Cr-Mo鋼管性能和制造質(zhì)量控制要求評述(續(xù))

何德孚，王晶瀅,2

（1.上海久立工貿(mào)發(fā)展有限公司，上海 200135；2.浙江德傳管業(yè)有限公司，浙江 湖州 313103）

（上接 2019年第 2 期第 35頁）

2 蠕變強化和劣化

早期的Cr-Mo 鋼母材曾依靠增強Cr-Mo 等元素含量及固態(tài)相變形成高位錯密度來獲得高溫蠕變強化?，F(xiàn)代的CSEF 鋼則主要依靠添加微量V、Nb、Ti 合金元素形成碳或碳氮化合物及其他金屬間化合物的細(xì)小彌散分布來實現(xiàn)，這種方法最早在T91 鋼中采用，并且已被推廣到T/P23、T/P24這兩種低Cr 的CSEF 鋼中，說明這種方法效果顯著。但要使每一根T91 鋼管或其他制品都達(dá)到105 h 后仍保持預(yù)定蠕變強度并不容易，或者說成分控制或加工處理要求十分苛刻，有些因素可能至今尚不完全明白。研究母材高溫蠕變強度分散性，尋找有些Cr-Mo 鋼管制品壽命很短，或長時間斷裂時強度極低的原因，迄今尚在探索之中。

美國橡樹林國家實驗室（ORNL）曾把70%斷面收縮率規(guī)定為G91 鋼在4×104h 壽命斷裂時應(yīng)達(dá)到的延性（或韌性斷裂的外觀）指標(biāo)。但大量600℃高溫蠕變斷裂試驗或試樣數(shù)據(jù)統(tǒng)計表明，短時的103h 試驗或104～105h 試樣斷面收縮率都有不少數(shù)據(jù)在70%以下，有趨近于零的（如圖10所示）。對此長期研究后揭示原因可能是[14]：

圖10 G91蠕變斷裂試樣斷面收縮率—壽命分布數(shù)據(jù)

（1）納米尺度上存在的晶格空位及集聚而成的空洞（void）或空隙（cavity，cavitation）會在蠕變的過程中逐漸增加（如圖11所示），最終達(dá)到500～1 200個/mm2空洞密度時就必然導(dǎo)致蠕變斷裂。這是造成蠕變強度隨溫度提高和壽命延長而降低的根本原因，也是斷面收縮率分散性表象的內(nèi)因。

（2）高溫服役溫度產(chǎn)生蠕變脆化的As、Sb、Sn、Pb 及Cu 等微量雜質(zhì)元素會加速空洞的萌生及空隙化的生長，從而縮短壽命或降低蠕變強度。目前，在ASME/ASTM 的鋼管標(biāo)準(zhǔn)中并未明確這些有害雜質(zhì)元素的限定，但在SA/A387M 的附加要求中通過了J、X 兩個因子，從而間接限定了這些雜質(zhì)元素。其中 J 因子還有兩個條件：Cu≤0.20% ，Ni≤0.30%?？梢姳?所列標(biāo)準(zhǔn)成分有很多值得探討或改進(jìn)之處。最新修訂的ASTMA213M—2018,A335M—2018 已經(jīng)作了部分修正。

圖11 CSEF鋼材中蠕變孔洞形態(tài)及密度隨壽命變化特征

（3）空洞的萌生跟鋼中夾雜物之類的硬粒子（hard particles）有關(guān)，而空隙的擴大生長則和局部應(yīng)變相關(guān)[14]。許多文獻(xiàn)[2-7]指出，蠕變過程產(chǎn)生的位錯密度降低，貝氏體或馬氏體相局部回復(fù)成鐵素體，對這樣的回復(fù)起阻止作用（就像釘子一樣）的細(xì)小彌散分布（MX）碳氮化合物的粗化都可能影響空隙的生長，正火溫度、時間及冷速、回火溫度、時間決定的貝氏體、馬氏體相及MX 分布穩(wěn)定性都會對此帶來不可避免的影響。但文獻(xiàn)[14]中并未強調(diào)這些深層原因，只把它們歸結(jié)為空洞和空隙化發(fā)展速率中的λ 指數(shù)，即圖11中所描述的生長曲線

式中：t、tτ——實際蠕變時間和期望壽命，h；

N、Nf——實時空洞密度和斷裂時空洞密度，空洞/mm2；

λ——三度蠕變指數(shù)（a function of tertiary Creep strain）。

λ 值越大，則空洞化生長速度越緩慢，但在壽命終止前快速生長，顯然這是理想的狀態(tài)。怎樣控制這一過程，即尋找出空洞生長過程和微觀組織演化過程相關(guān)性還需要時間。這可能是文獻(xiàn)[14]回避的原因，需要注意的是，空洞密度的測定涉及樣品準(zhǔn)備程序和測定光鏡的選擇，否則可能會有很多誤差。文獻(xiàn)[14]認(rèn)為 Keyence VK-X105 Confocal Laser Microscope 是有效的測定設(shè)備。

3 成型加工的影響

成型加工、特別是冷成型加工可能給Cr-Mo鋼的蠕變性能造成不良后果，圖12為文獻(xiàn)[5]給出的兩個實例，可見：

（1）T23 冷彎可使蠕變斷裂強度和壽命遠(yuǎn)低于母材平均值20%。但是若采用感應(yīng)加熱作熱彎P23 并采用空冷，則其蠕變斷裂強度和壽命均在其母材數(shù)據(jù)庫平均值以上；采用油冷，即冷速較快時，其蠕變斷裂強度和壽命也可能略有降低。

圖12 彎管對T/P23、T/P24蠕變斷裂特性的影響

（2）P24 感應(yīng)加熱熱彎并經(jīng)淬火+回火處理后拱腹和拱背蠕變斷裂強度和壽命也可達(dá)其母材數(shù)據(jù)庫平均值，但目前的測試數(shù)據(jù)數(shù)量還相對不足。

（3）ASME 根據(jù)這些應(yīng)用經(jīng)驗已對 G23、G24冷成型規(guī)則做了明確規(guī)定（見表9）。其中冷成型是指 G23 為 605℃、G24 為 650℃以下的成型。顯然這些也是圖12所指感應(yīng)加熱的最低溫度。

其他Cr-Mo 鋼的冷成型最高溫度ASMEB31.1中已有具體規(guī)定（見表10）。其中對G91 鋼的成型規(guī)則是2014年才有較明確規(guī)定。以下是其要點：

表9 ASME對G23、G24冷成型的規(guī)定①③

表10 ASME BPVC推薦的Cr-Mo鋼冷成型溫度上限①②

（1）若執(zhí)行熱彎和熱成型以及所有冷鍛、擴口或鐓粗的成型件必須按母材標(biāo)準(zhǔn)作正火和回火。

（2）若執(zhí)行冷彎或冷成型，則應(yīng)按設(shè)計溫度，應(yīng)變量大小不同作熱處理：①設(shè)計溫度＞600℃，應(yīng)變量 ε＞20%；或設(shè)計溫度為 540℃～600℃，應(yīng)變量＞25%的成型件按母材標(biāo)準(zhǔn)作整體正火和回火，即不允許局部執(zhí)行。②設(shè)計溫度≤600℃，ε≤20%，彎后可進(jìn)行 730～775℃+1 h/25 mm 或最低30 min 的局部熱處理，但也可作整體正火和回火。③設(shè)計溫度＜540℃，ε≤5%，熱處理可不要求但也不禁止。

圖13 Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ、Ⅳ型焊接裂紋

4 Cr-Mo鋼的焊接性

4.1 Cr-Mo鋼的焊接難題

4.1.1 Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ型開裂

高淬硬性的Cr-Mo 鋼焊接首要危險是冷裂，碳當(dāng)量計算公式為：

從表2可以算出除了前兩個鋼種（P1、T/P2）以外，其余鋼種CE≥0.40%或≥0.60%，即都對冷裂十分敏感?？估淞咽荂r-Mo 鋼焊接的頭號難題。

Cr-Mo 鋼，特別是厚壁焊件和CSEF 鋼也對熱裂很敏感，尤其是HAZ 再熱裂紋及多道多層焊時后道焊縫對前道焊縫誘發(fā)的再熱裂紋。

冷、熱裂紋都可能在焊縫金屬（WM）或熱影響區(qū)（HAZ）發(fā)生，有時甚至難以區(qū)分是熱裂紋或冷裂紋。在文獻(xiàn)中常把這些裂紋按發(fā)生位置分為Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ型（圖13）。其中Ⅰ型是指僅發(fā)生在WM 中的縱向或橫向開裂；Ⅱ型指WM 中始發(fā)但跨入HAZ 的裂紋；Ⅲ型指HAZ 始發(fā)并可能跨入母材的裂紋。上述Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ型裂紋大都是焊接以后短時間即發(fā)生的。雖然有些冷裂，即跟氫擴散有關(guān)的氫致裂紋有延遲裂紋之稱，但延遲時間多以數(shù)小時計，超過數(shù)日的雖有可能但并不多見，因此都可統(tǒng)稱為焊后短期開裂。需要注意的是，冷裂紋大都是容易用UT 和RT 等NDT 方法檢測到的宏觀開裂。熱裂紋則不然，有些可能是很細(xì)小的微裂，難以用UT 和RT 等NDT 方法檢測出。

4.1.2 IV 型開裂

如圖13所示，IV 型開裂是指發(fā)生在Cr-Mo鋼焊接HAZ 外緣的縱向開裂，這種通常在Cr-Mo焊件經(jīng)4～6年高溫長期服役后發(fā)生開裂，是Cr-Mo 鋼應(yīng)用中特有的開裂?，F(xiàn)在已經(jīng)查明，這種開裂是造成Cr-Mo 鋼焊件服役壽命縮短的主要潛在危險，更是Cr-Mo 鋼焊接性的另一個主要難題。

所有Cr-Mo 鋼種都可能發(fā)生焊縫IV 型開裂，這顯然是跟Cr-Mo 鋼特定的微觀組織因焊接而在HAZ 產(chǎn)生的變異有關(guān)。如圖14所示，通常9Cr-1Mo 鋼的HAZ 會因焊接熱輸入而在融合線之外依次出現(xiàn)：奧氏體原始粗大晶粒區(qū)（并夾雜細(xì)小的δ鐵素體）、晶粒長大區(qū)、重結(jié)晶的晶粒細(xì)化區(qū)、臨界區(qū)（AC3-AC1線之間受熱區(qū)）、過回火區(qū)（受熱溫度高于回火溫度的母材區(qū)）。IV 型開裂通常出現(xiàn)在圖14中HAZ 晶粒細(xì)化區(qū)和臨界區(qū)范圍內(nèi)。這是該區(qū)域內(nèi)馬氏體子晶和析出相的粗化、位錯密度降低導(dǎo)致強度和硬度降低（軟化）、蠕變優(yōu)先積累導(dǎo)致空隙化等微觀組織變異的結(jié)果[4,15-17]。

4.1.3 焊縫橫向蠕變斷裂強度降低

試驗表明，Cr-Mo 鋼焊縫橫向蠕變性能均低于母材，特別是回火馬氏體鐵素鋼或高Cr 含量的厚壁 Cr-Mo 鋼（如圖15和圖16所示）。圖15（a）和圖15（b）分別為兩種焊縫橫向蠕變斷裂試樣的形狀及取樣位置設(shè)計，其中缺口形或細(xì)頸形試樣都需要使其最小斷面處于焊縫HAZ，從而使試驗結(jié)果能反映HAZ 最薄弱部位的蠕變斷裂強度。圖15（c）表明，P91、P92 鋼兩種焊縫橫向蠕變斷裂時間在625℃時僅為母材的10%～30%，而且試驗測定的斷裂應(yīng)力僅為103 h母材的 70%～95%。圖15（d）的結(jié)果說明，P91、P92 的焊縫橫向蠕變斷裂強度都低于母材，而且P92 在675℃時焊縫的下跌量更為嚴(yán)重。圖15（e）中同時作出了 15Cr1MoV 鋼（即表3中序號5）的焊縫橫向蠕變斷裂試驗，并與P91、P92鋼進(jìn)行對比?？梢姷虲r 的15Cr1MoV 鋼焊縫橫向斷裂時間與母材之比為30%～200%，斷裂應(yīng)力相對于母材為70%～120%，即從焊縫橫向蠕變斷裂性能來看，低Cr 含量的鋼遠(yuǎn)優(yōu)于高Cr-Mo 含量的鋼。

圖14 9Cr-1Mo鋼HAZ附近微觀組織變化

圖15 蠕變斷裂試驗及對比

圖16為T/P23、T/P24 焊縫橫向蠕變試驗數(shù)據(jù)與母材的對比。由圖16可以看出，T/P23 焊縫的數(shù)據(jù)基本上是其母材數(shù)據(jù)的20%下限范圍之內(nèi)；P23 焊縫的數(shù)據(jù)數(shù)量不足，但也都十分靠近母材的數(shù)據(jù)下限；P24 焊縫的數(shù)據(jù)很少，但說明采用高Ti 或Nb 添加的填充金屬時焊縫蠕變斷裂強度也可以控制在母材20%下限之內(nèi)。

圖16 T/P23、T/P24焊縫橫向蠕變斷裂特性的試驗數(shù)據(jù)與母材的對比

以上說明焊縫橫向蠕變強度總是低于母材，同時，高Cr 的Cr-Mo 鋼在這一方面表現(xiàn)更為嚴(yán)峻。這可能是T/P23、T/P24 鋼應(yīng)用前景更為看好的一個重要原因。

焊縫橫向蠕變強度或壽命下跌由母材成分和熱處理狀態(tài)決定的，微觀組織受焊接、PWHT 以及蠕變過程熱應(yīng)力條件造成的微觀組織演變，最終導(dǎo)致IV 型開裂。這是在蠕變一開始就已出現(xiàn)的現(xiàn)象，對其研究有助于防止Cr-Mo 鋼IV 型開裂。

4.2 焊縫強度折減因子和Cr-Mo鋼縱縫焊管

4.2.1 焊縫強度折減因子（W）

上述Cr-Mo 鋼IV 型開裂和焊縫橫向蠕變強度降低的研究成果使人們認(rèn)識了Cr-Mo 鋼焊件，特別是縱縫焊管的強度設(shè)計必須引入焊縫強度折減因子（W）。美國 ASME B31.3、ASME B31.1 中都已在2004年后規(guī)定了在計算鋼管壁厚時按設(shè)計溫度來降低許用應(yīng)力。這兩項管道規(guī)范中，對于內(nèi)壁受壓的管道壁厚計算公式為

式中：P——鋼管內(nèi)壓，MPa；

D——外徑，mm；

S——許用應(yīng)力，MPa；

E——鋼管質(zhì)量系數(shù)，無縫管E=1，爐焊管E=0.6，電阻焊管E=0.85，熔焊管E=0.8～1.0；

Y——溫度系數(shù)；

C——腐蝕、加工余量。

引入W以后，須在確定E值時乘以W。表11為ASME B31.3 中規(guī)定的Cr-Mo 鋼縱縫焊管的W數(shù)值?？梢娖渲等Q于鋼種成分、熱處理狀態(tài)及使用溫度。設(shè)計使用溫度越高W值越低，CSEF 鋼經(jīng)亞臨界PWHT 的焊管在510℃溫度以下W=0.5。若經(jīng)（N+T）處理則W值可以提高到 0.77～1。需要注意的是，目前 ASME B31.1、ASME B31.3 都把 T/P24 排除在表11所指 CSEF鋼以外，其原因值得排查。

4.2.2 Cr-Mo縱縫焊管IV 型開裂

現(xiàn)已證明在單純或主要是內(nèi)壁受壓的工作環(huán)境中，焊管環(huán)向應(yīng)力是縱向應(yīng)力的兩倍，因此Cr-Mo 縱縫焊管HAZ 是最容易發(fā)生IV 型開裂的部位。

（1）薄壁管道。ri/t≥10，即Di/t≥20 的前提下，內(nèi)壁受壓鋼管可以假定為薄壁壓力容器，由圖17的平衡條件，可以求出

所以 σ1=2σ2。

實際鋼管還可能存在縱向附加應(yīng)力，例如熱應(yīng)力、彎曲引起的局部拉應(yīng)力等等。因此，在沒有縱縫的條件下，無縫管的環(huán)焊縫HAZ 同樣會發(fā)生 IV 型開裂。實際中也不泛這類實例[4-7]。文獻(xiàn)[8]就引述了一個Φ782 mm×31 mm P91 鋼再熱蒸汽管道與Φ769 mm×39 mm 的T 形支管環(huán)縫在服役6.5年后發(fā)生IV 型早期開裂的實例。

（2）厚壁管道。當(dāng)Di/t＜20 時，可以證明在純受內(nèi)壓的條件下，壁厚鋼管的環(huán)向應(yīng)力σ1和縱向應(yīng)力σ2[19]為

表11 ASME B31.3—2012中規(guī)定的焊接接頭強度折減因子

圖17 受內(nèi)壓管道的應(yīng)力分析

縱向應(yīng)力仍為均布

內(nèi)壁表面的最大環(huán)向應(yīng)力

式中：b——鋼管外壁半徑，mm；

a——鋼管內(nèi)壁半徑，mm；

r——鋼管任意壁厚處半徑，a＜r＜b，mm。

由于b＞a，σ1max＞2σ2，由公式可以看出：①厚壁鋼管內(nèi)壁焊縫HAZ 的IV 型開裂危險傾向更高；②壁厚越厚，b＞＞a 時，焊縫內(nèi)壁焊縫 HAZ IV 型開裂危度也越高；③厚壁縱縫焊管焊縫HAZ 總是IV 型開裂的最薄弱區(qū)域；④無縫鋼管的環(huán)縫HAZ 只有在附加熱應(yīng)力或其他應(yīng)力時才會有IV 型開裂危險。

4.2.3 焊縫強度折減因子的試驗測定

表11中規(guī)定的W值是大量類似圖15所指試驗測定數(shù)據(jù)的歸納。歐洲蠕變協(xié)作委員會（ECCC）還在 EN13445-2：2009 中提出了試驗測定W值的方法。其要點是[4]：

（1）在名義設(shè)計使用溫度±30℃范圍內(nèi)選取兩個試驗溫度，在給定的蠕變斷裂應(yīng)力條件下，做1/3 預(yù)定使用壽命焊縫橫向蠕變試驗（103h、3×103h、104h、3×104h、6×104h、10×104h 為典型試驗周期），并證實其下限不低于母材蠕變強度發(fā)散帶-20%下限。若試樣斷裂發(fā)生在HAZ，除非用更長時間的試驗證明無進(jìn)一步下跌，否則不允許作外推。采用這些更長時間試驗所證實的穩(wěn)定條件就可以決定外推點的W 值。

（2）上述試驗中若 HAZ 無開裂，在不大于以上試驗溫度50℃的更高溫做附加試驗，使LMP 值大于上述外推點。試驗應(yīng)取104h 時的最低值，LMP 值至少應(yīng)為外推點的時間和溫度；應(yīng)最少做3個試樣并用顯微鏡確認(rèn)蠕變試樣中的斷裂位置。

（3）若蠕變試樣斷裂位置在母材內(nèi)，W 可取為1，壽命時間可取要點（1）中時間的3 倍。

（4）若焊縫橫向試樣的斷裂強度在最小發(fā)散帶（-20%）以外，可以取這一蠕變強度與80%母材的平均值之比為W 值。

雖然這些W 值試驗測定方法的實施并不容易，但其價值或?qū)嵱梅秶档醚芯刻接憽?/p>

4.2.4 后果和緩解途徑

W因子引入設(shè)計規(guī)范的一個直接后果是增加CSEF 鋼管的設(shè)計壁厚，從而使CSEF 鋼的應(yīng)用價值大打折扣。有文獻(xiàn)甚至認(rèn)為，T/P 等鋼種已失去原先的許多優(yōu)勢，而應(yīng)由T/P23、T/P24等鋼種取代[2-6]。實際上美國研發(fā)的T/P24 鋼種就是把T/P91 鋼提高蠕變強度的方法改進(jìn)T/P22 的結(jié)果，但美國對T/P24 鋼種的推廣十分謹(jǐn)慎，特別是P24 的應(yīng)用。相反，歐洲和南非已率先把P24 應(yīng)用于超超臨界燃煤機組總的蒸汽管道[5]。這一動向特別值得關(guān)注。

另一方面，尋找IV 型開裂或焊縫橫向蠕變強度下跌的改善途徑也尚在各國探索。目前找到的途徑主要是：

（1）對焊件按母材要求重新進(jìn)行（N+T）。表11中已經(jīng)顯示這一途徑的有效性，但是有些焊件，包括厚壁焊管及重型彎頭難以采用。

（2）控制或改進(jìn)焊接程序設(shè)計。有試驗表明，真空電子束焊HAZ 顯著縮小，可能使IV 型開裂傾向改善，焊縫橫向蠕變斷裂強度有所提高[4]。這種方法的實用價值不大，但由此可知減小HAZ 寬度從而限制熔焊過程中的熱輸入，是Cr-Mo 鋼焊接必須遵循的原則。文獻(xiàn)[1]中對此并未指明，但指出若采用電渣焊必須經(jīng)正火+回火處理。文獻(xiàn)[4-6]給出 T/P23、T/P24、T/P91 的合理熱輸入分別為：0.8～1.7 kJ/mm（GTAWD 打底及 SMAW 填充及蓋面）；1.7～1.8 kJ/mm（GTAWD 打底雙面焊）。圖18給出的三種坡口及焊接道次設(shè)計也說明控制熱輸入對Cr-Mo 鋼焊接十分重要。

圖18 Cr-Mo鋼厚壁管焊接坡口和焊接道次設(shè)計實例

（3）改進(jìn)母材的合金成分。目前已找到的途徑是：①添加微量B 元素并限制N 含量。已經(jīng)證明在T/P91 鋼添加微量B 能與M23C6 析出相結(jié)合阻止其粗化，從而促成三度型蠕變（tertiary creep），即圖11中 λ=3 型空洞化速度十分緩慢的演變特征[4，17]，添加 100 ppm 微量 B 的母材并使含N 量減少到 10～20 ppm，可抑制 HAZ 細(xì)晶區(qū)形成從而抑制 IV 型斷裂。但添加 B 的 T/P92 鋼在650℃的蠕變試驗仍呈現(xiàn)焊接接頭橫向蠕變強度明顯低于母材的現(xiàn)象（如圖19所示）。說明 B 并非能完全解決焊縫橫向蠕變強度降低并消除IV型開裂。另外，含B 鋼不合適在核工業(yè)中應(yīng)用[4]。②采用 Z 相強化 9%～12%Cr 鋼。早期曾經(jīng)認(rèn)為Z 相（一種 CrNNb 金屬間化合物相）是 Cr-Mo 鋼長期蠕變演化過程中的一種粗大穩(wěn)定劣化相。12%Cr 鋼最容易見到，9%Cr 鋼也很常見，低 Cr鋼中則較少見，但也會有。目前發(fā)現(xiàn)若能使其快速生長形成平均尺寸＜400 nm 的細(xì)小彌散分布，是一種可以阻止蠕變劣化的有效手段。但目前有效的試驗數(shù)據(jù)尚很少[4]。

圖19 添加B的P92鋼在650℃時蠕變斷裂特征

（未完待續(xù)）