综述电站用奥氏体钢管系异种钢焊接接头高温运行早期失效原因和失效机理;总结异种接头碳迁移对接头性能的影响;介绍高温强度控制参量和延长异种接头寿命等方面研究的最新进展。

1前言

奥氏体不锈钢与铁素体型耐热钢异种金属的焊接研究,20年来取得了较大的进展。随着火力发电机组容量和参数的提高,电站锅炉对流管束高温段正越来越多地选用奥氏体铬镍不锈热强钢,从经济角度考虑,其低温段仍然沿用铁素体型低合金铬钼↑耐热钢。因此,火力发电机组中随着各个部位工作温度的@ 不同,相应地需要使用各种不同化学成分和组织结@ 构的钢材,必然会遇到异种钢的焊接问题。

异种钢焊接由于不同金属的化学成分、组织结构、机械性能及物理性能的差异,故要比同种钢复杂得多,因而安全性显得更加突出。尤其是近年来,国内、外多次发生异种钢焊接接头的断裂失效事故。异种钢接头的早●期失效是一个世界性的问题,即使采用镍基材料,接头往往也达不到设计寿命。表1是美国电站用奥氏体填充金属与镍基合金填充金属异种钢接头失效的统计结果。可以发现,异种钢接头开始出现早期失效的时间一般不到10h。又据G.L.Messey报道,TVA(TennesseeValleyAuth-roity)电力公司30台锅炉在1970年至1983年就发▽生了大约250次异种钢接头失效。

在我国,电站锅炉由于采用A/F异种钢接头历史比较短,异种钢早期失效的报导并不多,但也有一部分电厂的异种钢接头在较短运行时间内频繁爆漏。如安徽平圩电厂600MW锅炉后屏再热器SA213-TP304H12Cr1MoV异︻种钢㊣ 接头运行不到6h就出现失效;陕西渭河电厂300MW锅炉再热器SA213-TP304H12Cr2MoVWVTiB异种钢接头在调试期间进行水压试验时便发生泄漏;河南首阳山电厂300MW锅炉过热器SA213-TP347H12Cr2MoVWVTiB异种钢接头在168h试运行后1个月内连续3次发生爆管。

据☆美国电力科学研究院R.Viswanathan的保守估计,异种钢接头失效后导致机组损失有效利用率约4%,如果有效利用率有1%的改善,1979年的比价,5年▲的直接经济损失高达12亿美元。据估计1500MW机组如果1个异种钢接头发生失效而停机修理72h,电▲厂经济损失高达75万美元。由此可见,异种钢接头的早期失效给电厂运行带来了不安∞全因素和极大的经济损失。

到目前为止,尽管关于异种钢接头的早期失效原因、影响因素及剩余寿命预测已有了许多研究成果。但对异种钢接头早期失效的机理尚缺乏系统的研究,关键是仍然不能控制这▂种早期失效现象,还需继续深入研究。

2异种钢接头高温运行早▂期失效原因

异种钢接头是一个成分、组织、性能和应力场的不均匀体,50年代初便开始对其失效原因进行研究,但由于它比同种钢焊接要复杂得多,所以就整体而言,这些研究都处于发展的阶段。影响异种钢接头失效的因素很多,失效的主要原因至今还↘没有形成统一的认识,各国研究结果归纳如下:

(1)材料之间的热膨胀系数差别太大;

(2)由于碳迁移在低合金钢侧热影响区产生脱碳带;

(3)材料之间的蠕变不匹配;

(4)有害元素在热影响区晶界偏析;

(5)铁素体钢热影响区的蠕№变脆性和回火脆性;

(6)热影响区产生Ⅰ型碳化物,这种碳化物促使裂纹成※核;

(7)在铁素体钢一侧靠近焊缝界面产生氧化缺口,减少了》有效截面积,造成应力集中;

(8)铁素体钢焊缝界面附近贫铬,形成氧化缺口,裂纹形核扩展;

(9)焊缝缺陷◥以及再热裂纹;

(10)接头存在残余应力;

(11)启动、停机(加载、卸载)产生◥的温度、应力循环;

(12)热膨胀装配不合理、振动和自重产生的系统内部应力;

(13)超温、超载。

对异种钢接头失效的研究,一开始便认为低合金钢热影响区产生脱碳带╱是主要原因。但后来美国的研究人员观察长期运行的接头之后,对碳迁移有了新的认识。研究发现在焊缝界面焊缝一侧的增碳带虽然总是存在的,而脱碳带则由于远离热影响区的母材中碳不断扩散补充而消失了,而且总体碳迁移并不足以在低合金钢侧热影响区产生粗晶铁素体。

后来的观点认为材料热膨胀系数的差别产生的◥热应力是失效的主要原因,试图从改善此差别来解决失效问题。他们采用加过渡段的方法形成一种逐步过渡的组合接头,但失效仍然发生在低合金钢侧ξ的焊接界面处,因此接头的薄弱环节仍然是低合金钢与过渡金属的焊缝界面。在高温蠕变的工况下,仅仅用加过渡段的方法难以有效地解决异种钢焊接的问题〓。

焊接缺陷也是导致失效的因素之一。但研究表明︼,焊接缺陷对运行5年之后的异种钢接头的失效并没有多大的影响,而且现代的焊接技术可克服焊接缺陷。由于异种钢接头存在应力腐蚀的敏感性,因此,铁素体钢靠近焊缝外表面处容易因氧化而产生氧化缺口,缺口的产生和发展是ζ 在焊缝和低合金钢的交界处。氧化缺口在运行后的异种钢接头中很普遍,但通常并不扩展,而且因此而形成的裂纹将垂直于轴线方向进入母材,这样就离开了√热影响区。大量的异种钢接头失∩效并没有表现出因氧化缺口而导致的特征。

丛欣滋等人经过蠕变试验提出蠕变强度不匹配是异种钢接头失效的主要原因。指出由于蠕变强度不匹配造成铁素体钢侧焊缝界面成为整个接头的薄弱部位,碳扩散造成的增碳层加剧了这种不匹配的程度,因此造成了异种钢接头的失效。

增加蠕变过渡段来◢缓解异种钢接头蠕变不匹配在一定程度上改善了接头的蠕变◢性能,但此方法增加了焊缝数,即增加了不安全因素,而且不可能找到一种过渡材料同时消除与两侧母材的蠕变强度的差别,过渡段与两侧母材焊缝填充金属的选择也有一定的难度。

除了本身的材料、组织、性能的原因外,异种钢接头的工作状况也是影响其失效的一个重要方面。美国╳电厂调查结果中,镍基接头早期失效的一个重要因素就是因为超温超载,此外由于ξ设计和装配的原因产生的系统应力也对异种钢接头失效影响很大。

上述ζ诸多因素中,由于组织、性能的差异而产生的失效是应考虑的主要方面,一些外在因素是值得注「意的“后天”因素。

异种钢接头的失效往往是多种因素综合作用的结果,国内、外不少学者都试图找到主要原因,并针对不同问题提出了各自的◎解决办法。增加过渡※段的方法可有效地降低早期失效概率,但也给工程带来一些不利因素,就电→站的安装和检修而言,这些措施仍不适用。

3异种钢接头失效机理

异种钢接头的失效机理是一个至今尚未完↓全弄清楚的问题,焊接研究人员都试图从微观组织上说明失效机理,但看法有许多分岐。文献给出∏了3种失效模式:

(1)低合金钢侧距熔∏合线12个晶粒的原始奥氏体晶界上形成裂纹并扩展产生失效。这种模式在不锈钢填充金属的Ψ异种接头中比较普遍,也偶见于镍基填充金属。

(2)运行中沿熔合线宽带状碳化物形成裂纹和扩展并导致失效,这种模式在镍基填充材料的异种钢接头中比较普遍。

(3)焊缝中低合金钢界面外壁形成氧化缺口并扩展而导致失效。氧化缺口在所有运行后的异种钢接头中都能发现,多数情况①下,这种缺口并不扩展,但在薄壁管受较大↙的弯曲应力等情况下,这种缺口容易扩展而失效。这种失效模式独立于上述2种模式,在不锈钢填充金属和镍基填充金属的异种钢接头中都能发生。

3种失效模式并不是相互独立的,往往是1种或几种同时发生。从现有的研究成果来看异种钢接头的失效机理是原始奥氏体晶界上或熔合线上的碳化物『附近产生蠕变孔洞。在长期高温运行中,孔洞连接形成∑微裂纹扩展并导致失效,有害元素的偏析也促使孔洞的形成和蠕变脆化。这种失效机理可「以解释异种钢接头失效的现象,一些加速实验和「挂片试验也都证实了这种失效的机理。

在奥氏体焊缝的异种钢的失效接头中,可以看到晶间断裂的特征,这说明已涉及到高温晶界滑移的蠕变孔洞的变形机理。在低应力的情况下,蠕变孔洞在原始奥氏体的晶界上形核,并且聚※集长大,最后←导致蠕变损伤。文献中说明了某一过热器镍基异种钢接头运行17年后的失效情况,断裂是沿着熔合线附近的碳化物相和熔合线附近的原始奥氏体晶界处发生。这种相⌒已被NicholsonHilton确定主要是M23C6型的碳化物,在运行中这些碳化物质点周围形成的微孔连接↑起来,最后导致失效。碳化物和微孔可作为异种↓钢接头断裂的促成物。

以上的观点说明碳化物对异种钢接头ζ失效有重要作用,蠕变孔洞和碳化物有一定的关系,因此,碳化物的形貌和裂纹也有一定的关系,特别是对界面裂纹而言。异种钢接头中碳化物的形貌有2,一种叫Ⅰ型碳化物,是一种条状分布的粗大碳化物,它只是在镍基填充金属的∏异种钢接头中存在,并几乎占据80%的界面;另一种叫Ⅱ型碳化物,它是一种呈宽带状分布的细小碳化物,它几乎在奥氏体异种钢接头的整个界面处存在,在镍基异种钢接∞头中有20%或更少一些。

镍基异种钢接头的失∞效只与Ⅰ型碳化物有关,而Ⅱ型碳化物似乎与微孔没有关系;铁基异种钢接头也有一致的情况,其界面只有Ⅱ型碳化物,因★此失效只发现于靠近界面的原始奥氏体晶界上。

一般认为,蠕变╳显微孔洞的形核与最大碳化物尺寸[(1.52)m]有关,此外还与有害元素的偏析有关,如磷的偏析促☆使微孔形核及蠕变脆化。锡、锑、铜和硫只有偏聚于蠕变孔洞处,对微孔的☉生长起重要作用。

碳迁移是异种钢接头运行中的一个重要现象,越过焊缝界面的碳迁移被认为是影响接头寿命的一个重』要因素。采用镍基填充金属虽然可有效地抑制碳迁移,但也同样存在着碳∞迁移现象;在铁素体中使用稳定化元素对阻止碳迁移是有效的,但不容↓易采用,而且对长期运行也不完全有效。碳迁移在焊后热处理温度和运行温度下均会产生,必须抑制,但♀不能完全避免它的出现。

加速实验和ω在役观察表明,在相同的※工作条件下,镍基填充金属要比不锈钢填充金属的接头寿命长(35),这也是与镍基焊缝阻止了碳迁移有一定关系。

一些研究认为,虽然碳迁移产生的贫碳会在长期的运行中由远离♀热影响区的母材来补充,但碳迁移产生的增碳层却是存在的。这种碳迁移是产生碳化物的直接因素,因此也与接头失效相关,填充金属的№增碳层和铁素体钢的贫⌒碳层的变化决定于时间、温度、碳的最大溶解度⌒、扩散速度和应力,这些随时间变化的区域最终控制了破坏∏的形式。

蠕变孔洞的形核与界面碳化物有关,也与接卐头的应力有关,孔洞的扩展和长大与应力状态密切相关,异种钢接头的界面蠕变脆性开裂是应力作用下蠕变孔洞形成、长大最后连接而导致的失【效。

4值得重视的2个问题

4.1碳迁移

异种钢焊接接头由于发生碳迁移,形成碳浓度梯度的起伏,即通常所说的脱碳层和增碳层,其物理和化学性能受到很大影㊣ 响。因此,对碳迁移现象的研究引起了广泛的重视。

异种钢焊接的熔合区化学成份形↙成的4个阶段都始终伴随着CSP等非金属元素的扩散与迁移。

对于碳钢、铬钢、铬镍钢等系钢和铬镍系钢接头,在焊接高温下,一般不发生强烈的碳迁移,在进行焊后热处理并保持温度(500700)℃较长时间,或在上述温度下长期使用,才发生强烈的碳迁移现象,形成了脱碳层★和增碳层。这种碳迁移常称之为第2类碳迁移。对于第2类碳迁移,可归纳如下:

(1)经焊接后,一般不出现明显的脱碳层和增碳层;

(2)2类碳迁移经常发生在含铬钢的接头中;

(3)一般随着温度和时△间的增加,脱碳层和增碳层加宽;

(4)在系钢和系钢组成的接头¤中,当温度超过A1,使系钢转变成奥氏体,则碳迁移速度有〖很大的降低;

(5)2类碳迁移的方向是由低碳钢到铬钢,由低铬钢到高铬钢,在低合金钢侧产生脱碳层,在高合金钢侧产生增碳层;

(6)在低合金钢侧增『加含铬量,或添加铌、钛、钒等强烈形成碳化物〓的元素使碳迁移减弱;

(7)在高合金钢侧增〖加含铬量,脱碳层加宽,增强碳迁移,如再添加钒这类强烈形成碳化物元素,促进碳迁移;

(8)在碳钢一侧,少量添加铬(2.5%Cr),对降低脱碳层起很大作用。

整个第2类碳迁移过程包括:接头一ζ 侧碳化物的溶解,固溶碳通过界面的扩散迁移以及合金碳化物ζ 在接头另一侧沉淀析出3个过程。铬钼钢和铬钼奥氏体不锈钢的异种钢接头,经常使用在工作温度较高的设备中,故对接头的【高温强度和热疲劳强度提出了要求。但由于碳ω迁移使蠕变断裂强度降低,在蠕变断裂试验中,在脱碳层处发生断@裂是较多的。脱碳层的形成也使热疲劳性能下降。此外,在发生⊙碳迁移的接头界面处,由于具有显著的硬度梯度和脱碳层易于变形及在表面生成的氧化膜容易剥离,使腐蚀容易继续进行,脱碳层优先氧化,成为∴开裂的原因。碳迁移造成的含碳量和组织结构在界面∞处的突变,也可能成为应力腐蚀的诱导因素。

4.2高温强度控制参数

多年来,对于高温服役条件下的金属材料其高温强度控制参数一直用的是蠕变极限和ω 蠕变断裂强度。蠕变极限指标有2个缺陷:

(1)不同的材料在不同的作用温度下,当蠕变断裂时,其塑性变形积累明显▓不同,因此给出的蠕变极限=1.0%是不准确的;(2)最近的研究成果表明耐热钢的蠕变变形是由两类不可逆体积效应所致,且有时耐热钢压力管道还会出现反常蠕胀现象,即<0,而蠕变极限原理无法加以◆解释。同时蠕变断裂强度tc指标则有如下不足:(1)试验时,试样的应♀力较大,断裂时间相对较短,而短时试验和长时运行间显微结构对耐热钢强度的影响明显不同;(2)在此方法中,lg-lg的直线被延长和外◣推,而试验结果表明外※推的直线存在突变,也就是说直线※规律不成立;(3)最近10,大量的试验和研究表明耐热钢随着服役时间的延长,并未出现明显的强度降低的趋势,其蠕变断裂强度的变化呈现出无规则。

最近史春元、田锡唐先生等提出了异种钢接头沿界面蠕变脆断的力学控制参量[16]。作者利用有限元计算、高温密栅云纹和▅蠕变断裂试验方法,分析了铬--钒系异种钢接头的蠕变分布特性,提出了临近界面低强母材侧的应力三轴度是控制接头早期脆性断裂的主要力学控制参数的观点。

有人针对高温材料⊙的强度校核提出了“瞬时弹性强度理论”。该理论的基■本思想是:对于高温运行的耐热钢材料,由于在低应力条件下服役存在着组织结构的缓慢变化,其高温〗机械性能都会随时间延长而下降。但在任何一个时间区间,它们都处于弹性状态下工作。

5延长异种钢焊接接头寿命的最新进展

最近,国内、外学者在延长异种金属焊接接头寿命方面①开展了一系列的研究工作,提出了很多延长寿命的思路。一是∑ 从焊接工艺因素(诸如焊接材料和焊后是否进行热处理等)方面开展试验研究,但除了在焊接材料的选择上有较为共同的认识外,分岐是十分明显的。同时,国内学者通过试验研究发现,铁素体和奥氏体钢之间的蠕变断裂强度不匹配是造成异种金属焊接接头早期失效的主要♂原因。根据这一原理,吴祖ω 乾等提出在异种金属焊接接头之间插入一段具有中间蠕变断裂强度的过渡段,同时要】求焊缝的蠕变断裂强度亦处于2种被焊金属之间,以减少】焊接接头各区之间蠕变断裂强度的差别。这种作法在制造行业尚具有可操作性,但在运行现场失效修复或■更换管件的过程中将会面临多方面的挑战。另外,从物理机理上也尚未圆满地解释这些试验现象。

6总结与展望

国外自50年代以来,在早期研究成果的基▽础上,以镍基焊材为出○发点,在焊接材料的选择与改善①接头的热膨胀匹配上作了大量的研究工作。相继使用了镍基合金焊条Inconel132In-conel182IncoWeldA,镍基合金焊丝In-conel32Inconel82Inconel92,但这些接头均有出现早期失效的报道。鉴于电站锅炉的过热器、再热器在运行中的失效次数日益增多,特别ξ 是镍基焊材接头的失效,美国ASTM-ASME-MPCJI联合委员会的关于温度对材料性能影响的蒸汽动力︾委员会组织了特别工作组,1980,EPRI资助MPC(MetalPropertiescouncil)管理,制定了一个异种钢接头研究计划(编号RP1874),提出下列︾研究任务:

(1)异种钢接头失效的根本原因分析。此工作集中在研究异种钢接头失效分析的以往经验及其相〗互关系上,重点放在导致失效的有影响的因素上。

(2)运行中的接头剩余寿命的〗评估方法。对制造阶段的异种钢焊件试样和经过50000150000h运行的试样进行冶金鉴定,从而将冶金分析、应力分析获得□ 的数据以及导致失效的重要因素与现代寿命预测技术相结合,提出运行中的接头剩余寿命的评估方法。

(3)模拟环境的加速试验。将各种填充金属和母材组合成系列接头,经受热时效△以及模拟运行,并借助它们的时效显微组织来确定异种钢接々头失效的原因。

(4)制定获得异种钢接头最佳性能的导则。

(5)基于异种钢接头的特殊性制定电站锅炉现场运行导则。同时期英国CEGBMarchwood工程实验室也就此问题开展了广泛的研究。

我国80年代开始使用了奥氏体钢管系异种钢接头,在锅炉受热面工作温度高于580℃的区域管件选用奥氏体不锈钢(主要为SA213-TP304HSA213-TP347H),而▆工作温度低于580℃的受热面管件则从经济上考虑仍选用国产12Cr1MoV12Cr2MoWVTiB(R102)铁素体■耐热钢;90年代在工作温度为600℃的区域开始使用SA213-T91铁█素体耐热钢。R102系国产多元素强化低合金耐热钢,不仅是■国内第1次与奥氏体不锈钢焊接,且国外也无》此先例。为此,国内在80年代后开展了这方面的研究工作】,上海发电设备成套设计研究所和上海锅炉厂在“异种合金钢焊接试验研究”项目中,采用以试样断裂位置作为试验的判据,消々除焊缝界面开裂为研究目标的蠕变断裂的实验方法ㄨ,并取得了如下颇有启示的结果ㄨ:

(1)铁素体耐热钢与奥氏体不锈钢的焊缝界面蠕变开裂倾向很大,这是异种钢接头特有的现象,低于蠕变温度就不会出现这种现象。该种接头的易低塑性开裂缩短了使用寿命。

(2)以镍基合金为填充金属的R10212Cr1MoV与奥氏体▅钢异种钢接头,经微区碳分析发现铁素钢侧碳含量无明显№变化,焊缝半溶化区(白亮带)的碳含量有明显上←升的现象。试样经580600℃的(10005000)h时效,未发现有明显碳迁移现象。

(3)认为材料之间蠕变强度不匹配是早期失效的主要原因;其次,钢的蠕变脆性的影响也很大;最后,认为碳迁移与材料之间热〇膨胀系数差别大仅是有害因素,而不是异种钢接头蠕变开裂的主要原因。

(4)用镍基合金为填充金属的铁素体与奥氏体钢的异▓种钢接头,焊缝界面开裂的大小与钢种有关系,其中T91钢最小,其次是12Cr1MoV,R102钢最大。

(5)以镍基合金为填充金属的12Cr1MoVR102钢与奥氏体的异种钢接头中,R102钢异种钢接头具有更高的蠕变断裂强度,但仍不能解决焊缝界→面开裂的问题。采用在12Cr1MoV的异种钢接头中加入R102钢管作为过→渡段,R102钢的异种钢接头中加入T91钢管作为过渡段的办〒法,对异种钢接头寿命的延长进行了有益尝试。这一点支持了国外采用Incoloy800合金或Inconel600作为中间过渡段的办法㊣来改善热膨胀系数和蠕变强度的匹配,以提高异种钢接头的使用寿命的→观点。

综合各国研究可见,在正常↑运行情况下,镍基填充金属的异种钢接头的寿命是其他↓填充金属的(35)倍。但是,由于工况、超载、超温、频繁启停等等原因,该接头的运行寿命要比想象的短,且在设计▲的寿命内就失效。因此,80年代开始,国内、外的研究工作就集中在镍基填充金属的异种钢▲接头的早期失效上。

纵观上述研究成果,发现由于研究者各自∏着眼点不同,往往把注∮意力集中在冶金因素上,或仅就力学范围考虑各种荷载对接头的损伤,较少考虑力学因素对冶金动力学的影响。事实上,异种钢接头早期失效是冶金因素与力学因素共同作用的结果,即由于稳定状态和瞬时应力在冶金学上降级々的显微组织区域产生局部应变♀造成的损伤。但对于有关的各种类型的应力和显微组织降级现象的细节与相对重要性方面存在着很大分岐与不确定性,在异种钢接头焊缝界面附近的应力应变特性对冶金进程量化作用方面的认识则更是缺乏。值得高兴︽的是80年代中期,EPRIRP1874项目成果中的PODIS方法对力学因素与冶金因素的相◢互作用作了探索,近年来EPRIR.Viswanathan提到异种钢焊接接头承载时由◥于接头各区蠕变抗力和弹性模量不同导致弹性应力重新分布而影响接头失效行为的想法♀。国内史春元、田锡唐等在分析了♀铬--钒系异种钢接头的蠕变应变分布特性,提出了邻近界面低强母材侧的应力三轴度是控制早期脆性断裂的主要力学控制参╳量的观点。因此,在测定异种钢接头交界面区域材料的物理和机械性能,包括弹性模量、热膨胀系数、抗拉强度和蠕变断裂∮性能的基础上,利用所测定的性能及在热循环期间通过蠕变达到应力释∮放来进行应力分析工作,将有助于结合冶金学与当今力学分析手段来揭示异种钢接头早期▲失效的内核。由此可确定控制早期失效的措施,使异种钢接头的损伤评定与寿命预测成为可能,以保障电站锅炉的安全经济运行。