火電機(jī)組過(guò)/再熱器鍋爐管內(nèi)壁鋁化物涂層研究（Ⅲ）：實(shí)爐服役行為

黃錦陽(yáng)，鐘強(qiáng)，黃浩剛，雷中輝，王鵬，張醒興，黨瑩櫻，魯金濤，谷月峰

（1.西安熱工研究院有限公司 電站鍋爐煤清潔燃燒國(guó)家工程中心，西安 710032；2.華能湖南岳陽(yáng)發(fā)電有限責(zé)任公司，湖南 岳陽(yáng) 414002；3.西安益通熱工技術(shù)服務(wù)有限責(zé)任公司，西安 710032）

氧化皮問(wèn)題一直是制約超（超）臨界火電機(jī)組高溫段鍋爐管安全運(yùn)行的主要風(fēng)險(xiǎn)之一[1-2]。隨著火電機(jī)組蒸汽參數(shù)的不斷提高，由此造成的過(guò)/再熱器管堵塞、爆管以及定期停車檢修將更加頻繁[3-4]。例如某電廠是我國(guó)較早一批設(shè)計(jì)蒸汽參數(shù)為32 MPa/605 ℃/623 ℃/623 ℃的超超臨界二次再熱機(jī)組，其高溫段過(guò)/再熱器選材以TP347HFG、Super304H 和HR3C 奧氏體鋼為主，自2015 年投運(yùn)以來(lái)，由于較高的蒸汽運(yùn)行參數(shù)，導(dǎo)致18Cr 系列奧氏體耐熱鋼（TP347HFG、Super304H 等）在實(shí)機(jī)服役中的抗氧化性能極差，在每年定期檢修中，針對(duì)氧化皮的檢測(cè)不得不逢停必檢、逢檢必割且密切跟蹤，造成了時(shí)間和經(jīng)濟(jì)上的巨大損失。截止目前，該廠鍋爐過(guò)熱器、再熱器高溫部分、高壓低溫再熱器等系統(tǒng)均出現(xiàn)過(guò)氧化皮爆發(fā)式增長(zhǎng)和脫落，由此帶來(lái)的鍋爐管壁減薄問(wèn)題也趨于明顯并將長(zhǎng)期持續(xù)下去，最終將導(dǎo)致爆漏、爆管事故的發(fā)生。另外，根據(jù)華能金屬專業(yè)技術(shù)監(jiān)督工作報(bào)告，邯峰、沁北、巢湖、汕頭、上安、伊敏、日照、東方、海門、太倉(cāng)、瑞金、井岡山等電廠，均出現(xiàn)過(guò)鍋爐高溫受熱面奧氏體不銹鋼管內(nèi)壁氧化皮剝落堆積引起的爆管問(wèn)題，造成大量經(jīng)濟(jì)損失。因此，無(wú)論是從機(jī)組安全運(yùn)行的角度出發(fā)，還是從止損、節(jié)材的效益出發(fā)，開(kāi)發(fā)出適用于火電機(jī)組過(guò)/再熱器部件高溫涂層材料技術(shù)都具有極其重要的意義[5-8]。

針對(duì)火電機(jī)組過(guò)熱器和再熱器鍋爐管內(nèi)表面抗高溫蒸汽氧化需求[9-10]，項(xiàng)目組在前期采用由酸性抑制劑、固化劑、滲劑以及粘結(jié)劑等組成的金屬料漿，通過(guò)契合鍋爐鋼管的熱處理工藝，在Super304H 奧氏體不銹鋼管內(nèi)表面成功制備出滲鋁涂層，建立了針對(duì)18-8 系列奧氏體不銹鋼管內(nèi)表面滲鋁涂層制備工藝及涂層結(jié)構(gòu)控制和預(yù)測(cè)方法[10-12]，并針對(duì)性地分析表征了涂層管的關(guān)鍵服役性能。結(jié)果表明：在650 ℃飽和蒸汽條件下，Super304H 涂層管的氧化速率遠(yuǎn)小于母材的1%，是Super304H 噴丸管的5 %，HR3C鋼管的10%，而持久壽命、室溫/高溫強(qiáng)度、導(dǎo)熱性以及焊接性能等均與Super304H 母材管相當(dāng)，已經(jīng)具備了可徹底解決在役奧氏體不銹鋼鍋爐管內(nèi)表面高溫蒸汽氧化問(wèn)題的關(guān)鍵核心技術(shù)[13-15]。然而，在火電機(jī)組實(shí)際運(yùn)行工況下，鍋爐機(jī)組的頻繁啟停、管屏內(nèi)蒸汽溫度的波動(dòng)以及蒸汽環(huán)境的變化，對(duì)涂層鍋爐管及焊接接頭實(shí)際服役性能的影響尚不清楚[16-17]。雖然歐洲的“SUPERCOAT”（Coatings for Supercritical Steam Cycles）項(xiàng)目涉及到了相關(guān)涂層的制備、涂層擴(kuò)散及退化模型、綜合性能測(cè)試、等口徑鍋爐管涂層試制及實(shí)機(jī)服役驗(yàn)證等多個(gè)試驗(yàn)環(huán)節(jié)，但是該項(xiàng)目采用的涂層制備工藝為傳統(tǒng)熱擴(kuò)散滲鋁[18]，所獲得的涂層脆性較大，本征裂紋較多。截止目前，該項(xiàng)目后續(xù)實(shí)機(jī)驗(yàn)證的服役性能研究表征仍未見(jiàn)報(bào)道。

為進(jìn)一步積累奧氏體鋼涂層鍋爐管在實(shí)機(jī)服役態(tài)下的性能評(píng)定和驗(yàn)證數(shù)據(jù)，項(xiàng)目組與華能湖南岳陽(yáng)發(fā)電有限責(zé)任公司共同開(kāi)展內(nèi)壁涂層奧氏體鋼鍋爐管的實(shí)機(jī)驗(yàn)證試驗(yàn)工作。截止2020 年5 月，實(shí)機(jī)驗(yàn)證試驗(yàn)已安全運(yùn)行8600 h。本文將基于實(shí)機(jī)服役態(tài)下的中試驗(yàn)證管材開(kāi)展性能研究，重點(diǎn)表征涂層管和對(duì)比管服役后的各項(xiàng)關(guān)鍵性能。

1 試驗(yàn)

1.1 樣品制備

所有試驗(yàn)管材均為電廠機(jī)組備件Super304H 鍋爐管，管材規(guī)格為外徑44.5 mm、壁厚9 mm。成分（以質(zhì)量分?jǐn)?shù)計(jì)）為：0.09%C，0.1%N，0.24%Si，0.1%Mn，18.38%Cr，9.31%Ni，0.54%Nb，2.75%Cu，余量Fe。鍋爐管熱處理工藝、管壁狀態(tài)以及綜合性能均符合GB/T 5310—2008《高壓鍋爐用無(wú)縫鋼管》的要求。管材微觀組織如圖 1a 所示，平均粒度為7.39 μm。

涂層驗(yàn)證管采用料漿法在Super304H 鍋爐管內(nèi)壁制備鋁化物涂層，詳細(xì)制備過(guò)程見(jiàn)文獻(xiàn)[10]。涂層截面形貌如圖1c 所示，涂層為雙層結(jié)構(gòu)且連續(xù)均勻，厚度為37.32 μm，與母材冶金結(jié)合。

對(duì)比試驗(yàn)管為Super304H 母材管和Super304H 噴丸管，其中Super304H 噴丸管根據(jù)商業(yè)噴丸工藝對(duì)管材內(nèi)壁進(jìn)行噴丸處理。采用平均直徑約2.5 mm 的不銹鋼彈丸，噴丸壓力為0.5～0.8 MPa，噴丸的技術(shù)要求及檢驗(yàn)、驗(yàn)收符合DL/T 1603—2016《奧氏體不銹鋼鍋爐管內(nèi)壁噴丸層質(zhì)量檢驗(yàn)及驗(yàn)收技術(shù)條件》。噴丸管截面形貌如圖1b 所示，噴丸形變層厚度約為100 μm。

圖1 驗(yàn)證管樣微觀組織結(jié)構(gòu)Fig.1 Microstructure of the tested tube: (a) Super304H, (b) Super304H-peening, (c) Super304H-coating

1.2 實(shí)機(jī)驗(yàn)證試驗(yàn)

選取電廠6#爐高溫段末級(jí)過(guò)熱器出口段管屏位置開(kāi)展試驗(yàn)管樣及對(duì)比管樣實(shí)機(jī)驗(yàn)證試驗(yàn)，鍋爐運(yùn)行參數(shù)為605 ℃/605 ℃/26.3 MPa，驗(yàn)證管樣分別為Super304H 涂層、Super304H 噴丸以及Super304H 母材，如圖2 所示。截止2020 年5 月割管取樣，實(shí)機(jī)爐驗(yàn)證時(shí)間為8600 h。

圖2 驗(yàn)證管樣安裝位置Fig.2 Installation position of the tested tube

1.3 性能與組織分析方法

服役態(tài)管樣的拉伸性能測(cè)試根據(jù)GB/T 4338—2006《金屬材料高溫拉伸實(shí)驗(yàn)方法》和GB/T 2039—2012《金屬材料單軸拉伸蠕變實(shí)驗(yàn)方法》執(zhí)行。為了更加接近鍋爐管實(shí)際服役狀態(tài)，拉伸樣品均要求直接從管材上切割下來(lái)并保持原始管樣的弧度，樣品呈瓦片狀，其詳細(xì)尺寸見(jiàn)圖3。樣品的內(nèi)弧面保持原始表面狀態(tài)，外弧面采用1200 號(hào)砂紙進(jìn)行磨拋至無(wú)粗大劃痕為止。拉伸實(shí)驗(yàn)在美特斯 E45.105 型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，拉伸溫度為650 ℃，應(yīng)變速率為2×10–4s–1，每種參數(shù)取3 個(gè)試樣拉伸結(jié)果的平均值。

圖3 瓦片狀拉伸/持久試樣示意圖Fig.3 Diagram of tensile/creep specimens of tiles

金相組織樣品為從服役態(tài)管樣上切割的塊狀瓦片樣品，將樣品沿截面方向進(jìn)行熱鑲，用280#、800#、1000#和1200#砂紙垂直于截面依次進(jìn)行磨制，之后在拋光機(jī)上用金剛石拋光膏將樣品截面磨拋至無(wú)明顯粗大劃痕為止，并用丙酮或酒精對(duì)樣品進(jìn)行超聲清洗，吹干備用。

通過(guò)MHVD-1000IS 型顯微硬度儀測(cè)試服役態(tài)管樣的維氏硬度，加載載荷為10 g，加載時(shí)間為10 s，每組樣品平行測(cè)試10 次，取其平均硬度值作為最終的硬度結(jié)果。利用光學(xué)顯微鏡OM（型號(hào)為L(zhǎng)eicaDVM2500）、帶能譜EDS（型號(hào)Oxford）的掃描電子顯微鏡SEM（型號(hào)Zeiss-Sigma HD）以及背散射HDBSD（型號(hào)Zeiss-Sigma HD），對(duì)驗(yàn)證管樣的涂層結(jié)構(gòu)、噴丸形變層結(jié)構(gòu)、焊縫組織及母材微觀形貌等進(jìn)行觀察分析。樣品分析前，用成分為10%HNO3+40%HCl+50%甘油（體積分?jǐn)?shù)）的腐蝕劑對(duì)樣品組織進(jìn)行腐蝕，將腐蝕劑滴至樣品表面，腐蝕時(shí)間約為10～15 s，之后用蒸餾水沖洗干凈。

2 結(jié)果與分析

2.1 氧化性能

圖4 為試驗(yàn)管Super304H 涂層、對(duì)比管Super304H母材、Super304H 噴丸3 種管樣服役8600 h 后的內(nèi)表面宏觀形貌?？梢钥闯觯齋uper304H 母材表面出現(xiàn)明顯的氧化皮剝落外，其余管樣宏觀上未發(fā)現(xiàn)肉眼可觀察到的區(qū)別。

圖4 3 種服役態(tài)管樣內(nèi)表面宏觀形貌Fig.4 Macrostructure of the 3 serving tubes: (a) Super304H,(b) Super304H-peening, (c) Super304H-coating

圖5 為3 種服役態(tài)管樣內(nèi)表面及截面SEM 微觀形貌。由圖5 可知，服役8600 h 后，母材管樣表面形成了典型的雙層氧化膜結(jié)構(gòu)，經(jīng)XRD（D2 PHASER X 射線衍射儀，jade5.0 軟件）和EDS（Oxford-INCA能譜分析儀，原子百分比）綜合分析，外層為Fe 的氧化產(chǎn)物Fe2O3/Fe3O4，內(nèi)層為Fe、Cr 形成的尖晶石相FeCr2O4/(Fe,Cr)2O3，這與當(dāng)前多數(shù)學(xué)者在實(shí)驗(yàn)室中的研究結(jié)果一致[19-21]。不同的是，在服役過(guò)程中，管內(nèi)表面結(jié)構(gòu)疏松的外層氧化產(chǎn)物會(huì)在高溫高壓蒸汽沖刷下出現(xiàn)少量脫落，但其氧化膜厚度（>40 μm）仍遠(yuǎn)大于實(shí)驗(yàn)室的研究結(jié)果[22]?？赡艿脑蛟谟?，服役過(guò)程中管材內(nèi)部較高的蒸汽壓力導(dǎo)致內(nèi)表面微區(qū)氧分壓增高，使得氧原子獲得更高的活性和更大的擴(kuò)散動(dòng)力，加快了O 原子與管材表面合金元素Fe、Cr的氧化速率，在同等時(shí)間下形成的氧化膜厚度更大。與此同時(shí)，在表層晶界及管材缺陷部位，F(xiàn)e 原子擴(kuò)散速率更快，在選擇性氧化的影響下，優(yōu)先在這些部位形成氧化產(chǎn)物，并隨著氧化時(shí)間的延長(zhǎng)，不斷長(zhǎng)大，形成較大的瘤狀物，加快了鍋爐管材的氧化進(jìn)程。

圖5 3 種服役態(tài)管樣的SEM 微觀形貌Fig.5 Microstructure of the 3 serving tubes: (a) Super304H, (b) Super304H-peening, (c) Super304H-coating

噴丸管和涂層管表面氧化物厚度較小，均表現(xiàn)出了比母材更優(yōu)秀的抗蒸汽氧化能力。由于氧化膜生長(zhǎng)緩慢且結(jié)構(gòu)致密，在8600 h 服役期內(nèi)很難出現(xiàn)剝落現(xiàn)象，即使在某些缺陷部位有極少量的氧化皮開(kāi)裂及剝落，但對(duì)整個(gè)氧化膜的影響甚微，可以認(rèn)為觀察到的氧化膜厚度是其真實(shí)厚度。經(jīng)放大至1 萬(wàn)倍后發(fā)現(xiàn)，兩種管材表面氧化膜均為單層結(jié)構(gòu)，厚度分別為0.55 μm 和0.3 μm，不同之處在于表面氧化產(chǎn)物不同，分別為結(jié)構(gòu)致密的Cr2O3和Al2O3。噴丸處理使得管材表面及表層的晶粒碎化，同時(shí)產(chǎn)生大量位錯(cuò)、空位等微觀缺陷，為耐蝕性Cr 原子的擴(kuò)散提供了大量擴(kuò)散通道，加快了擴(kuò)散速率，有利于在氧化初期快速形成結(jié)構(gòu)致密的單層Cr2O3保護(hù)性氧化膜，及時(shí)阻礙了合金元素Fe 與O 原子的互擴(kuò)散，從而降低了基體的氧化速率[23-24]。涂層管表層主要成分為FeAl 金屬間化合物，高溫水蒸氣中的O 原子首先與涂層中的Al原子發(fā)生選擇性氧化，從而形成生長(zhǎng)速度極慢且具有保護(hù)性的單層致密Al2O3保護(hù)膜。兩種結(jié)構(gòu)致密的保護(hù)性氧化膜均有效提高了管材的抗高溫蒸汽氧化能力。

值得注意的是，噴丸管雖然一定程度上可顯著降低管材的氧化速率，但是在更長(zhǎng)的服役期及更高的服役溫度環(huán)境下，噴丸形變層將出現(xiàn)逐漸退化甚至消失的現(xiàn)象，主要表現(xiàn)在碎化晶粒的長(zhǎng)大、合/吞并以及晶界的消失，相鄰部位亞晶界吞并變形孿晶，孿晶板條之間的相互合并、擴(kuò)寬以及孿晶界面的消失等方面。隨著噴丸形變層的進(jìn)一步消耗、退化，服役態(tài)噴丸管表面形成的保護(hù)性氧化膜也開(kāi)始出現(xiàn)明顯的層片狀脫落現(xiàn)象。除此之外，噴丸處理在管材表面產(chǎn)生明顯的單層甚至多層微裂紋等加工缺陷（圖5b），也是導(dǎo)致噴丸管后期服役過(guò)程中抗氧化性能降低的重要影響因素之一。

2.2 組織結(jié)構(gòu)

圖6 為3 種服役態(tài)管樣靠近內(nèi)表面的微觀組織結(jié)構(gòu)。由圖6 可知，在管材表層部位，母材管表面晶粒被完全氧化，形成完整的雙層結(jié)構(gòu)氧化膜，氧化膜的最大厚度為64.31 μm，雖然靠近氧化膜內(nèi)側(cè)區(qū)域晶粒結(jié)構(gòu)完整，但由于Cr 元素不斷向外擴(kuò)散消耗，該區(qū)域已形成貧Cr 區(qū)，氧化膜結(jié)構(gòu)一旦破壞，Cr 源得不到及時(shí)補(bǔ)充，無(wú)法再次形成保護(hù)性氧化膜結(jié)構(gòu)，貧Cr 區(qū)晶粒將沿晶界出現(xiàn)災(zāi)難性氧化、脫落，導(dǎo)致管材壁厚不斷減薄，加快了進(jìn)入下一氧化周期的進(jìn)程。

圖6 3 種服役態(tài)管樣的光學(xué)金相組織Fig.6 Metallographic structure of the 3 serving tubes: (a) Super304H, (b) Super304H-peening, (c) Super304H-coating

噴丸層結(jié)構(gòu)較為完整，但在服役過(guò)程中由噴丸形成的變形孿晶已經(jīng)出現(xiàn)部分退化甚至消失，噴丸孿晶數(shù)量減少且噴丸變形層厚度減薄達(dá)32%。由此可以預(yù)測(cè)，隨著噴丸管繼續(xù)服役，噴丸層組織將進(jìn)一步消耗、退化，但短期內(nèi)抗氧化性能作用仍然存在；從長(zhǎng)期來(lái)看，噴丸層作用將逐漸弱化并最終消失。

涂層仍保持雙層結(jié)構(gòu)且厚度有所增加，增加量約4.5%，不同的是涂層外層厚度減小，內(nèi)層厚度增加。這是由于外層Al 原子在向外擴(kuò)散、消耗形成保護(hù)性Al2O3氧化膜的同時(shí)又通過(guò)內(nèi)層向基體擴(kuò)散[15,25]造成的，在這一過(guò)程中，即使后期因保護(hù)性Al2O3膜的破裂、剝落而導(dǎo)致外層Al 原子不斷被消耗，但內(nèi)層仍有充足的Al 源可以得到及時(shí)補(bǔ)充，保證Al2O3膜的動(dòng)態(tài)完整，從長(zhǎng)期服役效果來(lái)看，因高溫氧化而造成的涂層退化并不明顯。

對(duì)于母材組織，3 種試驗(yàn)管材服役后仍為奧氏體組織，雖然晶粒度與服役前相比稍有長(zhǎng)大，但仍處于同一晶粒度等級(jí)。進(jìn)一步放大后發(fā)現(xiàn)沿晶界析出了結(jié)構(gòu)連續(xù)的M23C6型富Cr 碳化物相，但數(shù)量少，尺寸小，斷續(xù)分布于晶界上，晶界的寬化程度小。另外，在服役后的管材中尚未觀察到σ、μ 等TCP相的存在。

2.3 硬度

材料的硬度與其微觀組織結(jié)構(gòu)及應(yīng)力狀態(tài)密切相關(guān)[26-27]，晶粒尺寸、析出相、位錯(cuò)、應(yīng)變及殘余應(yīng)力等均對(duì)硬度的影響較大。圖7 為服役前、后Super304H母材、噴丸和涂層管由內(nèi)壁向外壁方向一定深度內(nèi)的硬度變化曲線?？梢钥闯?，與母材相比，噴丸和涂層制備均顯著提高了Super304H 管材表面硬度，但在噴丸層和涂層內(nèi)部，硬度呈現(xiàn)出由外向內(nèi)的下降趨勢(shì)，涂層由于內(nèi)外層結(jié)構(gòu)不同，硬度下降趨勢(shì)更加明顯。服役8600 h 后，母材和涂層的硬度有所升高，而噴丸層硬度出現(xiàn)明顯降低，但仍高于母材。值得注意的是，服役后母材管靠近內(nèi)層氧化膜附近區(qū)域的硬度值普遍低于管材內(nèi)部，可能的原因在于強(qiáng)化元素Cr 被氧化、消耗而形成的Cr 貧化區(qū)導(dǎo)致硬度值下降，而合金內(nèi)部強(qiáng)化元素在晶界/晶內(nèi)以碳化物形式析出使得母材硬度有所升高，但由于析出相含量較少，硬度升高并不十分顯著。

圖7 母材、噴丸層和涂層服役前后硬度變化曲線Fig.7 Hardness curves of Super304H (a), Super304H-peening (b) and Super304H-coating (c) before and after serving

噴丸層硬度高的原因在于噴丸處理會(huì)造成管材表層的塑性變形程度增大，殘余應(yīng)力增加，表層晶粒細(xì)化，晶格畸變及位錯(cuò)密度增加，最終導(dǎo)致管材表面硬度大幅提高。隨著管材的長(zhǎng)期服役，噴丸層殘余應(yīng)力得到釋放，塑性變形程度逐漸減弱，晶粒合并長(zhǎng)大，亞晶界消失同時(shí)位錯(cuò)堆積，噴丸層硬度降低，但由于噴丸層作用尚未消失，硬度仍高于基體。而涂層硬度高的原因在于其主要物相為Fe-Al 金屬間化合物FeAl/Fe3Al 相，由于Fe-Al 金屬鍵和共價(jià)鍵存在，其硬度和穩(wěn)定性均遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于Super304H 基體，即使服役后涂層有所消耗，但穩(wěn)定的金屬間化合物含量在原子不斷擴(kuò)散的過(guò)程中并未明顯降低，相反，合金中強(qiáng)化元素Cr、Si 等擴(kuò)散至涂層中使涂層硬度反而升高。較高的表面硬度可有效提升管道內(nèi)壁抗高溫蒸汽及氧化皮殘?jiān)臎_刷性能。

2.4 高溫拉伸性能

圖8 為母材和涂層服役前、后在650 ℃下的高溫拉伸性能結(jié)果。可以看出，原始態(tài)涂層樣管的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及延伸率與母材基本相當(dāng)，二者拉伸性能的相對(duì)差值均<2%。由于ASME 標(biāo)準(zhǔn)并未列入高溫短時(shí)拉伸性能數(shù)據(jù)，參考由Creep Properties of Heat Resistant Steels and Superalloys提供的Super304H室溫～750 ℃范圍內(nèi)的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度要求（650 ℃，σm約為380～430 MPa，σ0.2約為150～195 MPa），原始態(tài)涂層和母材的高溫拉伸強(qiáng)度均在要求范圍之內(nèi)，表明涂層制備對(duì)原始管材的高溫拉伸性能未造成明顯的影響，與前期研究結(jié)果一致[15]。

圖8 母材和涂層服役前后650 ℃下的拉伸強(qiáng)度及伸長(zhǎng)率Fig.8 Tensile strength (a) and elongation (b) of Super304H and Super304H-coating at 650 ℃ before and after serving

服役8600 h 后，Super304H 母材的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度明顯增加，但涂層的抗拉強(qiáng)度基本保持不變，盡管屈服強(qiáng)度有少量增加，但仍處于同一水平；兩者延伸率均呈下降趨勢(shì)，但都大于25%。結(jié)合圖6a 和圖6c 高倍晶界照片分析可知，由于Super304H 母材及涂層服役時(shí)間較短，晶界附近形成的M23C6型碳化物雖呈連續(xù)狀分布，但顆粒相對(duì)較小、厚度相對(duì)較薄，晶界強(qiáng)化效應(yīng)在一定程度上反而有所增強(qiáng)。另外，基體內(nèi)析出的MX 相及富Cu 相在基體中均勻分布，顆粒尺寸較小，也可以起到很好的彌散強(qiáng)化作用。因此，晶界、晶內(nèi)不同類型沉淀相的復(fù)合析出會(huì)增大高溫拉伸塑性變形過(guò)程中管材內(nèi)部位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力，產(chǎn)生綜合強(qiáng)化效應(yīng)，進(jìn)而使試樣的拉伸強(qiáng)度，特別是屈服強(qiáng)度有較為明顯的增加。

上述研究結(jié)果表明，影響管材高溫拉伸性能的關(guān)鍵因素仍以基體中的析出相分布為主，涂層對(duì)管材的高溫力學(xué)性能影響基本可以忽略。但是，對(duì)于厚度較薄的管道，涂層的施加對(duì)管道表層力學(xué)性能的影響尚不明確，有待進(jìn)一步研究。

2.5 焊縫分析

圖9 為服役態(tài)涂層/母材焊接接口650 ℃拉伸性能及涂層側(cè)焊縫微觀形貌。由圖9a 可知，服役態(tài)涂層/母材焊接接口表現(xiàn)出了較強(qiáng)的高溫拉伸性能，試樣斷裂于母材一側(cè)，母材側(cè)高溫拉伸強(qiáng)度基本滿足服役要求，表明涂層的存在對(duì)Super304H 管道焊接接口高溫力學(xué)性能的影響較小?？紤]到涂層中Al 原子在焊接及服役時(shí)通過(guò)擴(kuò)散進(jìn)入焊縫的可能性，對(duì)涂層側(cè)焊縫進(jìn)行微觀分析，結(jié)果如圖9b 所示?？梢钥闯觯拷缚p熔合線位置，受焊接熔池的影響，涂層厚度明顯增加，主要表現(xiàn)為Al 原子在熱影響區(qū)擴(kuò)散。焊縫線掃描及元素面分布結(jié)果表明，Al 原子的擴(kuò)散止于熔合線位置，焊縫區(qū)域尚未檢測(cè)到Al 的存在，表明涂層在焊接及后續(xù)服役過(guò)程中，Al 原子并未擴(kuò)散進(jìn)入焊縫而影響焊縫的力學(xué)性能。

圖9 涂層/母材焊縫服役8600 h 后650 ℃下的拉伸性能及涂層側(cè)焊縫微觀形貌Fig.9 Tensile strength (a) and microstructure(b) of the Super304H-coating/Super304H welding seam after serving

3 結(jié)論

1）與Super304H 母材管和噴丸管相比，涂層管表面形成的結(jié)構(gòu)致密、生長(zhǎng)速度極慢且更加穩(wěn)定的保護(hù)性Al2O3膜的厚度僅約0.3 μm，有效提高了鍋爐管表面抗蒸汽氧化能力。

2）服役后涂層仍保持雙層結(jié)構(gòu)，厚度增加4.5%，平均硬度升高約8.1%。參比的噴丸管樣噴丸層部分孿晶消失，細(xì)化晶粒合并長(zhǎng)大，噴丸層平均硬度下降21.3%，厚度退化約32%。

3）實(shí)爐服役前后，涂層樣品在650 ℃下的抗拉強(qiáng)度基本保持不變。涂層/母材焊接頭拉伸樣品斷裂在無(wú)涂層側(cè)，施加涂層對(duì)基體管材及焊接接頭的高溫力學(xué)性能無(wú)不良影響。

4）涂層管焊接并服役后，涂層中Al 原子的擴(kuò)散止于熔合線位置，未對(duì)焊縫區(qū)造成Al 原子污染，不影響焊縫組織的穩(wěn)定性。