duì)這些新型耐熱鋼進(jìn)行了焊接性分析。

2超超臨界機(jī)組鍋爐用新型馬氏體耐熱鋼的焊接

超超臨界機(jī)組鍋爐用新型馬氏體耐熱鋼主要有T/P91、T/P92、E911和 T/P122等，常用于超超臨界機(jī)組管道和過熱器管上。這些鋼由于Cr含量較高，在加工制造過程中容易產(chǎn)生δ鐵素體。T/P91是在9Cr-1Mo鋼基礎(chǔ)上通過加入Nb、V、N等合金元素而形成的新型耐熱鋼，其使用溫度小于585℃。T/P92和E911是在T/P91耐熱鋼基礎(chǔ)上發(fā)展起來的新型耐熱鋼，其中T/P92是在T/P91的基礎(chǔ)上通過加入1.5~2.0%W代替部分Mo元素，Mo元素含量下降到0.3~0.6%而形成，E911是在T/P91的基礎(chǔ)上加入0.9~1.1%W而形成，它們的使用溫度可升高到630℃。這些9%Cr鋼具有良好的力學(xué)性能。T/P122是新型的12%Cr耐熱鋼，由于Cr含量的增大，在加工制造工程中更容易出現(xiàn)δ鐵素體，通常加入1%的Cu來抑制這種有害組織的形成，這種鋼的抗氧化性較好。馬氏體鋼的下一步發(fā)展是在這些鋼的基礎(chǔ)上加入Co、B等合金元素來進(jìn)一步提高抗蠕變性能和抗氧化性能。雖然這些鋼的抗蠕變和抗氧化性能較好，但

314 在實(shí)際工業(yè)生產(chǎn)過程中，如果沒有合適的焊接工藝來保證，這些鋼的優(yōu)越性也難以發(fā)揮出來。2.1 新型馬氏體耐熱鋼焊接性分析

新型馬氏體耐熱鋼一般通過控軋控冷工藝制造，在焊接過程中，焊縫金屬?zèng)]有這種控軋控冷的機(jī)會(huì)，很難通過細(xì)晶強(qiáng)化和位錯(cuò)強(qiáng)化來改善焊接接頭的性能，故焊接接頭的性能和母材之間存在一定的差異。這些馬氏體耐熱鋼焊接接頭劣化的方式主要有： 2.1.1焊接接頭的脆化

馬氏體耐熱鋼焊接接頭的脆化主要有粗晶組織引起的脆化和淬硬組織引起的脆化兩種脆化方式。焊縫金屬晶粒粗大是由于在焊接過程中，奧氏體化時(shí)間較長(zhǎng)，晶粒長(zhǎng)大速度較快，且在焊接過程中不像母材生產(chǎn)過程中有控軋控冷的機(jī)會(huì)形成的。故在焊接過程中應(yīng)使用較低的焊接線能量。由于這些鋼的合金元素含量較高，焊后冷卻速度控制不當(dāng)就會(huì)導(dǎo)致淬硬組織的形成，從而導(dǎo)致焊接接頭的脆化。故可采取預(yù)熱的方法來解決這一問題。2.1.2熱影響區(qū)的軟化

馬氏體耐熱鋼的供貨狀態(tài)為正火＋回火，即調(diào)質(zhì)處理。焊接時(shí)，在細(xì)晶熱影響區(qū)和臨界熱影響區(qū)將會(huì)產(chǎn)生軟化現(xiàn)象。造成這一現(xiàn)象的主要原因是焊接時(shí)，細(xì)晶熱影響區(qū)的所經(jīng)受的溫度稍高于Ac3，臨界熱影響區(qū)所經(jīng)受的溫度在Ac1~Ac3之間，處于這一溫度區(qū)間的金屬發(fā)生部分奧氏體化，沉淀強(qiáng)化相在這一過程中不能夠完全溶解在奧氏體中，在隨后的熱過程中未溶解的沉淀相發(fā)生粗化，造成這一區(qū)域的強(qiáng)度降低。軟化對(duì)短時(shí)高溫拉伸強(qiáng)度影響不大，但降低持久強(qiáng)度，長(zhǎng)期高溫運(yùn)行后，在軟化區(qū)常常會(huì)產(chǎn)生Ⅳ型裂紋。焊接線能量、預(yù)熱溫度對(duì)軟化帶影響較大，焊接線能量大預(yù)熱溫度高，軟化區(qū)寬。所以，焊接線能量不宜大，預(yù)熱溫度不能高，軟化區(qū)寬度越窄，其拘束強(qiáng)化作用越強(qiáng)，軟化帶的影響越小。2.1.3焊接冷裂紋

冷裂紋是在焊后冷卻過程中在Ms點(diǎn)以下或更低的溫度范圍內(nèi)形成的一種裂紋，又稱延遲裂紋。產(chǎn)生這種裂紋的三要素為淬硬組織、氫元素和應(yīng)力。馬氏體耐熱鋼焊接冷卻過程控制不當(dāng)往往形成淬硬組織，這一組織會(huì)導(dǎo)致裂紋的形成。焊接過程中氫主要來源于母材和焊條，氫的含量越高越易聚集形成裂紋，制造、安裝中一般選用低氫型焊條且制訂了嚴(yán)格的烘培和保溫工藝就是這個(gè)原因。拉應(yīng)力也是產(chǎn)生冷裂紋的一個(gè)主要因素，在焊接過程中應(yīng)盡量減少拘束度，防止產(chǎn)生較大的拘束應(yīng)力。

理想的焊接工藝是采用適當(dāng)?shù)墓に嚧胧┍ＷC在焊接過程中不產(chǎn)生裂紋，減少脆化、軟化等問題，同時(shí)還要保證全馬氏體組織的形成，滿足焊接接頭的質(zhì)量要求。2.2 新型馬氏體耐熱鋼焊接接頭的化學(xué)成分

新型馬氏體耐熱鋼的焊接所選用的焊接材料一般是與之匹配的焊接材料。下面簡(jiǎn)要地闡述一下這些鋼焊接接頭的化學(xué)成分。2.2.1 T/P91鋼[5]

對(duì)于T/P91鋼，為保證焊接接頭足夠的韌性，應(yīng)對(duì)焊接接頭中的合金元素含量進(jìn)行控制。Nb元素對(duì)沖擊韌性的影響較大，焊接接頭中Nb的含量一般不低于0.04%，Nb的含量設(shè)計(jì)為0.04~0.07%。Ni能夠有效改善焊接接頭的沖擊韌性，對(duì)Ni含量的適當(dāng)控制是有益的，這是由于以下兩個(gè)方面的原因決定的。第一、它降低了Ac1點(diǎn)，使得Ac1與PWHT（焊后熱處理）溫度接近，改善了回火性能。第二、它減少了δ鐵素體形成的傾向，δ鐵素體的存在對(duì)焊接

[4]

315 接頭的性能是不利的。可是當(dāng)Ni含量＞1%時(shí)，這種元素將會(huì)產(chǎn)生一定的副作用，它使得Ac1降低幅度較大，PWHT溫度超過了Ac1，PWHT時(shí)，發(fā)生奧氏體化，在隨后的冷卻過程中形成未回火的馬氏體組織。長(zhǎng)期服役過程中，過量的Ni還會(huì)改變沉淀相的變化發(fā)展過程，惡化蠕變性能，故Ni的含量一般控制在0.4~1.0%。V、C、N等對(duì)焊縫金屬韌性的影響不大。Mn含量較母材為高，主要目的是為了脫氧，保證形成合適的焊縫金屬。可是一些專家認(rèn)為Mn+Ni的含量最大不超過1.5%，以防止它們過多降低Ac1。在這個(gè)限制條件下，為保證脫氧Mn含量較高，Ni的含量可減少到0.5%。Si也是一種有效的脫氧劑，與Cr共同作用可提高這種鋼的抗氧化性。盡管有一些規(guī)范規(guī)定焊縫金屬的Si含量和P91母材一致，但降低Si的含量有助于韌性的改善，在這一點(diǎn)上，AWS規(guī)定焊材中Si的含量不高于0.30%，低于母材中Si的含量。2.2.2 T/P92鋼[6-7]

T/P92馬氏體鋼的韌性水平較T/P91低，蠕變強(qiáng)度較高，對(duì)于它們的填充金屬一般要求SMAW、SAW焊接時(shí)要保證室溫沖擊韌性CVN＞41J。試驗(yàn)已經(jīng)證明，使用和T/P92相同化學(xué)成分的焊材將會(huì)導(dǎo)致焊接接頭韌性和蠕變強(qiáng)度的降低，尤其對(duì)SAW，這種情況更為嚴(yán)重。這樣以來必須對(duì)每種合金元素的作用以及合金元素之間的相互作用進(jìn)行研究，以確定合適的焊材成分，同時(shí)最為重要的是對(duì)N、Ni、Mn、Co和B含量進(jìn)行優(yōu)化。C、N化合物的形成以及元素B對(duì)蠕變斷裂強(qiáng)度有著重要的影響，它們的加入增加了材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，但降低了塑性和韌性。Mn和Ni對(duì)強(qiáng)度的影響不大，但是，Mn和Ni的含量超過基體金屬的上限能夠顯著改善焊接接頭的韌性，同時(shí)降低Ac1，一般它們的極限值由Ac1來確定。Mn和Ni的含量一般＜1.5%，同時(shí)可以用Co來代替部分Ni。為了避免δ鐵素體的生成，應(yīng)適當(dāng)控制W的含量。B能夠提高蠕變強(qiáng)度，但降低焊接接頭的韌性，成分含量應(yīng)控制在基體金屬下限左右。V、Nb、Co對(duì)韌性不利，同時(shí)易導(dǎo)致熱裂紋，因此其含量也應(yīng)控制在下限左右。除了這些元素的影響，也應(yīng)考慮Ti、Al氮化物的影響。2.2.3 E911和T/P122鋼[5]

E911鋼的化學(xué)成分和T/P92鋼相似，其焊接接頭化學(xué)成分的分析可參照T/P92鋼的成分分析。對(duì)于T/P122鋼，由于其合金元素含量較高，焊接時(shí)，容易在焊接接頭中產(chǎn)生δ鐵素體。這兩種鋼焊接接頭成分的分析均可借鑒T/P91鋼和T/P92鋼的分析方法。Nb元素對(duì)沖擊韌性的影響較大，Ni對(duì)沖擊韌性的改善有利，但同時(shí)Ni還降低Ac1，故其含量不易太大。Mn和Si是有效的脫氧劑，合適的含量對(duì)于改善焊接接頭的性能有利。2.3 新型馬氏體耐熱鋼焊接接頭的組織

這些新型馬氏體耐熱鋼顧名思義可知其組織包括焊接接頭的組織均為馬氏體。焊接接頭是一個(gè)不均勻體，對(duì)于不同的區(qū)域，因經(jīng)歷的熱過程不同，導(dǎo)致微觀組織不同，例如馬氏體板條的位向、大小、原奧氏體晶粒度、碳化物的類型、形狀、分布等在BM、HAZ、WM的分布有或大或小的差異，當(dāng)然其力學(xué)性能也有區(qū)別，如WM和BM的硬度、強(qiáng)度高于FG、ICHAZ，長(zhǎng)期運(yùn)行容易在FG、ICHAZ形成IV型損傷等。下面以T/P92鋼為例介紹一下這種馬氏體耐熱鋼焊接接頭的組織。

圖1給出了T/P92焊接接頭的宏觀和微觀組織形貌。宏觀形貌為均勻的多層焊縫金屬和回火的HAZ組成，HAZ寬度為2~3mm。

圖2給出了T/P92焊接接頭焊縫金屬的TEM像，可以看出在焊態(tài)下，組織為典型的回火

[8]

316 馬氏體＋M23C6顆粒在原奧氏體晶界和亞晶界處的彌散分布，偶爾可以看到島狀的δ鐵素體，這種δ鐵素體處在M23C6顆粒的包圍之中。PWHT后，組織發(fā)生了相當(dāng)大的回復(fù)，但馬氏體結(jié)構(gòu)和M23C6顆粒在焊縫晶界的分布清晰可見，如圖2b所示。

在T/P92焊接接頭的細(xì)晶熱影響區(qū)（FGHAZ），焊態(tài)下，發(fā)現(xiàn)了薄弱的回火馬氏體組織，馬氏體板條不清晰，M23C6顆粒的分布也不夠均勻，如圖3a所示。PWHT后可以觀察到亞晶以及低密度位錯(cuò)的存在，其中部分亞晶已發(fā)生了多邊化，如圖3b所示。

圖1 P92焊接接頭在PWHT后的宏觀和微觀組織形貌

2.4 新型馬氏體耐熱鋼焊接接頭的力學(xué)性能

T/P91、T/P92（NF616）、E911、T/P122（HCM12A）焊接接頭合金元素含量較高，這些合金元素具有固溶強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化的作用，焊接接頭的力學(xué)性能水平較高。在室溫橫向焊接

317 圖2 P92焊接接頭焊縫金屬的TEM像ａ）焊態(tài) ｂ）PWHT

圖3 P92焊接接頭HAZ的TEM像ａ）焊態(tài) ｂ）PWHT 接頭拉伸試驗(yàn)時(shí)斷裂發(fā)生在母材上，可以認(rèn)為室溫下母材的強(qiáng)度低于焊接接頭。高溫下的蠕變性能有所差別，下面給出了母材和焊縫金屬的高溫蠕變性能。2.4.1 母材的蠕變性能

圖4給出了不同鋼種在100MPa下運(yùn)行100000h的使用溫度范圍。可以看出新型馬氏體耐熱鋼的使用溫度已超過了600℃，且這些新型高Cr鋼的蠕變斷裂強(qiáng)度與奧氏體鋼相當(dāng)。圖中雖然沒有給出T/P122鋼在同一條件下的使用溫度，但是相關(guān)資料已證實(shí)這種鋼的使用性能優(yōu)于T/P92鋼，其抗氧化性較好，T/P122鋼的使用溫度也可在600℃以上。這些新型馬氏體耐熱鋼優(yōu)越具有很好的抗蠕變性能和耐蝕性，能夠減少部件的厚度，提高使用溫度。2.4.2 焊縫金屬的蠕變性能

許多試驗(yàn)業(yè)已證明這些新型耐熱鋼焊接接頭的高溫失效位置主要在焊接接頭的熱影響區(qū)，熱影響區(qū)是焊接接頭的薄弱區(qū)域，這主要與其所經(jīng)受的熱過程有關(guān)。對(duì)于焊縫金屬，一些試驗(yàn)結(jié)果表明采用匹配焊接材料使得焊縫金屬的高溫（600℃、650℃）蠕變斷裂強(qiáng)度均低于母材。對(duì)于T/P91、T/P92、E911鋼采用匹配焊接材料焊接時(shí)可以得出以下結(jié)論：

1)焊縫金屬的蠕變斷裂強(qiáng)度低于母材。

2)隨著試驗(yàn)持久時(shí)間的增加，焊縫金屬的蠕變斷裂強(qiáng)度與母材的差距越來越大。新型馬氏體耐熱鋼的橫向焊接接頭高溫蠕變?cè)囼?yàn)的失效位置在HAZ的外側(cè)，即靠近母材的HAZ，一般稱之為細(xì)晶熱影響區(qū)和臨界熱影響區(qū)。這一區(qū)域在焊接過程中發(fā)生部分奧氏體化，大多數(shù)C、N化合物沉淀析出，PWHT時(shí)發(fā)生再結(jié)晶。由于缺少C、N等晶內(nèi)強(qiáng)化元素，從而使這一區(qū)域的馬氏體組織發(fā)生軟化。在這一軟化區(qū)域經(jīng)常發(fā)生IV型損傷，以前的經(jīng)驗(yàn)表明在

[5][9]

318 圖4 不同材料在100MPa/100000h下的最大使用溫度

所有的CrMo耐熱鋼中均存在這種現(xiàn)象。由焊接接頭的硬度測(cè)量也可知道這一區(qū)域的硬度比母材和焊縫金屬也低許多，一般情況下這種差距約在30HV左右。

橫向焊接接頭在高溫低應(yīng)力下發(fā)生的IV型損傷是CrMo鋼的一個(gè)典型特征，然而在低溫高應(yīng)力短時(shí)持久試驗(yàn)下，焊接接頭的失效發(fā)生在母材處。從目前的電站使用經(jīng)驗(yàn)看這種焊接接頭的主要損傷還是IV型損傷，可見焊縫金屬的蠕變性能對(duì)焊接接頭的壽命影響不大，除非它和IV型損傷區(qū)共同作用。一些專家接受了這個(gè)觀點(diǎn)。同時(shí)，也存在其它兩種關(guān)于焊縫金屬對(duì)焊接接頭性能影響的觀點(diǎn)，特別是焊縫金屬的優(yōu)化可以延遲IV型損傷的發(fā)生，這兩種觀點(diǎn)都認(rèn)為焊縫金屬的蠕變強(qiáng)度將影響蠕變量在焊接接頭不同區(qū)域的分布。一種觀點(diǎn)是降低焊縫金屬的強(qiáng)度，使其與IV型區(qū)的強(qiáng)度相當(dāng)。另一種觀點(diǎn)是擴(kuò)大焊接接頭熔合區(qū)的寬度，這一區(qū)域的強(qiáng)度和母材相當(dāng)，以減少IV型區(qū)的蠕變量，延長(zhǎng)使用壽命。

普遍認(rèn)為焊接接頭的失效模式受控于HAZ，但是目前關(guān)于焊縫金屬的選擇是否能夠延遲損傷或延長(zhǎng)部件的使用壽命并沒有統(tǒng)一的觀點(diǎn)。2.5 焊縫金屬的韌性

新型馬氏體耐熱鋼焊接時(shí)如果焊接參數(shù)選用不當(dāng)，很容易產(chǎn)生粗大的馬氏體、沒有回火的馬氏體，還有可能形成δ鐵素體等，這些組織都對(duì)焊接接頭的韌性不利。雖然高溫時(shí)接頭的脆性斷裂是不可能的，但考慮水壓試驗(yàn)、檢修等因素，通常對(duì)焊接接頭的室溫沖擊韌也有要求。影響焊接接頭的室溫沖擊韌性的因素如下： 2.5.1 接方法的影響

焊接方法將對(duì)焊接接頭的韌性有著重要的影響。采用GTAW氬氣保護(hù)焊，以及使用固體焊絲和金屬芯焊絲（MCW）可是使焊接接頭在PWHT后獲得較高的室溫沖擊韌性。韌性與氧含量有關(guān)，GTAW(氧含量100～200ppm)＜SMAW、SAW(氧含量400～800ppm),TIG焊的韌性比SMAW和SAW的好。[5]

319 2.5.2 化學(xué)成分的影響

一般情況下，能夠改善蠕變性能的元素均惡化焊縫金屬的韌性，例如Nb、V、N和Si等，其中N和Si的影響較小。能夠抑制δ鐵素體形成，保證獲得全馬氏體組織的合金元素對(duì)焊縫金屬的蠕變性能和韌性均有利。2.5.3后熱處理的影響

焊后熱處理的目的是降低焊接殘余應(yīng)力和改善組織性能。為了保證焊接接頭的韌性，焊后熱處理的回火作用是非常重要的，它可以使焊接接頭獲得完全回火的馬氏體組織。實(shí)際應(yīng)用時(shí)涉及到回火溫度和時(shí)間的選擇。2.5.4 其它因素的影響

焊接過程中發(fā)生的晶粒細(xì)化對(duì)焊接接頭的韌性也有一定的影響。此外，焊層厚度、焊接時(shí)的對(duì)口以及焊接環(huán)境等也對(duì)接頭的韌性有一定的影響。焊層厚度薄，韌性較高。

對(duì)于焊縫金屬，不同的標(biāo)準(zhǔn)對(duì)其室溫（＋20℃）沖擊韌性有著不同的要求。對(duì)于T/P91鋼焊縫金屬，AWS沒有對(duì)其室溫（＋20℃）沖擊韌性做出要求，但在非強(qiáng)制性的附錄A5.5-96中建議這種鋼焊接接頭的沖擊韌性可由廠商和顧客協(xié)商確定。在歐洲的EN 1599:1997中規(guī)定了這種鋼焊縫金屬的室溫（＋20℃）沖擊韌性最小值不得低于38J，平均值不得低于41J。這些值與專家們提出的PWHT后室溫（＋20℃）沖擊韌性在35~50J之間是一致的。超超臨界機(jī)組鍋爐用新型奧氏體耐熱鋼的焊接[10-11]

鑒于高溫過熱器（SH）和高溫再熱器（RH）的蒸汽參數(shù)較高，在設(shè)計(jì)時(shí)必須充分考慮其煙氣側(cè)腐蝕和蒸汽側(cè)氧化的性能。一般的鐵素體耐熱鋼雖然強(qiáng)度上能夠滿足SH/RH的要求，但其抗煙氣側(cè)腐蝕和蒸汽側(cè)氧化的性能較差，不利于機(jī)組的安全可靠的運(yùn)行，所以在SH/RH設(shè)計(jì)時(shí)，一般可采用奧氏體不銹鋼。目前超超臨界機(jī)組SH/RH的主要設(shè)計(jì)材料為TP347HFG、Super304、HR3C等。這些材料的合金含量如Cr、Ni等較鐵素體耐熱鋼有著很大的提高。為了保證焊接接頭和母材具有較佳的匹配性，焊接材料的選取也必須為奧氏體型焊接材料。奧氏體耐熱鋼由于熱膨脹系數(shù)大，導(dǎo)熱性能差，在焊接和使用過程中易出現(xiàn)下列問題： 3.1 晶間腐蝕

晶間腐蝕是奧氏體耐熱鋼一種極其危險(xiǎn)的破壞形式。它的特點(diǎn)是沿晶界開始腐蝕，從表面上看，一般不容易發(fā)覺,但它使承壓管道焊接接頭的力學(xué)性能顯著下降和容易發(fā)生早期破壞。根據(jù)“碳化物析出造成晶間貧鉻”理論,在450～850℃范圍內(nèi)，C和Cr易在奧氏體晶粒邊界處形成碳化鉻,使得晶粒邊界處局部貧鉻。晶界處的含Cr量被降低到小于12%，鋼材因此喪失了耐腐蝕性能。另外，F(xiàn)e－Cr合金在400～550℃長(zhǎng)期加熱時(shí)，會(huì)產(chǎn)生一種特殊的脆性,其硬度顯著提高，沖擊韌性嚴(yán)重下降,稱為475℃脆性。而在實(shí)際焊接過程中經(jīng)過測(cè)量發(fā)現(xiàn)，焊接接頭往往是在400～550℃這個(gè)溫度區(qū)間停留的時(shí)間最長(zhǎng)，所以對(duì)475℃脆性這個(gè)問題需要多加關(guān)注。3.2 應(yīng)力腐蝕裂紋

應(yīng)力腐蝕裂紋（stress corrosion cracking 簡(jiǎn)稱SCC）是應(yīng)力和腐蝕聯(lián)合作用引起的一種低應(yīng)力脆性裂紋。奧氏體不銹鋼線膨脹系數(shù)大，導(dǎo)熱性差，在結(jié)構(gòu)復(fù)雜、剛度較大的情況下，焊接變形受到約束，焊后構(gòu)件特別是焊接接頭存在較大的焊接殘余應(yīng)力，而奧氏體耐熱

320 鋼的組織特征和腐蝕介質(zhì)的存在，滿足了產(chǎn)生SCC的充要條件，從而使奧氏體不銹鋼產(chǎn)生SCC的傾向較大。奧氏體耐熱鋼的SCC有晶間、晶內(nèi)和晶間/晶內(nèi)混合等三種形式，但是以晶間SCC最常見。3.3 熱裂紋

熱裂紋主要有結(jié)晶裂紋和液化裂紋兩種形式，結(jié)晶裂紋是在結(jié)晶后期，由于低熔點(diǎn)共晶形成的液態(tài)薄膜消弱了晶粒間的聯(lián)系，在拉應(yīng)力作用下發(fā)生開裂的裂紋；液化裂紋是指近縫區(qū)或多層間部位在熱循環(huán)的作用下被金屬重新熔化，在拉伸力的作用下，沿奧氏體晶界開裂的裂紋。3.4 再熱裂紋

由于奧氏體不銹鋼熱膨脹系數(shù)大，導(dǎo)熱率低，故在焊接時(shí)接頭附近的溫度場(chǎng)和變形量極不均勻，導(dǎo)致很大的殘余應(yīng)力。在隨后的PWHT（SR）或者高溫服役時(shí)，殘余應(yīng)力的釋放以及應(yīng)力集中會(huì)使晶界的塑性變形較大，從而產(chǎn)生裂紋。這種裂紋一般出現(xiàn)在粗晶HAZ區(qū)，屬沿晶裂紋，在粗晶區(qū)易于擴(kuò)展，擴(kuò)展一旦遇到細(xì)晶組織即停止。

奧氏體不銹鋼焊縫熱影響區(qū)的劃分不像鐵素體鋼，盡管微觀組織的變化如晶粒長(zhǎng)大、溶質(zhì)的析出以及距熔合線０－５ｍｍ區(qū)域的碳化物分布的變化，但是并沒有相變發(fā)生，由于大的熱膨脹系數(shù)和低的熱傳導(dǎo)率，在與焊縫連接的母材中存在較大的塑性變形。這個(gè)應(yīng)變影響區(qū)SAZ（strain affected zone）與焊接參數(shù)（如焊條直徑、電流/電壓以及電極的擺動(dòng)幅度等）有關(guān)，能夠擴(kuò)展到距熔合線約２５ｍｍ處。

穩(wěn)定化奧氏體鋼如TP321和TP347中的再熱裂紋是一個(gè)長(zhǎng)期形成的過程。焊后冷卻過程中碳化物在母材位錯(cuò)處的沉淀析出，導(dǎo)致晶內(nèi)強(qiáng)化，晶界區(qū)域的蠕變集中以及后來形成的低塑性晶間裂紋。TP316由于沒有強(qiáng)碳化物形成元素和相對(duì)高的蠕變塑性，一度被認(rèn)為對(duì)于再熱裂紋是免疫的。可是，在SAZ中存在復(fù)雜的多軸殘余應(yīng)力，與單軸應(yīng)力相比，塑性大量下降。在英國(guó)能源電站的TP３１６鋼焊接接頭中曾出現(xiàn)過再熱裂紋。以上提及的再熱裂紋部分地歸因于大零件的壁厚，其具有大的拘束。

對(duì)于奧氏體鋼，再熱裂紋發(fā)生在接近熔合線到距熔合線幾毫米范圍內(nèi)，經(jīng)常出現(xiàn)在最后一層焊道之下。可是對(duì)于厚壁或結(jié)構(gòu)復(fù)雜的部件，再熱裂紋也存在于SAZ中。3.5 疲勞裂紋

由于機(jī)組的頻繁啟停，容易在設(shè)備的高應(yīng)力區(qū)域出現(xiàn)疲勞裂紋，疲勞裂紋很難被發(fā)現(xiàn)，但其危害性極強(qiáng)。焊接接頭存在缺陷（氣孔、夾渣、夾鎢、未熔合等）的區(qū)域容易形成疲勞源。

通過對(duì)奧氏體不銹鋼焊接接頭的大量等溫疲勞試驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)奧氏體鋼存在兩個(gè)奧氏體－鐵素體脆性轉(zhuǎn)變溫度范圍：350－550℃及550－950℃，Broek認(rèn)為產(chǎn)生疲勞裂紋的因素主要有兩點(diǎn)，即碳、氮、鉻磷化物、鉻氧化物、σ相和其它中間相的共同沉淀作用；無任何沉淀相，但有復(fù)雜鉻化物的形成，容易造成晶格扭曲和晶間硬化作用。

碳化物和脆性沉淀相的含量低于6%時(shí)，疲勞裂紋的擴(kuò)展速度不會(huì)超過正常狀態(tài)下的兩倍；但當(dāng)Laves相、σ相和碳化物的含量超過7%時(shí)，疲勞裂紋的擴(kuò)展速度會(huì)超過正常狀態(tài)下的五倍，；當(dāng)σ相和碳化物的含量高于6%時(shí)，疲勞裂紋的擴(kuò)展速度不是很穩(wěn)定。

321 4 結(jié)束語

電站高溫焊接接頭的完整性對(duì)于電站的安全運(yùn)行有著重要的影響，由于焊接接頭的組織性能不均勻，導(dǎo)致焊接接頭在運(yùn)行過程中產(chǎn)生應(yīng)力的再分配和蠕變應(yīng)變?cè)谲浕瘏^(qū)域的集中，使得這一區(qū)域有著早期失效的傾向。

1)有焊接接頭的HAZ性能較差，相對(duì)來說它們是安全的薄弱部位。

2)對(duì)于馬氏體耐熱鋼主要存在的問題有焊接接頭的脆化、熱影響區(qū)的軟化、焊接冷裂紋和長(zhǎng)時(shí)服役時(shí)產(chǎn)生的IV型裂紋等。

3）對(duì)于奧氏體耐熱鋼主要存在的問題有焊接接頭中的晶間腐蝕、應(yīng)力腐蝕、熱裂紋、再熱裂紋和疲勞裂紋等。

超超臨界機(jī)組鍋爐中的一些新型耐熱鋼在我國(guó)沒有使用經(jīng)驗(yàn)，應(yīng)引起重視，在下面幾個(gè)方面加強(qiáng)研究，以保障我國(guó)超超臨界機(jī)組鍋爐的制造、安裝質(zhì)量，確保超超臨界機(jī)組的安全運(yùn)行。

1）新型耐熱鋼的合金化原理、冶金特點(diǎn)； 2）新型耐熱鋼的常溫及高溫性能；

3）新型耐熱鋼的焊接性及焊接工藝、焊后熱處理工藝和異種鋼焊接工藝； 4)新型耐熱鋼的熱加工性能及工藝；

5)新型耐熱鋼服役后組織、性能的變化規(guī)律及壽命評(píng)估。

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范長(zhǎng)信，1962年出生，研究生，碩士，教授級(jí)高工，國(guó)際焊接工程師。長(zhǎng)期從事電站金屬技術(shù)監(jiān)督、電站材料焊接研究和電站鍋爐壓力容器檢驗(yàn)工作。

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