異種鐵素體耐熱鋼接頭界面組織及其影響

0 前 言

在現(xiàn)代發(fā)電廠有數(shù)量可觀的異種鋼接頭， 可以分為兩大類： 奧氏體鋼與鐵素體鋼接頭和鐵素體鋼與鐵素體鋼接頭。 其中， 對(duì)于奧氏體鋼， 其室溫下組織為奧氏體+析出相； 對(duì)于鐵素體鋼，如蠕變強(qiáng)度增強(qiáng)型鐵素體 （creep strength enhanced ferrite, CSEF） 鋼， 隨化學(xué)成分和冷卻速率的不同， 在室溫下顯微組織既可以具有鐵素體、 貝氏體， 又可以具有馬氏體。 奧氏體鋼與鐵素體鋼異種鋼接頭備受關(guān)注， 因?yàn)檫@類接頭涉及物理、 力學(xué)和斷裂性能明顯的局部變化。 然而對(duì)于需經(jīng)受焊后熱處理 （PWHT） 并在高溫下長(zhǎng)期運(yùn)行的鐵素體鋼與鐵素體鋼的異種鋼接頭也具有一定的技術(shù)挑戰(zhàn)性， 因?yàn)樵诮宇^界面處， 除了焊縫和HAZ 形成了不均勻組織之外， 在界面兩側(cè)的碳遷移行為， 對(duì)界面處金屬硬度分布態(tài)勢(shì)、 熔合區(qū)裂紋的產(chǎn)生、 接頭蠕變斷裂強(qiáng)度、 接頭的早期失效以及使用壽命等均會(huì)產(chǎn)生不利的影響。 前者（奧氏體鋼與鐵素體鋼接頭） 導(dǎo)致的早期失效問(wèn)題突出， 有關(guān)研究文獻(xiàn)逐年增多

； 后者（鐵素體鋼與鐵素體鋼接頭） 早期失效傾向比前者低， 專題性探討文獻(xiàn)較為鮮見。 然而， 鑒于鐵素體鋼與鐵素體鋼DMWs 接頭界面處組織的復(fù)雜性， 以及電廠焊件工況條件的嚴(yán)苛性， 有必要對(duì)該類DMWs 接頭冶金特性繼續(xù)開展研究。 為此， 論文特意將鐵素體鋼與鐵素體鋼DMWs 接頭組織特性與使用性能相聯(lián)系， 探討其影響因素及控制原理。 該項(xiàng)研究對(duì)進(jìn)一步認(rèn)識(shí)鐵素體鋼與鐵素體鋼DMWs 接頭界面組織、 豐富異種鋼焊接理論以及工程應(yīng)用， 具有一定理論意義和參考價(jià)值。

1 異種鐵素體耐熱鋼接頭界面組織特征

1.1 異種鐵素體耐熱鋼接頭組織轉(zhuǎn)變及HAZ 特征區(qū)

在焊接熱源作用下， 異種鐵素體鋼焊接接頭上各點(diǎn)距焊縫的遠(yuǎn)近不同， 經(jīng)歷的焊接熱循環(huán)不同， 整個(gè)接頭區(qū)的組織是不均勻的， 如圖1

所示。

1.1.1 鐵素體鋼DMWs 的組織轉(zhuǎn)變

從社會(huì)層面來(lái)看，禮之實(shí)踐乃是以血緣關(guān)系為基礎(chǔ)的倫理情感的推演和擴(kuò)充，亦即以仁者愛人過(guò)程在社會(huì)體制中得以發(fā)生的顯現(xiàn)。它在社會(huì)中具有重要的影響地位，它不僅維護(hù)了家庭倫理倫理秩序，也維護(hù)社會(huì)倫理秩序，更維護(hù)的國(guó)家的倫理秩序，是維系家庭、社會(huì)和國(guó)家安定和諧的重要紐帶。

鐵素體鋼DMWs 凝固時(shí)， 首先從液相析出δ 相， 進(jìn)入三相區(qū)L+δ+γ； 繼續(xù)冷卻進(jìn)入兩相區(qū)δ+γ； 約在1 400 ℃以上， 發(fā)生δ→γ 轉(zhuǎn)變，并進(jìn)入單相γ 區(qū)； 在830 ℃以下發(fā)生γ→α （冷卻速度快時(shí)發(fā)生γ→B， 或γ→M） 轉(zhuǎn)變， 并進(jìn)入單項(xiàng)α （B 或M） 區(qū)。 由于α 相溶解度較小，冷卻過(guò)程中從α 相析出M

C

碳化物

。 焊縫區(qū)組織實(shí)際上是不均勻的， 依據(jù)初始奧氏體晶粒（PAG） 類型、 尺寸和硬度的測(cè)量， 通?？梢苑譃槿齻€(gè)區(qū)域： PAG 尺 寸＞40 μm 的柱狀 區(qū)域，PAG 尺 寸 在30～40 μm 的 細(xì) 等 軸 區(qū) 域， 以 及PAG 尺寸＜10 μm 的非常精細(xì)的等軸區(qū)域， 如圖2

所示。 圖2 中①為柱狀區(qū)， ②為細(xì)等軸區(qū)，③為極細(xì)等軸區(qū)。 應(yīng)該強(qiáng)調(diào)的是， 異種鋼焊縫的室溫組織將根據(jù)不同的化學(xué)成分和冷卻速率轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體、 貝氏體或馬氏體為主的不均勻組織。 對(duì)于w（Cr）=1.25%的焊縫金屬， 在大部分預(yù)期冷卻速率下， 鐵素體是焊縫的主導(dǎo)相；對(duì)于w（Cr）=2.25%的焊縫金屬， 鐵素體相被貝氏體部分取代； 對(duì)于w（Cr）=9%的焊縫金屬， 預(yù)計(jì)的主要相為馬氏體。

1.1.2 鐵素體鋼DMWs HAZ 組織轉(zhuǎn)變

把握習(xí)近平文化自信思想，要深刻理解習(xí)近平總書記堅(jiān)持以人民為中心的重要思想，將以人民為中心貫穿到文化發(fā)展的各個(gè)環(huán)節(jié)。學(xué)術(shù)界普遍認(rèn)為習(xí)近平文化自信思想所蘊(yùn)含的主體是人，但又進(jìn)一步對(duì)主體人進(jìn)行了更加細(xì)致的劃分。代金平認(rèn)為“文化自信要堅(jiān)持以人民為中心，依靠人才，以價(jià)值觀育人?！薄?7〕王資博認(rèn)為，“當(dāng)代中國(guó)文化自信的主體是人，包括組織（黨）、群體（人民群眾）及個(gè)體（人才）。 ”〔18〕從現(xiàn)有的研究成果來(lái)看，習(xí)近平所提出的文化自信的主體包括中國(guó)共產(chǎn)黨、人民群眾、人才、企業(yè)等，客體包括文化事業(yè)和文化產(chǎn)業(yè)等。

受焊接熱循環(huán)峰值溫度T

的影響， 鐵素體鋼DMWs 的HAZ 通常包括6 個(gè)特征區(qū)域 （見表1

）： ①峰值溫度T

≥1 250 ℃的粗晶HAZ。該區(qū)原始基體完全再奧氏體化， 初始奧氏體晶界（PAGB） 尺寸>40 μm， 二次析出物完全被溶解。②峰值溫度T

為1 000～1 250 ℃的晶粒長(zhǎng)大區(qū)。該區(qū)原始基體+PAGB 尺寸在30～40 μm 范圍內(nèi)的完全再奧氏體化， 二次析出物幾乎完全被溶解。 ③峰值溫度T

為900～1 000 ℃的細(xì)晶HAZ。該區(qū)小于10 μm 范圍內(nèi)的原始基體+PAGB 尺寸完全再奧氏體化， 二次析出物不完全被溶解。 ④峰值溫度T

為850～900 ℃的臨界HAZ。 該區(qū)塊狀基體中開始大規(guī)模轉(zhuǎn)變， 二次析出物不完全溶解。⑤峰值溫度T

為830～850 ℃的熱影響區(qū)再生奧氏體產(chǎn)生區(qū)。 該區(qū)在初始奧氏體晶界 （PAGB）引發(fā)大規(guī)模轉(zhuǎn)變。 ⑥峰值溫度T

＜830 ℃的亞臨界或回火熱影響區(qū)。 該區(qū)原熱影響區(qū)基體因經(jīng)受回火而軟化， 但未發(fā)生大規(guī)模轉(zhuǎn)變。

網(wǎng)絡(luò)安全主要包括意識(shí)形態(tài)安全、數(shù)據(jù)安全、技術(shù)安全、應(yīng)用安全、資本安全、渠道安全等方面。其中，政治安全最根本?，F(xiàn)在境外敵對(duì)勢(shì)力將互聯(lián)網(wǎng)作為對(duì)我國(guó)滲透破壞的主渠道，以“網(wǎng)絡(luò)安全”為名，不斷對(duì)我攻擊污蔑、造謠生事，試圖破壞我國(guó)社會(huì)穩(wěn)定和國(guó)家安全；一些人出于政治或商業(yè)利益炒作熱點(diǎn)敏感問(wèn)題，甚至進(jìn)行違法犯罪活動(dòng)；互聯(lián)網(wǎng)新技術(shù)被一些人作為新的傳播工具，大肆散布違法有害信息。在互聯(lián)網(wǎng)上能否贏得意識(shí)形態(tài)領(lǐng)域滲透和反滲透的勝利，在很大程度上決定我們國(guó)家的未來(lái)。

實(shí)測(cè)的兩種鐵素體耐熱鋼P(yáng)22 鋼和P91 鋼HAZ 的組織見表2

。 可以看出， HAZ 的組織分布是不均勻的。 在完全淬火區(qū)出現(xiàn)了粗大的馬氏體 （P91 鋼HAZ） 或粗大的鐵素體+粒狀貝氏體 （P22 鋼HAZ）， 在不完全淬火區(qū)形成了大小不一的馬氏體+碳化物+微量δ-鐵素體（P91 鋼HAZ） 或鐵素體+粒狀貝氏體 （P22 鋼HAZ）。

1.2 脫碳層和增碳層

與奧氏體鋼與鐵素體鋼DMWs 接頭相比，鐵素體鋼與鐵素體鋼DMWs 接頭中熔合線兩側(cè)成分差異雖然較小， 但依然存在， 促使碳元素在焊后熱處理或焊后加熱過(guò)程中不斷地從低合金側(cè)向高合金側(cè)遷移， 使高合金側(cè)增碳， 形成增碳層， 低合金側(cè)脫碳， 出現(xiàn)脫碳層。

Kozeschnik 等

使用波長(zhǎng)色散X 射線分析儀（WDX） 測(cè)量跨越熔合線的碳分布， 研究了由2.25Cr-1Mo 母材和9Cr-1Mo 焊縫金屬制成的厚截面多道焊件， 揭示了焊后狀態(tài)下碳的分配，如圖3 所示

。 圖3 （a） 中的顯微組織顯示， 低合金2.25Cr-1Mo 鋼熔合線左側(cè)形成的碳化物貧化區(qū)， 以及在9Cr-1Mo 焊縫金屬中明顯可見寬度為20 μm 的碳化物焊縫。

Lundin 等

研究了732 ℃（1 350 ℉） 下焊后熱處理64 h 后， 2.25Cr-1Mo 母材和9Cr-1Mo 焊縫金屬之間的熔合線附近碳的分配， 如圖4

所示。 脫碳層由粗大的鐵素體晶粒所組成， 而增碳層則形成碳化物強(qiáng)化組織

。

文獻(xiàn)[12]采用TIG 打底+SAW 填充工藝以及5%Cr 填充焊絲， 對(duì)9%Cr 馬氏體和2.25%Cr 貝氏體鋼DMWs 接頭進(jìn)行焊后熱處理， 研究了DMWs 接頭界面的碳遷移現(xiàn)象。 光學(xué)顯微鏡觀察顯示， 在界面①和界面②附近均出現(xiàn)了碳遷移現(xiàn)象 （如圖5 所示）。 然而在兩個(gè)界面處碳遷移的方向卻有所不同。 在界面①， 碳從焊縫測(cè)向9%Cr 母材HAZ 側(cè)遷移， 脫碳層位于焊縫中熔合線附近， 增碳層位于9%母材HAZ； 而在界面②，碳從2.25%Cr 母材向焊縫中熔合線附近遷移， 如圖5 和圖6

所示， 界面與碳遷移部位及厚度的關(guān)系見表3。

從上述分析和試驗(yàn)結(jié)果可以看出， 鐵素體異種鋼焊縫的室溫組織， 將根據(jù)不同的化學(xué)成分和冷卻速率轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體、 貝氏體或馬氏體為主的不均勻組織。 不同鋼種在HAZ 完全淬火區(qū)和不完全淬火區(qū)形成的組織更加不均勻。 在異種鋼接頭界面處， 脫碳層由粗大的鐵素體晶粒組成， 而增碳層則形成碳化物強(qiáng)化組織。

2 異種鐵素體耐熱鋼接頭界面組織影響因素

2.1 焊縫金屬化學(xué)成分

上述兩種試驗(yàn)結(jié)果及理論方面的分歧， 是由于試驗(yàn)所用鋼種不同、 試驗(yàn)條件不同（后者僅僅是模擬試驗(yàn)， 與現(xiàn)場(chǎng)結(jié)構(gòu)及運(yùn)行工況條件有差異）、 焊接接頭組織細(xì)節(jié)不同以及接頭拘束強(qiáng)化與應(yīng)力釋放的影響有所不同所造成。

作為與母材同類的Cr-Mo 合金系焊縫金屬成分變化時(shí)， P91 鋼+P22 鋼的DMWs 接頭顯微組織的主要相組成大致是不變的。 無(wú)論在AW、 PWHT 或高溫服役中， 變化最大的當(dāng)屬焊接接頭界面附近的碳遷移區(qū)。 為此， 本文重點(diǎn)討論界面附近的碳遷移變化， 包含碳遷移方向、 脫碳層和增碳層的寬度等。 異種鐵素體鋼焊接接頭界面處的碳遷移主要取決于該處碳的活度梯度（活性）。 碳的活性隨碳含量的降低或金屬中碳化物形成元素的存在而降低。 在P22 鋼成分條件下， 隨碳含量增加約2 倍（從0.07%至0.15%）， 致使碳的活性增加類似的倍數(shù)。 此外，在P22 鋼成分中添加碳化物形成元素， 如Nb、V、 Ti 等， 可使碳活性降低50%

。

Cr 是一種很強(qiáng)的碳化物形成元素， 可降低碳的活度系數(shù)。 合金中Cr 的含量越高， 碳活度系數(shù)越低， 越能促進(jìn)碳從高活性碳合金向低活性碳合金遷移。 不同鋼材在600 ℃ （1 112 ℉）工作溫度時(shí)， 計(jì)算的碳活度值如圖7

所示。 從圖7 可以看出， 在600 ℃時(shí)P91 鋼的碳活度僅為P22 鋼的2.7%， 可使碳活性降低約73%。 因此在P22 鋼母材上熔敷P91 鋼的DMWs 接頭界面處， 碳的遷移方向?yàn)閺腜22 鋼向P91 鋼擴(kuò)散， 而不是相反方向 （如圖4 所示）。 同理，用E9015-B3 焊材焊接P91 鋼+P22 鋼時(shí)， 在界面①處， 碳遷移的方向?yàn)楹缚p向P91 鋼HAZ 擴(kuò)散， 而在界面②處， 則是從P22 鋼HAZ 向E9015-B3 焊縫擴(kuò)散 （如圖5 所示）。 異種鋼接頭中， 碳遷移方向由碳的活度降低方向所決定， 即碳由低鉻鋼側(cè)向高鉻鋼側(cè)遷移

。

異種鋼焊接接頭界面兩側(cè)碳化物形成元素對(duì)碳遷移有重要影響。 當(dāng)焊縫中含有較多碳化物形成元素時(shí)， 形成了穩(wěn)定的碳化物， 可以降低焊縫金屬中碳的活度， 減弱焊縫金屬中碳的遷移和脫碳層的形成； 當(dāng)母材中含有較多碳化物形成元素時(shí)， 必然降低母材金屬中碳的活度， 促進(jìn)并強(qiáng)化碳的遷移和增碳層的形成。

2.2 焊后熱處理參數(shù)（溫度和保溫時(shí)間）

與焊態(tài)時(shí)鐵素體DMWs 接頭所經(jīng)歷的高溫短時(shí)間熱循環(huán)不同， 焊后熱處理過(guò)程中異種鋼接頭經(jīng)受相對(duì)低溫 （A

以下溫度） 和長(zhǎng)時(shí)間的作用后， 接頭界面處的碳遷移更加明顯， 如圖8

所示。 圖中異種鋼試件隨750 ℃保溫時(shí)間增長(zhǎng)， 接頭界面處脫碳層和增碳層寬度均明顯增大。

學(xué)生需認(rèn)真學(xué)好基礎(chǔ)知識(shí)，把握統(tǒng)計(jì)實(shí)踐中的基本技能，主要要把原理理解清楚細(xì)致，在掌握基本概念的基礎(chǔ)上，增加動(dòng)手計(jì)算能力和實(shí)際數(shù)據(jù)整理分析能力，通過(guò)《統(tǒng)計(jì)學(xué)原理》打牢基礎(chǔ)，與其他課程形成完整的知識(shí)體系，要認(rèn)真理解統(tǒng)計(jì)計(jì)算的真正含義，老師在講授說(shuō)明時(shí)，應(yīng)多舉實(shí)際案例講解分析，更利于學(xué)生掌握。

焊后熱處理對(duì)鐵素體鋼DMWs 中的多層界面處碳遷移的影響也非常突出。 圖9

所示是采用GTAW 將9Cr-1Mo 焊縫熔敷在2.25Cr-1Mo母材板上， 然后在732 ℃ （1 035 ℉） 下熱處理16 h 后焊縫金屬的光學(xué)顯微照片。 可以看出， 在第一道和第二道焊道界面HAZ 形成了明顯的脫碳層。 其實(shí)在焊后狀態(tài)下通常是看不到焊道間碳遷移層的。 這是由于焊態(tài)下焊道間界面兩側(cè)碳的活度差很小所致。 然而經(jīng)歷了PWHT 后， 由于相對(duì)高的熱處理溫度和一定時(shí)間作用下， 原本被后道焊縫回火的前道焊縫的晶粒被細(xì)化， 晶界占比提高后， 在熱處理相對(duì)高溫下， 碳化物被溶解， 固溶的碳原子穿越焊道間界面的速度加快 （細(xì)晶搭接區(qū)中碳的擴(kuò)散速度比粗晶區(qū)大約快一個(gè)數(shù)量級(jí)

）， 導(dǎo)致后焊道HAZ （被搭接區(qū)界面） 脫碳層顯現(xiàn)。

《小學(xué)道德與法治課程標(biāo)準(zhǔn)》明確指出：“生活是道德與法治的源泉，要想讓學(xué)生獲得健全的人格、良好的品德，必須從他們的生活體驗(yàn)、認(rèn)識(shí)和感悟著手，貼近學(xué)生生活的教學(xué)實(shí)踐活動(dòng)，才能幫助學(xué)生建立更真實(shí)更深刻的認(rèn)知，才能激發(fā)他們內(nèi)心的而非表面的道德情感?！钡赖屡c法治課堂包含眾多生活因子，這是毋庸置疑的。如何利用生活化的元素為教學(xué)服務(wù)，考驗(yàn)的是教師的教學(xué)智慧。教師要在對(duì)學(xué)生生活實(shí)際進(jìn)行深入調(diào)查、了解、研究的基礎(chǔ)上，找到教學(xué)內(nèi)容與學(xué)生生活的銜接點(diǎn)，同時(shí)借助生活化的故事營(yíng)造濃厚學(xué)習(xí)氛圍，突破教學(xué)重難點(diǎn)，為高效課堂奠定堅(jiān)實(shí)基礎(chǔ)。

（1） 在550 °C 工 作 溫 度 下， 異 種 鋼 焊 接接頭界面處會(huì)發(fā)生所謂碳化物分解、 擴(kuò)散、 再析出過(guò)程

。 工作溫度越高、 運(yùn)行時(shí)間越長(zhǎng)， 碳化物分解、 析出越強(qiáng)烈， 異種鋼焊接接頭界面處碳遷移層越明顯。

2.3 焊接工藝參數(shù)

從理論上講， 焊接工藝參數(shù)的變化 （諸如焊接電流、 電弧電壓、 焊接速度、 熱輸入以及接頭形式、 坡口角度等） 可能影響母材熔合比， 進(jìn)而影響鐵素體鋼DMWs 接頭界面處元素分布。 但是有研究

表明， 對(duì)于焊后狀態(tài)Cr-Mo系鐵素體鋼DWMs 接頭界面處碳遷移現(xiàn)象并不明顯， 只有PWHT 后碳遷移變得明顯， 而且隨熱處理溫度和保溫時(shí)間增大， 碳遷移層寬度變寬。 這是由于焊接工藝參數(shù)導(dǎo)致的母材熔合比變化， 并未造成界面兩側(cè)碳活度差明顯增大所致。 但也有例外， 鄭云蔚等

在鐵素體鋼DMWs 窄間隙接頭中發(fā)現(xiàn)的碳遷移即與母材熔合比相關(guān)， 如圖11

所示。 可以看出， 在PWHT（回火處理） 窄間隙接頭熔合線2.25%Cr 焊縫一側(cè)出現(xiàn)了白色鐵素體脫碳層組織。 這是由于窄間隙坡口位置的限制， 容易出現(xiàn)焊道與側(cè)壁熔合不良部位， 造成部分焊道熔合比較小， 使得母材與焊縫成分差異較大， 從而導(dǎo)致碳遷移現(xiàn)象發(fā)生， 對(duì)接頭的各項(xiàng)力學(xué)性能均帶來(lái)不良影響。 由此看來(lái)， 焊接工藝參數(shù)， 乃至焊接方法對(duì)此類異種鋼接頭界面處組織的影響亦不可被忽略。 遺憾的是， 涉及焊接工藝參數(shù)、 焊接方法對(duì)該類異種鋼接頭碳遷移影響的文獻(xiàn)較少。 隨著該類異種鋼焊接應(yīng)用的擴(kuò)大， 以往較少關(guān)注的影響因素將會(huì)逐漸顯現(xiàn)。

2.4 工作溫度下運(yùn)行時(shí)間

文獻(xiàn)[17]研究了不同熱處理規(guī)范處理的5 種鐵素體DMWs 接頭在550 ℃（1 022 ℉） 下運(yùn)行2 000～10 000 h 后脫碳層寬度的變化 （5 條曲線分別代表了5 種不同熱處理規(guī)范試樣， 如圖12

所示）。 可以看出， 總體趨勢(shì)是， 隨運(yùn)行時(shí)間的加大， 鐵素體DMWs 中脫碳層寬度變寬了。當(dāng)運(yùn)行時(shí)間為0 時(shí)， 5 種試件脫碳層寬度從大到小的排序?yàn)锳＞B＞C＞D＞E。 5 條曲線縱坐標(biāo)的起始位置脫碳層寬度數(shù)值差距較大， 但隨運(yùn)行時(shí)間加大， 縱坐標(biāo)數(shù)值差距逐漸縮小， 終點(diǎn)時(shí)間 （10 000 h） 縱坐標(biāo)數(shù)值趨于接近。 其中， 除了A 試件的脫碳層寬度約為223 μm 之外， 其余4 種試件的脫碳層寬度被聚集為190～200 μm 很小范圍。

對(duì)于上述結(jié)果可以進(jìn)行如下解釋：

焊后熱處理參數(shù)（溫度與時(shí)間） 對(duì)鐵素體鋼DMWs 接頭界面增碳層寬度共同影響的試驗(yàn)結(jié)果如圖10

所示。 該試驗(yàn)在低碳鋼母材上堆焊9Cr-1Mo 焊縫， 測(cè)試接頭界面處增碳層寬度， 并與回火參數(shù)P （綜合考慮溫度和時(shí)間共同作用的參數(shù)， T 為回火溫度， t 為回火時(shí)間， C 為常數(shù)）建立關(guān)系。 結(jié)果表明： ①隨回火參數(shù)P 增大，接頭界面處增碳層寬度明顯增大， 曲線呈單調(diào)上升趨勢(shì)； ②從熱處理溫度看， 700 ℃時(shí)界面處增碳層寬度的實(shí)測(cè)數(shù)據(jù)點(diǎn)落在圖中曲線最上端附近， 增碳層最寬， 600 ℃時(shí)數(shù)據(jù)點(diǎn)居曲線中段附近； ③500 ℃時(shí)數(shù)據(jù)點(diǎn)落在曲線最下端附近。 可以看出， 熱處理溫度與時(shí)間共同作用， 對(duì)碳遷移的影響很突出。 究其原因， 是焊后相對(duì)高的熱處理溫度和一定時(shí)間， 使界面處碳化物溶解， 固溶的碳原子穿越界面擴(kuò)散所引起。 熱處理溫度越高， 時(shí)間越長(zhǎng)， 碳化物溶解、 析出越強(qiáng)烈， 碳的遷移越明顯。

(1)我不知怎樣,只覺(jué)自己在旋渦里邊轉(zhuǎn)。我從來(lái)沒(méi)有經(jīng)過(guò)這個(gè)現(xiàn)象,現(xiàn)在,竟轉(zhuǎn)的我?guī)缀趸枞?。?我莫非在做夢(mèng)么?

（3） 5 條曲線從初始具有大差距脫碳層寬度到10 000 h 終點(diǎn)脫碳層寬度被聚集在一個(gè)較小的高數(shù)值范圍， 這是由于不同熱處理狀態(tài)下試件在550 ℃長(zhǎng)期時(shí)效過(guò)程中， 接頭界面處碳化物分解、 擴(kuò)散、 再析出過(guò)程持續(xù)進(jìn)行并逐漸減弱的趨勢(shì)所致。

3 異種鐵素體耐熱鋼接頭界面組織的影響

3.1 對(duì)異種鋼接頭硬度分布的影響

文獻(xiàn)[20-21]對(duì)P91+P22 異種鋼焊縫接頭試樣進(jìn)行單軸蠕變?cè)囼?yàn)， 研究焊縫金屬?gòu)?qiáng)度匹配對(duì)接頭蠕變性能的影響， 如圖16

所示。 可以看出， 總的趨勢(shì)是隨LMP （綜合考慮高溫運(yùn)行溫度和時(shí)間對(duì)蠕變強(qiáng)度共同作用的參數(shù)，LMP= （273+T）×（20+logt）） 增大， 接頭的蠕變強(qiáng)度下降。 這是試件經(jīng)受一定工作溫度和持續(xù)時(shí)間以后， 異種鋼接頭脫碳層薄弱環(huán)節(jié)性能逐漸被惡化所致。 圖16 中實(shí)線表示P22 鋼的平均蠕變斷裂強(qiáng)度， 虛線則為對(duì)應(yīng)20%的公差下限； 空心圓所表示的高強(qiáng)匹配焊縫 （P91 焊縫金屬） 接頭壽命被延長(zhǎng)， 這是由于高強(qiáng)焊縫對(duì)脫碳層的拘束強(qiáng)化所致； 實(shí)心方點(diǎn)所表示的低強(qiáng)匹配焊縫 （P22 焊縫金屬） 接頭壽命被縮短， 則是由于低強(qiáng)焊縫釋放接頭應(yīng)力， 減弱了脫碳層的拘束強(qiáng)化作用， 致使接頭蠕變強(qiáng)度降低。文獻(xiàn)[22]對(duì)T91+12Cr1MoV 焊接接頭在650 ℃、25 MPa 條件下模擬試驗(yàn)500 h 后， 發(fā)現(xiàn)了與圖16 相反的結(jié)果。 認(rèn)為采用低強(qiáng)匹配將在一定程度上減緩應(yīng)力和拘束條件， 從而也減緩了該區(qū)域的蠕變損傷速度。 反之， 在高強(qiáng)度填充材料接頭中， 與高合金焊縫連接的低強(qiáng)母材界面得不到這種減緩的作用， 蠕變損傷的速度會(huì)高得多。

3.2 對(duì)異種鋼接頭裂紋傾向的影響

文獻(xiàn)[18]介紹了使用P22 （E9018-B3） 焊材將一個(gè)CrMoV 截止閥 （1.25Cr-1Mo-0.25V） 焊接到P91 鋼主蒸汽管線上的實(shí)例。 閥門壁厚76 mm，P91 鋼管道壁厚40 mm， 如圖14

所示。 具有鐵素體鋼DMWs 接頭的熱回收蒸汽發(fā)生器的運(yùn)行條件為565 ℃（1 050 ℉）、 12.4 MPa （1 800 psi）。 運(yùn)行<5 000 h 后發(fā)現(xiàn)， 沿P22 焊縫與P91 母材界面處脫碳層擴(kuò)展的裂紋， 如圖15

所示。 分析認(rèn)為， 該裂紋是接頭設(shè)計(jì)不良造成的。 P22 （E9018-B3） 作為填充材料， 加劇了接頭運(yùn)行中的失效危險(xiǎn)。 因?yàn)樵?65 ℃工作條件下， 在界面①處焊縫側(cè)碳的活度大于母材P91 鋼HAZ 的； 而在界面②處兩側(cè)碳的活度差較小（另一母材1.25Cr-1Mo-0.25V 側(cè)除了含有1.25%Cr 外， 還含有1%Mo、 0.25%V 以及0.40%Ni。碳化物形成元素Cr、 Mo 和V 可降低母材側(cè)碳的活度， 減弱碳向焊縫一側(cè)遷移， Ni 具有阻止碳遷移的作用）。 因此在界面①處焊縫側(cè)形成的脫碳層就成了接頭運(yùn)行中的薄弱環(huán)節(jié)。 在12.4 MPa（1 800 psi） 應(yīng)力長(zhǎng)期（<5 000 h） 作用下， 尤其在焊縫焊趾處（圖15 （a） 中箭頭所指處） 應(yīng)力集中嚴(yán)重， 正是粗大鐵素體脫碳層組織所在地， 很容易引發(fā)并沿脫碳層擴(kuò)展的裂紋， 如圖15 （b） 和圖15 （c） 所示。 可以看出， 接頭脫碳層組織的形成是該處裂紋萌生的必要條件， 而拉伸應(yīng)力和應(yīng)力集中則是裂紋擴(kuò)展的充分條件。

3.3 對(duì)異種鋼接頭力學(xué)性能的影響

文獻(xiàn)[19] 對(duì)采用表6工藝要點(diǎn)焊接的P91+10CrMo910異種鋼接頭試件進(jìn)行了力學(xué)性能測(cè)試。 結(jié)果表明， 接頭三個(gè)抗拉強(qiáng)度試件平均值為482 MPa， 小于500 MPa（見表8）。由于E6015-B3焊縫金屬的抗拉強(qiáng)度大于或等于590 MPa，因此，試樣的拉伸斷口部位不可能位于焊縫區(qū)，只能位于低強(qiáng)度10CrMo910鋼母材測(cè)。 E6015-B3電焊條熔敷金屬抗拉強(qiáng)度保證值為600～700 MPa，比P91或10CrMo910母材的抗拉強(qiáng)度要高。 可見， 異種鋼接頭焊縫金屬的匹配方式屬于等強(qiáng)或高強(qiáng)匹配， 而非低強(qiáng)匹配。

再往海邊的話，就該到Cantolio了。這家酒莊成立于70年代，其中一片葡萄藤直接種在海灘上，海灘遍布鈣質(zhì)巖石裂縫。這片葡萄田需要人工種植和采摘，每年的數(shù)量非常有限。Cantolio憑借其高分酒質(zhì)及高性價(jià)比，著實(shí)讓人眼前一亮。實(shí)際上這個(gè)酒莊的實(shí)力早已彰顯，從2013年起連續(xù)三年在“柏林葡萄酒大獎(jiǎng)賽”、“亞洲葡萄酒大獎(jiǎng)賽”和“布魯塞爾世界葡萄酒大賽”中拿下金銀獎(jiǎng)，意大利最權(quán)威的葡萄酒指南“Luca Maroni”為其評(píng)出了90分的高分。如此喝了一圈，最后不如到亞得里亞海邊去大快朵頤，這里的魚蝦非常鮮美！

（2） 當(dāng)橫坐標(biāo)為0 時(shí)， 5 種試件脫碳層寬度從大到小的排序之所以為A＞B＞C＞D＞E， 這是由于： A 試樣PWHT 溫度高達(dá)730 ℃， 保溫時(shí)間長(zhǎng)達(dá)10 h， 根據(jù)上述碳遷移理論， 界面處脫碳層寬度最大達(dá)160 μm； B 試樣PWHT 溫度高達(dá)730 ℃， 保溫時(shí)間減少至2 h， 界面處脫碳層寬度減至90 μm； C 試樣PWHT 溫度降至680 ℃， 保溫時(shí)間10 h， 界面處脫碳層寬度接近90 μm； D 試樣PWHT 溫度為680°C， 保溫時(shí)間減至2 h， 界面處脫碳層寬度約為50 μm；E 為焊后狀態(tài)焊接試樣， 不經(jīng)歷重?zé)嶙饔茫?界面處脫碳層寬度為0， 無(wú)碳遷移現(xiàn)象。

焊后熱處理態(tài)的鐵素體DMWs 接頭抗拉試件斷裂部位并未斷在預(yù)期的P91 鋼與E6015-B3焊縫金屬界面處的脫碳層部位， 而是斷在10Cr-Mo910 母材區(qū)。 該結(jié)果與本文3.2 節(jié)所分析的 “接頭界面的脫碳層是接頭運(yùn)行中的薄弱環(huán)節(jié)” 觀點(diǎn)不一致。 這是由于表8 所示的數(shù)據(jù)僅僅是焊后熱處理焊接試件室溫時(shí)的靜態(tài)拉伸結(jié)果， 生產(chǎn)現(xiàn)場(chǎng)的異種鋼接頭在一定工作溫度下要長(zhǎng)期運(yùn)行， 不僅脫碳層的寬度要變寬， 而且脫碳層性能會(huì)進(jìn)一步惡化， 正如圖15 中在565 ℃和12.4 MPa 應(yīng)力下， 運(yùn)行不到5 000 h 即在界面①脫碳層產(chǎn)生裂紋一樣， 發(fā)生開裂失效的幾率很高， 充分證明接頭的碳遷移脫碳層是接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

3.4 對(duì)異種鋼接頭蠕變斷裂性能的影響

文獻(xiàn)[11]對(duì)具有E8015-B8 焊縫金屬和P22鋼母材的焊接試樣進(jìn)行740 ℃、 2 h 焊后熱處理， 然后在570 ℃下運(yùn)行75 000 h， 并實(shí)測(cè)了界面處顯微硬度和碳元素分布 （如圖13

所示）， 以及碳遷移層寬度 （見表5）。 可以看出： ①使用電子顯微探針 （EMPA） 測(cè)量的碳含量結(jié)果與計(jì)算結(jié)果基本一致 （圖13 （a） 和圖13 （c））。 ②界面處顯微硬度 （HV

） 分布與碳元素分布形態(tài)相對(duì)應(yīng)， 即脫碳層硬度低與含碳量低相對(duì)應(yīng)， 增碳層硬度高與含碳量高相對(duì)應(yīng)， 且在界面處是硬度和碳含量的突變區(qū)。脫碳層最低硬度低于 P22 鋼母材硬度（150HV

）， 增碳層硬度峰值高于E8015-B8焊縫金屬硬度231HV

達(dá)275HV

。 這種趨勢(shì)是界面處兩側(cè)顯微組織 （脫碳層為粗大鐵素體、 增碳層為碳化物強(qiáng)化組織） 所決定的。 ③對(duì)于界面處碳遷移層寬度的測(cè)量， 不同方法下出現(xiàn)一些差異。 其中， 光學(xué)顯微測(cè)試與電子顯微探針 （EMPA） 測(cè)試的數(shù)據(jù)均偏低 （圖13 （c）和圖13 （b））； 從圖13 （d） 顯微硬度分布圖上獲得的碳遷移層寬度與計(jì)算所得寬度有一定可比性。

本文涉及的鐵素體材料和焊縫金屬的化學(xué)成分及力學(xué)性能見表4。 可以看出， 由于母材和焊材中Cr 元素和其他碳化物形成元素含量的差異， 在隨后的焊接、 焊后熱處理以及高溫服役期間， 對(duì)異種鋼接頭界面組織均會(huì)帶來(lái)不同的影響。

文獻(xiàn)[23] 提供了P22+P22 和P22+P91 鋼焊接接頭在550 ℃試驗(yàn)溫度下的蠕變特性曲線（如圖17

所示）。 圖17 中實(shí)線表示平均的蠕變斷裂強(qiáng)度 （CRS）， 虛線表示數(shù)據(jù)分散帶上下限； 綠色實(shí)心三角點(diǎn)、 紅色實(shí)心三角點(diǎn)和黑色實(shí)心圓點(diǎn)分別表示橫向焊縫標(biāo)準(zhǔn)試樣、 橫向焊縫大拉伸試樣和管道對(duì)接焊縫試樣的CRS。 所有P22+P22 接頭的CRS 測(cè)點(diǎn)均落在分散帶內(nèi)的實(shí)線附近， 且接頭斷裂時(shí)間約為11 500 h； 而P22+P91 接頭的所有CRS 測(cè)點(diǎn)均落在分散帶的下限， 接頭斷裂時(shí)間約為7 000 h。 后者的斷裂時(shí)間比前者短得多， 僅為前者的61%， 即其壽命比前者短得多。

招標(biāo)投標(biāo)制度在水利工程建設(shè)中的推行，一定程度上創(chuàng)造了公平競(jìng)爭(zhēng)的市場(chǎng)環(huán)境，促進(jìn)了企業(yè)間的公平競(jìng)爭(zhēng)，在工程項(xiàng)目上起到了節(jié)省資金、確保質(zhì)量、保證項(xiàng)目按期完成、提高投資效益和社會(huì)效益的作用。但隨著水利工程項(xiàng)目的增多，在一些中小型水利工程招標(biāo)投標(biāo)中，凸顯出幾點(diǎn)問(wèn)題，值得思考和探討。

根據(jù)異種鋼接頭碳遷移理論， 并參考母材與焊縫金屬化學(xué)成分（表4 和表7）， 可以認(rèn)為， 在界面①， 即P91 鋼與E6015-B3 焊縫金屬熔合線附近， 更容易形成碳遷移。 碳遷移的方向?yàn)楹缚p向P91 鋼HAZ 擴(kuò)散。 而在界面②， 即E6015-B3焊縫金屬與10CrMo910 母材熔合線附近， 碳遷移形成傾向較小。 這是因?yàn)樵诮缑姊賰蓚?cè)碳的活度差較大， 而在界面②兩側(cè)碳的活度差較小。

P22+P91 焊接接頭蠕變強(qiáng)度比P22+P22 接頭差的原因， 可歸結(jié)為P22 （E9015-B3） 焊縫金屬中脫碳區(qū)薄弱環(huán)節(jié)所為。 焊接接頭失效部位金相照片（如圖18

所示） 進(jìn)一步佐證了理論分析的客觀性。

4 異種鐵素體耐熱鋼接頭界面組織控制原理

對(duì)異種鐵素體耐熱鋼接頭界面組織的控制，主要指對(duì)界面組織可能產(chǎn)生危害的控制。 在這類異種鋼焊接工程應(yīng)用中， 除了接頭焊后熱處理規(guī)范及工件運(yùn)行溫度必須依照規(guī)范進(jìn)行之外， 受接頭界面兩側(cè)碳活度的控制， 采用熔化焊接接頭的碳遷移現(xiàn)象的出現(xiàn)是不可避免的。此時(shí)應(yīng)關(guān)注的是如何控制碳遷移層嚴(yán)重程度，防止脫碳層裂紋的形成， 以及接頭蠕變斷裂強(qiáng)度的降低。 可以考慮從以下工藝途徑進(jìn)行控制， 具體見表9。

改革開放以來(lái)黨對(duì)廉政建設(shè)的探索………………………………………………………………鄒 謹(jǐn)，張 安，孟繁英（4.45）

按照成分決定組織和性能的冶金學(xué)原理，首先是填充材料化學(xué)成分的控制。 具體來(lái)說(shuō)：一是控制焊縫中的含碳量。 通常焊縫中碳含量不宜較高， 除了焊接性的考慮之外， 如果碳含量較高， 碳的活性提高， 致使碳遷移層的強(qiáng)烈程度提高， 這是不希望的。 其關(guān)鍵技術(shù)是要減小界面兩側(cè)碳的活度差， 進(jìn)而減小脫碳層可能帶來(lái)的危害， 獲得高的接頭蠕變斷裂強(qiáng)度。 二是控制焊縫中的碳化物形成元素 （如Cr、 Mo、V、 Nb、 Ti 等） 種類及其含量。 尤其Cr 含量對(duì)碳遷移的影響最強(qiáng)烈， 必須合理控制， 其關(guān)鍵技術(shù)仍然是減小界面兩側(cè)碳的活度差， 進(jìn)而減小脫碳層可能帶來(lái)的危害， 獲得高的接頭蠕變斷裂強(qiáng)度。 三是母材坡口面預(yù)堆隔離層 （如圖19

所示）。 對(duì)于P22+P91 異種鋼接頭， 在P91 側(cè)坡口面預(yù)堆E8015-B8 隔離層 （焊縫中Cr、 Mo含量與P91 鋼很接近）， 在P91 鋼允許的規(guī)范下 （760 ℃±10 ℃） 進(jìn)行亞臨界焊后熱處理； 然后在現(xiàn)場(chǎng)將帶有隔離層的P91 鋼與P22 鋼用E8015-B8 焊條焊接 （E8015-B8 焊縫中不加碳氮化物形成元素）， 并在P22 鋼允許的規(guī)范下（720 ℃±20 ℃） 進(jìn)行焊后熱處理 （與P91 鋼相比， 焊后熱處理溫度被降低約40 ℃）。 在接頭界面①處（圖19

） 兩側(cè)碳的活度差減小， 碳遷移不明顯。 在界面②處 （圖19

） 存在一定脫碳層， 但由于E8015-B8 焊縫中不加碳氮化物形成元素， 可以接受P22 鋼允許的較低焊后熱處理溫度規(guī)范， 減弱對(duì)界面②處脫碳層的影響，獲得較高的接頭蠕變斷裂強(qiáng)度。

第二個(gè)工藝途徑是脫碳層組織部位轉(zhuǎn)移法。對(duì)于壁厚不同的管道 （P91+P22） 對(duì)接接頭，為了防止P91 鋼與具有P22 鋼成分焊縫界面處碳遷移層在運(yùn)行應(yīng)力和應(yīng)力集中作用下形成裂紋， 并導(dǎo)致接頭早期失效 （如圖14 和圖15 所示）， 可以采用帶有錐度的過(guò)渡管與兩個(gè)壁厚不同的P91 鋼和P22 鋼連接接頭設(shè)計(jì)方案 （如圖20

所示）。 將接頭脫碳層部位轉(zhuǎn)移至低應(yīng)力區(qū)， 并降低接頭應(yīng)力集中。 其中， 接頭Ⅰ的焊縫金屬與兩側(cè)母材成分接近， 界面處的碳遷移不明顯。 在接頭Ⅱ， 兩個(gè)界面的脫碳層均被置于較厚管壁部位， 其工作應(yīng)力至少低了50%，焊縫表面焊趾處應(yīng)力集中傾向很小， 從而防止了脫碳層裂紋的形成， 獲得了較高的接頭蠕變斷裂強(qiáng)度。

近日，一位名叫唐靜的家政員拿到了由長(zhǎng)沙銀行頒發(fā)的誠(chéng)信家政注冊(cè)卡，成為湖南省首位誠(chéng)信注冊(cè)制家政員。這標(biāo)志著“湖南·長(zhǎng)沙家庭服務(wù)誠(chéng)信平臺(tái)”正式上線，今后，長(zhǎng)沙市民可通過(guò)此平臺(tái)進(jìn)行家政預(yù)約、誠(chéng)信查詢、家政服務(wù)溯源、實(shí)時(shí)評(píng)價(jià)家政服務(wù)質(zhì)量等。

綜上可以看出， 焊縫成分控制法是接頭界面組織控制或改善的必要前提條件， 而脫碳層組織部位轉(zhuǎn)移法雖然不能直接改變或改善碳遷移層組織形態(tài)， 但通過(guò)轉(zhuǎn)移脫碳層組織部位， 能有效防止裂紋發(fā)生， 提高接頭的蠕變斷裂強(qiáng)度， 亦是保證接頭安全運(yùn)行較為有效的工藝措施之一。

5 結(jié) 論

（1） 在焊后熱處理或運(yùn)行溫度下的鐵素體鋼DMWs 接頭的界面組織中， 除了焊縫區(qū)和HAZ 的不均勻組織之外， 通常會(huì)形成由粗大的鐵素體晶粒所組成的脫碳層和碳化物強(qiáng)化組織的增碳層。

（2） 在鐵素體鋼DMWs 接頭界面組織影響因素中， 焊縫金屬的化學(xué)成分有重要影響； 焊后熱處理規(guī)范 （溫度和時(shí)間） 及工作溫度下運(yùn)行時(shí)間的影響很突出； 焊接工藝參數(shù)的影響亦不可忽略。

（3） 異種鋼焊接接頭界面處顯微硬度分布與碳元素分布形態(tài)相對(duì)應(yīng)， 接頭脫碳層裂紋的產(chǎn)生、 異種鋼接頭試件室溫下靜態(tài)拉伸力學(xué)性能及試件斷裂部位均與高溫運(yùn)行試件不同， 以及隨Larson Miller 參數(shù)增大、 接頭的蠕變強(qiáng)度下降等不利影響， 均為異種鋼接頭界面碳擴(kuò)散行為所導(dǎo)致。

宮頸是女性生上生殖道的重要防線，可有效阻止下生殖道病原體感染上生殖道，但由于宮頸管單層柱狀上皮抗感染能力較差，在受到性交、手術(shù)、分娩、流產(chǎn)等機(jī)械性受損后，容易發(fā)生感染[2-4]。宮頸炎又分為急性和慢性兩種，若急性宮頸炎為能得到及時(shí)有效的治療可演變?yōu)槁詫m頸炎而慢性宮頸炎與宮頸癌有著密切的關(guān)系，故在臨床中應(yīng)積極對(duì)宮頸炎進(jìn)行防治。通?；颊弑淮_診為宮頸炎后會(huì)容易產(chǎn)生消極情緒，病情是否嚴(yán)重等情況，使得患者情緒多變，偏執(zhí)、抑郁等情況發(fā)生，極大降低了治療的依從性，使得治療效果受到影響[5-6]。

（4） 焊縫成分控制法是接頭界面組織控制或改善的必要前提條件， 而組織部位轉(zhuǎn)移法能有效防止裂紋發(fā)生， 亦是保證接頭安全運(yùn)行的重要工藝措施之一。

[1] 李克儉，李曉剛，張宇，等. 異種金屬焊接接頭微觀組織演化及高溫失效機(jī)理綜述[J]. 電焊機(jī)，2020，50（9）：17-43.

[2] MAYR P. Evolution of microstructure and mechanical properties of the heat affected zone in B-containing 9% chromium steels[D]. Graz，Austria：Graz University of Technology，2007.

[3] 孫咸，王紅鴻. 新型耐熱鋼P(yáng)91 焊縫金屬中的馬氏體[J].焊接，2010（4）：7-12，69.

[4] XU X.Microstructural evolution and creep damage accumulation in grade 92 steel welds for steam pipe applications[D].Loughborough，UK：Loughborough University，2016.

[5] 賈欣，朱曉林，錢玲，等. P22 鋼管焊接接頭的組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能[J]. 鋼管，2017，46（4）：23-27.

[6] ELSALAM E，ELMAHALLAWI I，ELKOUSSY M R. Influence of heat input and post-weld heat treatment on boiler steel P91 （9Cr-1Mo-V-Nb） weld joints Part 1-Microstructure[J]. International Heat Treatment and Surface Engineering，2013，7（1）：23-31.

[7] KOZESCHNIK E，POLT P，BRETT S，et al. Dissimilar 2.25Cr/9Cr and 2Cr/0.5CrMoV steel welds:part 1:characterisation of weld zone and numerical simulation[J].Science and Technology of Welding and Joining，2002，7（2）：63-68.

[8] KOZESCHNIK E， POLT P， BRETT S， et al. Dissimilar 2.25Cr/9Cr and 2Cr/0.5CrMoV steel welds:part 2:identification of precipitates[J]. Science and Technology of Welding and Joining，2002，7（2）：69-76.

[9] LUNDIN C D，KHAN K K，YANG D. Effect of carbon migration in Cr-Mo weldments on metallurgical structure and mechanical properties[J]. Welding Research Council Bulletin，1995（407）:1-49.

[10] 倪瑞澄，朱逢吾. 關(guān)于異種鋼焊接接頭的碳遷移問(wèn)題[J].金屬學(xué)報(bào)，1978，14（1）：96-106.

[11] EPRI. Review of fabrication and in-service performance of a grade 91 header[R]. Palo Alto（CA）: EPRI，2013：3002001831.

[12] 劉霞，蔡志鵬. 9%Cr-2.25%Cr 異種鋼焊接接頭碳遷移行為研究[J]. 熱力透平，2018，47（1）：24-28.

[13] SPOPUSEK J，F(xiàn)ORET R. More sophisticated thermodynamic designs of welds between dissimilar steels[J].Science and Technology of Welding and Joining，2008，13（1）：17-24.

[14] SUDHA C，TERRANCE A L，ALBERT S K，et al.Systematic study of formation of soft and hard zones in the dissimilar weldments of Cr-Mo steels[J]. Journal of Nuclear Materials，2002，302（4）：193-205.

[15] NEMOTO T， SASAKI R， HATAYA H. Carbon Migration in Dissimilar Welded Joint[J]. Journal of the Japan Welding Society，1963，32（3）：205-212.

[16] 鄭云蔚，蔡克鵬，何雨晨，等. 異種鋼窄間隙焊母材熔合比對(duì)碳遷移現(xiàn)象影響研究[J]. 機(jī)械工程學(xué)報(bào)，2016，52（12）：74-80.

[17] BUCHMAYR B， CERJAK H， WITMER M， et al.Carbon diffusion and microstructure in dissimilar Cr-Mo-V-welds and their influence on the mechanical properties[C]//Proceedings of the Second International Conference on Trends in Welding Research. [S.l.]：ASM International，1990：237-242.

[18] FISHBURN J D， HENRY J F. A failure of a circumferentially welded joint in a main steam line:causes and implications[R]. [S.l.]：EPRI welding and Repair Technology Conference，2006.

[19] 顏景梅，邵靖利，蒙樂(lè)勤. 電站用P91 與10CrMo910異種鋼焊接工藝研究[J]. 管道技術(shù)與設(shè)備，2005（1）：28-30.

[20] JANDOVA D，KASL J，KANTA V. Creep resistance of similar and dissimilar weld joints of P91 steel [J].Materials at High Temperature，2006，23（3-4）：165-170.

[21] National Institute for Materials Science. Data sheets on the elevated-temperature properties of 2.25Cr-1Mo steel for boiler and heat exchanger seamless tubes （STBA 24）.Creep data sheet No.3B[Z].Tsukuba，Japan，1986.

[22] 楊富，張應(yīng)霖，任永寧，等. 新型耐熱鋼焊接[M]. 北京：中國(guó)電力出版社，2006.

[23] SELIGER P，THOMAS A. High temperature behaviour of similar and dissimilar welded components of steel grade P22 and P91[R]. Porto，Portugal：5th International Conference on Mechanics and Materials in Design，2006.