高鉻鐵素體耐熱鋼管發(fā)展中的問題及爭(zhēng)議（下）

何德孚 ，王晶瀅 ，2

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

4 討 論

4.1 正確評(píng)估蠕變斷裂強(qiáng)度-壽命特征的重要性

在G91這類CSEF鋼的發(fā)展中，國(guó)際上始終將其蠕變斷裂強(qiáng)度-服役壽命特性的評(píng)估或預(yù)測(cè)放在重要位置，原因如下。

（1）這類材料只有在所要求的高溫下?lián)碛凶銐蚋叩娜渥償嗔褟?qiáng)度和足夠長(zhǎng)的服役壽命才有工程實(shí)用價(jià)值。強(qiáng)度越高、壽命越長(zhǎng)，經(jīng)濟(jì)效益將越好。國(guó)外已把核電關(guān)鍵設(shè)備應(yīng)用所要求的30年服役壽命作為T/P91鋼的蠕變斷裂強(qiáng)度研究新目標(biāo)。

（2）不可能完全通過實(shí)測(cè)方式獲得所期望的強(qiáng)度和壽命。雖然已有G91鋼最長(zhǎng)蠕變?cè)囼?yàn)時(shí)間超過8×104h、溫度為600℃的記錄數(shù)據(jù)，但人們已期望其服役壽命達(dá)到30年（26.3×104h）。按照EN 13445-2∶2009的建議，上述試驗(yàn)時(shí)間尚不足期望服役壽命的1/3。因此，評(píng)估或預(yù)測(cè)建模是個(gè)永恒的話題［15-16］。

（3）文獻(xiàn)［1-6］普遍認(rèn)為，早期采用的作圖或線性回歸分析導(dǎo)致G91鋼在600℃、105h的預(yù)測(cè)蠕變斷裂強(qiáng)度過高，據(jù)此設(shè)定的許用應(yīng)力也過高。

4.2 蠕變的宏觀力學(xué)規(guī)律和微觀演化動(dòng)力

4.2.1 宏觀力學(xué)規(guī)律

自1950年代以來(lái)的長(zhǎng)期探索，目前已經(jīng)確認(rèn)材料蠕變的宏觀力學(xué)規(guī)律。蠕變行為的宏觀力學(xué)特征如圖18所示。

圖18 蠕變行為的宏觀力學(xué)特征

（1）在給定的溫度和應(yīng)力條件下，材料蠕變過程均將經(jīng)歷3個(gè)階段：初始或瞬變期（Ⅰ期）、恒速或準(zhǔn)黏性期（Ⅱ期）、快增速率期（Ⅲ期）。

（2）應(yīng)力或溫度增加時(shí)，蠕變、應(yīng)變都隨之加快，尤其是Ⅱ期的蠕變速率ε˙將明顯增加。

（3）在蠕變的3個(gè)階段中，Ⅰ期時(shí)間很短，Ⅲ期意味著材料很快就會(huì)斷裂，為了延長(zhǎng)材料服役壽命，控制Ⅱ期的穩(wěn)定蠕變速率ε˙s是關(guān)鍵。

4.2.2 微觀演化動(dòng)力

蠕變實(shí)質(zhì)是材料在高溫下十分緩慢的塑性形變過程，而這一過程是跟晶格內(nèi)原子的緩慢擴(kuò)散過程相關(guān)的。為此，首先必須注意晶格內(nèi)總是存在著空位和位錯(cuò)的，當(dāng)金屬晶體在高溫下承受外力，會(huì)發(fā)生以下情況：

（1）空位會(huì)通過原子擴(kuò)散從晶體底部和頂部向側(cè)向平行或近似平行于應(yīng)力方向的晶界集聚，構(gòu)成所謂的空位流，同時(shí)還可能造成這些晶界的微小延伸及空位集聚，空隙擴(kuò)大并形成微小孔洞（圖19a所示）。

圖19 蠕變行為的微觀推理

（2）空位流動(dòng)中若遇到位錯(cuò)，就會(huì)發(fā)生位錯(cuò)攀爬（climb），如圖19（b）所示。實(shí)質(zhì)是空位在遇到位錯(cuò)時(shí)向兩側(cè)擴(kuò)散，位錯(cuò)就向下跨越。

（3）在多晶體的相鄰晶界上都發(fā)生位錯(cuò)攀爬時(shí)，就會(huì)構(gòu)成晶界位錯(cuò)滑行（dislocation glide），如圖19（c）所示（箭頭即表示空位流方向）。

擴(kuò)散、位錯(cuò)攀爬、晶界滑行即圖19所示控制Ⅱ期ε˙s的微觀演化動(dòng)力，而蠕變?nèi)Q于所加應(yīng)力σ相對(duì)剪切模量G的大小：若σ/G ∧10-4，構(gòu)成擴(kuò)散蠕變；10-4∧σ/G ∧10-2，構(gòu)成位錯(cuò)攀爬蠕變；σ/G∧10-2，構(gòu)成晶界位錯(cuò)滑行蠕變。

（4）位錯(cuò)滑行擴(kuò)展到更大范圍時(shí)，就會(huì)構(gòu)成擴(kuò)散支撐下的晶界滑移，如圖19（d）所示。這時(shí)ε˙s將快速增加，使蠕變進(jìn)入Ⅲ階段，并伴隨著空隙二的快速增加，最終將導(dǎo)致材料中出現(xiàn)大孔洞和蠕變斷裂（圖 19e）。

可見，擴(kuò)散形成的空位流是蠕變演化或劣化的基本動(dòng)力，位錯(cuò)攀爬、晶界滑行及滑移都只是擴(kuò)散的不同表現(xiàn)形式。

4.2.3 蠕變速率和服役壽命

從擴(kuò)散現(xiàn)象出發(fā)，給出Ⅱ期蠕變速率的經(jīng)典公式［7］：

式中A——無(wú)量綱常數(shù)；

b——柏氏矢量；

D——擴(kuò)散系數(shù)；

k——玻耳茲曼常數(shù)；

d——晶粒大??；

p——晶粒大小的倒數(shù)指數(shù)；

n——應(yīng)力指數(shù)；

D0——擴(kuò)散因子。

引述公式（4）的目的是：

（1）強(qiáng)調(diào)問題的實(shí)質(zhì)及其復(fù)雜性，這是深入探討時(shí)不能回避的。

（2）G91這類CSEF鋼都是通過增加晶界位錯(cuò)密度，同時(shí)利用馬氏體相變組織子晶晶界及晶內(nèi)析出M23C6和MX形成枝條狀微觀組織增加擴(kuò)散阻力，降低應(yīng)力指數(shù)n，從而達(dá)到減小ε˙s（有一個(gè)范圍）或ε˙m（ε˙s的最小值）的目的。成分配置和熱處理是決定微觀組織的前提，但目前為止并未找到其問題相關(guān)性細(xì)節(jié)。這是造成實(shí)際爐號(hào)蠕變斷裂強(qiáng)度—壽命特性尚存許多分散性和實(shí)際應(yīng)用中可能誘發(fā)早期損毀的根源。

（3）目前雖已有30種以上材料的蠕變強(qiáng)度—壽命特征評(píng)估或預(yù)測(cè)方法，但大多是以蠕變?cè)囼?yàn)數(shù)據(jù)分析為基礎(chǔ)，只是采用不同數(shù)學(xué)處理方法。以擴(kuò)散理論為基礎(chǔ)，建立更精確的評(píng)估方法是已在探索的另一條途徑。文獻(xiàn)［16］是最新進(jìn)展的一個(gè)代表。文獻(xiàn)［16］試圖通過建立的位錯(cuò)攀爬跨越MX粒子阻擋的理論模型，預(yù)測(cè)G91鋼長(zhǎng)期蠕變過程中的蠕變速率，這是以往所有蠕變理論［7，17］中從未討論過的新探索點(diǎn)［15，17］。文獻(xiàn)［16］提出的基本出發(fā)點(diǎn)是：

式中ρ——移動(dòng)位錯(cuò)密度；

λ——MX析出粒子的間隔距離；

tc——攀爬越過一個(gè)MX析出粒子所需的時(shí)間。

文獻(xiàn)［16］根據(jù)他人的研究和一些新的假定推算出：

式中r——MX粒子半徑；

f——MX粒子體積分?jǐn)?shù)；

η——MX粒子形態(tài)比，球形粒子為1；

（dy/dt）gen——總攀爬速率；

（dy/dt）local——局部攀爬速率。

文獻(xiàn)［16］通過一個(gè)實(shí)際樣品計(jì)算出不同壽命條件下的ε˙s值，并與數(shù)據(jù)庫(kù)數(shù)值進(jìn)行比較（圖20），以說明其合理性。文獻(xiàn)［16］及同類工作的目標(biāo)是試圖建立G91這類材料的微觀組織與蠕變行為更明確的相關(guān)性，但目前尚不很清晰。這是否指明了一個(gè)值得探索的途徑應(yīng)該予以思考。

圖20 蠕變速率的模型化研究

4.3 焊縫和熱影響區(qū)蠕變劣化快的原因

表4和圖5的數(shù)據(jù)分析均說明在大多數(shù)應(yīng)用中G91鋼焊縫和熱影響區(qū)總是最終因Ⅳ型開裂而導(dǎo)致蠕變斷裂，成為最危險(xiǎn)區(qū)域。其原因有許多不同的說法［1-6］。文獻(xiàn)［18］提出了一種明確說法。

（1）焊縫HAZ外緣存在硬度明顯降低的軟化區(qū)是導(dǎo)致Ⅳ型開裂的根源，但其確切位置有不斷的爭(zhēng)論［18］：有認(rèn)為是在HAZ的細(xì)晶區(qū)，也有認(rèn)為是ICHAZ（不完全淬火區(qū)），即受熱溫度在C-Fe平衡圖的Ac1～Ac3線溫度（818～820 ℃）內(nèi)臨界溫度區(qū)（圖21a）。文獻(xiàn)［18］進(jìn)行的G91鋼焊接、焊后熱處理及蠕變?cè)囼?yàn)（650℃、649 h、70 MPa）后硬度精確跟蹤測(cè)試（圖21b）表明：①焊態(tài)G91鋼焊縫金屬及HAZ的硬度均遠(yuǎn)高于母材，且ICHAZ的硬度波動(dòng)范圍很大，因此韌性很差，必須進(jìn)行焊后熱處理；②經(jīng)760℃、2 h的焊后熱處理，焊縫和熱影響區(qū)的硬度均大大降低，且在ICHAZ及其兩側(cè)均出現(xiàn)略低于母材的軟化區(qū)；③蠕變?cè)囼?yàn)后，ICHAZ的硬度進(jìn)一步降低并向兩側(cè)擴(kuò)展。因此，確認(rèn)ICHAZ是蠕變強(qiáng)度最低、最易誘發(fā)Ⅳ型開裂的始發(fā)地。

（2）G91鋼母材本身的Cr含量分布不均勻，并在ICHAZ和蠕變過程中不斷加劇，是造成上述軟化區(qū)存在的根本原因。①供貨態(tài)G91鋼呈現(xiàn)回火馬氏體微觀組織特征，初始奧氏體晶粒尺寸為（17.9±5.02）mm，初始奧氏體晶粒的主馬氏體子晶平均尺寸為2.1 mm，粗大橢球狀M23C6分布在初始奧氏體及子晶晶界，細(xì)小的球狀MX彌散分布在馬氏體子晶內(nèi)，M23C6和MX析出物平均尺寸分別為144 nm和35 nm。②Cr含量分布不均勻，初始奧氏體晶粒之間和馬氏體子晶內(nèi)部的Cr含量分布不均勻，含量為7.0%～11.3%。不同Cr含量的奧氏體、鐵素體晶體在Ac1線以上高溫?fù)碛胁煌淖杂赡埽▓D21c）及由此決定的鐵素體-奧氏體相變溫度（圖21d）。這將造成焊接過程中ICHAZ區(qū)內(nèi)有些低Cr含量鐵素體晶粒因相變驅(qū)動(dòng)力不足而不能轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，即造成ICHAZ區(qū)形成由一部分新生成的奧氏體晶粒+未及溶解的析出相及細(xì)小回火馬氏體晶粒構(gòu)成的混合組織。富Cr析出相硬度很高，而保留下來(lái)的細(xì)小回火馬氏體因Cr含量很低而硬度很低，使焊后ICHAZ硬度實(shí)測(cè)值呈現(xiàn)很大的波動(dòng)（圖21b）。③焊后熱處理的回火效應(yīng)使ICHAZ平均子晶增大為3.51 μm，析出相的粗化使硬度波動(dòng)降低，硬度最低值僅為206 HV0.5，已低于母材區(qū)。④蠕變?cè)囼?yàn)進(jìn)一步加速了這些保留下來(lái)并經(jīng)焊后熱處理已粗化的析出物的長(zhǎng)大，平均尺寸達(dá)到246 nm，晶界和子晶內(nèi)均可見粗大析出物，使ICHAZ的硬度進(jìn)一步降低到142 HV0.5。軟化區(qū)的蠕變抗力明顯降低，在析出物附近可觀察到孔洞的出現(xiàn)。

圖21 G91鋼焊縫HAZ的分區(qū)特征、硬度測(cè)定、Cr含量對(duì)自由能及鐵素體-奧氏體相變溫度的影響

4.4 焊縫金屬附加w（Mn+Ni）≤1.4%約束的原因

目前，文獻(xiàn)［19］對(duì)G91鋼的焊接材料已有全面介紹，但需要注意的是，由美國(guó)焊接學(xué)會(huì)制定并已獲ASME B&PVC確認(rèn)的AWS A5.23/A5.23M等焊材標(biāo)準(zhǔn)中均對(duì)G91鋼焊縫金屬有一個(gè)附加約束條件，即w（Mn+Ni）≤1.4%。其原因是：

（1）相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)均規(guī)定G91鋼母材的化學(xué)成分w（Mn+Ni）≤1.0%（表7），但為了保證焊縫金屬的蠕變強(qiáng)度和韌性，焊縫金屬的Mn、Ni允許含量均有提高（表11）。原因是：①焊縫金屬是鑄態(tài)組織，為保證其與母材等的性能一樣或相近，必須適當(dāng)提高M(jìn)n含量；②SMAW（手工電弧焊）、SAW（埋弧自動(dòng)焊）、FCAW（藥芯焊絲電弧焊）都可因?yàn)檠鹾刻岣叨购缚p的韌性下降，而提高M(jìn)n含量有助于焊縫脫氧；③Ni含量增加也有助于韌性提高［3］。

表11 美國(guó)焊接學(xué)會(huì)（AWS）給出的G91鋼焊材標(biāo)準(zhǔn)焊縫成分及母材化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）

（2）Mn、Ni都是奧氏體穩(wěn)定元素，Mn+Ni含量提高會(huì)使焊縫金屬的Ac1溫度降低（圖22）［3］，為避免焊后熱處理引起微觀組織局部相變?yōu)閵W氏體，焊后熱處理溫度必須低于Ac1溫度14～28℃。由圖22可以看出，w（Mn+Ni）為1.4%時(shí)，Ac1溫度為780℃，通常規(guī)定焊后熱處理溫度為760.7+0-10℃，如果w（Mn+Ni）∧1.4%，Ac1溫度下降就可能使焊后熱處理溫度超過警戒線。

圖22 G91鋼焊縫金屬的w（Ni+Mn）含量控制

（3）P91鋼的CCT過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線（圖23）表明，其馬氏體相變的終止溫度約為100℃。為保證焊縫金屬焊后完成馬氏體相變，焊后熱處理前應(yīng)使焊縫金屬冷卻到室溫或93℃以下。

圖23 G91鋼的CCT過冷奧氏體連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線

（4）實(shí)芯焊縫GTAW可以獲得氧含量接近0的G91鋼焊縫金屬；因此該方法是一種最可取的焊接方法。

4.5 環(huán)焊縫強(qiáng)度設(shè)計(jì)許用應(yīng)力是否考慮因子W

T/P91鋼管的環(huán)焊縫是不需考慮焊縫強(qiáng)度折減因子W的。原因是：在一般承受內(nèi)壓的狀態(tài)下，T/P91無(wú)縫鋼管的軸向應(yīng)力（即環(huán)焊縫熱影響區(qū)所受的拉伸應(yīng)力）僅為縱焊縫熱影響區(qū)所受鋼管的環(huán)向應(yīng)力的1/2，即縱焊縫熱影響區(qū)所受應(yīng)力為環(huán)焊縫熱影響區(qū)所受應(yīng)力的2倍或更大［19］。因此，若采用縱焊縫焊管，縱焊縫熱影響區(qū)往往是Ⅳ型開裂最易或最先發(fā)生之地。這是T/P91鋼管目前主要采用無(wú)縫壓延方法制造，部分研究者甚至提出禁用T/P91縱焊縫焊管的原因；也是T/P91無(wú)縫鋼管環(huán)焊縫不需要考慮強(qiáng)度折減因子的緣由。實(shí)際應(yīng)用中，也有一些T/P91無(wú)縫鋼管環(huán)焊縫發(fā)生Ⅳ型開裂的實(shí)例（表1），但這往往都是除內(nèi)壓外，還疊加了熱應(yīng)力等其他附加的軸向應(yīng)力造成的。

5 小結(jié)和建議

（1） 以 T/P91 為代表的高 Cr（9%～12%Cr）鐵素體耐熱鋼管，因其高溫蠕變強(qiáng)度高、導(dǎo)熱性優(yōu)、熱膨脹系數(shù)小等一系列優(yōu)點(diǎn)，成為超臨界和超超臨界發(fā)電鍋爐、高溫蒸汽管道及石油化工高溫耐腐蝕管道的優(yōu)選鋼管。對(duì)于此類材料，除了控制Cr+Mo及微量V+Nb等元素的含量外，最終通過正火+回火熱處理以獲得晶界上擁有M23C6析出、子晶內(nèi)又有彌散分布的MX析出的板條狀馬氏體是保障性能的關(guān)鍵。

（2）T/G/P91鋼投入應(yīng)用30多年來(lái)，從國(guó)內(nèi)外不斷發(fā)生的早期損毀事故中發(fā)現(xiàn)，早期的一些判斷并不完全合適。其中，600℃、105h條件下的蠕變斷裂強(qiáng)度評(píng)估值過高。造成評(píng)估值過高的原因是，評(píng)估所依據(jù)的蠕變斷裂試驗(yàn)數(shù)據(jù)很少，采用的評(píng)估方法或模型未考慮蠕變斷裂強(qiáng)度與服役壽命之間的非線性相關(guān)性。目前，通過大量蠕變斷裂試驗(yàn)數(shù)據(jù)積累和評(píng)估方法的改進(jìn)，已證明該鋼種的長(zhǎng)期蠕變斷裂強(qiáng)度和許用應(yīng)力都要比早期的評(píng)估值有較大的降低。

（3）T/P91鋼管應(yīng)用中出現(xiàn)的早期損毀事故和蠕變斷裂試驗(yàn)數(shù)據(jù)庫(kù)中的分散性提示爐號(hào)差異，即不同爐號(hào)的化學(xué)成分在相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)內(nèi)波動(dòng)及正火+回火熱處理的實(shí)施細(xì)節(jié)差異可能是另一個(gè)重要原因。

（4）2014年美國(guó)提出的G91鋼化學(xué)成分Ⅱ型修正案中 w（Ni） ∧0.20%及 w（N）/w（Al）∧4，雖然有早期少量蠕變斷裂試驗(yàn)數(shù)據(jù)為依據(jù)，但大量試驗(yàn)數(shù)據(jù)已否定了其合理性和必要性，正火+回火熱處理細(xì)節(jié)確定的晶粒大小和析出物分布狀態(tài)是更為重要的控制要素，Cr含量則是化學(xué)成分中唯一值得關(guān)注的重要因素。

（5）材料的宏觀力學(xué)行為總是受應(yīng)力和溫度控制的，其斷裂壽命總是由Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ段組成。溫度或應(yīng)力越高，Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ段壽命均降低；尤其是決定服役壽命的Ⅱ段最小蠕變速率增加。因此，高應(yīng)力或高溫/中等溫度+中等應(yīng)力都難以保證長(zhǎng)期服役壽命，只有低應(yīng)力和相對(duì)較低溫度條件下才可能長(zhǎng)期服役。溫度越高，應(yīng)力必須降低得越多。

（6）蠕變是高溫和應(yīng)力條件下十分緩慢的塑性形變過程，其微觀組織晶格尺度內(nèi)發(fā)生的原子擴(kuò)散引起的空位流動(dòng)、聚集，位錯(cuò)攀爬、晶界滑行和滑移等演化及由此造成的位錯(cuò)密度降低、析出物粗化、回復(fù)等蠕變劣化，都將導(dǎo)致蠕變速率增大，孔洞密度和尺寸增加，最終造成蠕變斷裂?？梢?，依據(jù)爐號(hào)成分差異作略有區(qū)別的正火+回火熱處理可能是更為重要的實(shí)際手段。

（7）許多G91鋼構(gòu)件的早期損毀發(fā)生在其焊縫熱影響區(qū)外緣的分析結(jié)果表明，這里存在著一個(gè)蠕變強(qiáng)度很低的軟化區(qū)。這種焊縫熱影響區(qū)特定位置發(fā)生Ⅳ型開裂的根本原因是同母材的蠕變劣化一樣的，只是因?yàn)楹附訜嵫h(huán)及其后必須附加的焊后熱處理使該處的蠕變劣變演化進(jìn)行得更快。

（8）微觀分析和測(cè)定已查明Ⅳ型開裂的始發(fā)位置是在ICHAZ。這里的母材因正火+回火熱處理所形成馬氏體及析出物致Cr含量微觀分布不均，在受熱瞬態(tài)最高溫度為820℃以下的ICHAZ，推斷貧Cr區(qū)無(wú)足夠驅(qū)動(dòng)力促成鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，而富Cr區(qū)卻能完成這一轉(zhuǎn)變，使該區(qū)域焊后硬度值波動(dòng)很大；焊后熱處理后所保留的貧Cr鐵素體未能得到回火，使ICHAZ硬度低于母材而很容易誘發(fā)Ⅳ型開裂。

（9）焊縫的蠕變斷裂強(qiáng)度總是低于母材，服役溫度越高，差異越大。因此，在設(shè)計(jì)規(guī)范中引入的焊縫強(qiáng)度折減因子隨服役溫度的提高而降低。

（10）焊縫強(qiáng)度折減因子僅是針對(duì)管道縱焊縫的規(guī)定，其最低值為0.5。對(duì)于僅受內(nèi)壓的T/P91無(wú)縫鋼管的環(huán)焊縫，因其熱影響區(qū)所受拉應(yīng)力為縱焊縫熱影響區(qū)的1/2，因此環(huán)焊縫設(shè)計(jì)不用考慮焊縫強(qiáng)度折減因子。但是，T/P91無(wú)縫鋼管在應(yīng)用中也發(fā)生過環(huán)焊縫熱影響區(qū)的Ⅳ型開裂，這是因?yàn)槠錈嵊绊憛^(qū)還受到熱應(yīng)力等其他附加應(yīng)力。

（12）近20多年來(lái)T/P91鋼管在國(guó)內(nèi)已經(jīng)歷批量進(jìn)口、管制、國(guó)產(chǎn)化大批生產(chǎn)歷程，產(chǎn)品質(zhì)量已達(dá)國(guó)際同類水準(zhǔn)，但其蠕變斷裂強(qiáng)度-服役壽命評(píng)估可能尚有偏高傾向。

（13）國(guó)內(nèi)至今十分罕見T/P91鋼管或G91鋼種焊縫橫向蠕變斷裂強(qiáng)度-服役壽命特性的測(cè)定及Ⅳ型開裂問題的研究，這值得引起重視。

（14）我國(guó)至今尚無(wú)針對(duì)T/P91及其他CSEF鋼管的蠕變強(qiáng)度設(shè)計(jì)規(guī)范。為此，首先必須重視此類鋼種蠕變斷裂強(qiáng)度-服役壽命測(cè)定數(shù)據(jù)的積累和協(xié)調(diào)工作，由鋼廠、鋼管制造廠及相關(guān)用戶共同參與并確保數(shù)據(jù)的可靠性和可追溯性是十分必要的。