長(zhǎng)期服役P91鋼蒸汽管道焊接接頭顯微組織及力學(xué)性能研究

田成川,趙海*,田妮,劉楊,酈曉慧,王巍麟

（1.華電電力科學(xué)研究院有限公司東北分院，遼寧 沈陽(yáng) 110819；2.東北大學(xué)材料各向異性與織構(gòu)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，遼寧 沈陽(yáng) 110819；3.華電電力科學(xué)研究院有限公司，浙江 杭州 310012）

19世紀(jì)80年代初，美國(guó)能源局在9Cr1Mo鋼的基礎(chǔ)上通過(guò)添加微合金化元素V和Nb并控制鋼中N的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，獲得了一種兼具優(yōu)異力學(xué)性能和良好焊接性能的鋼種，即P91鋼［1-3］。該鋼種在研制成功后的短短幾年時(shí)間里，就得到美國(guó)標(biāo)準(zhǔn)ASTM和ASME的高度認(rèn)可［4］。我國(guó)從1987年開(kāi)始引進(jìn)P91鋼，距今已有30多年歷史，目前已完全實(shí)現(xiàn)國(guó)產(chǎn)化。由于該鋼種具有較低的熱膨脹系數(shù)、良好的導(dǎo)熱性和優(yōu)異的高溫持久強(qiáng)度，因此在眾多大型電站的發(fā)電機(jī)組和蒸汽管道等關(guān)鍵核心部位得到廣泛應(yīng)用［5-7］。

P91鋼是典型的馬氏體耐熱鋼，經(jīng)正火和回火熱處理后得到回火馬氏體組織［8］，同時(shí)在原奧氏體晶界和馬氏體板條邊界處析出細(xì)小彌散的碳化物顆粒以釘扎晶界與亞晶界，從而達(dá)到穩(wěn)定馬氏體結(jié)構(gòu)的目的［9-10］。許多學(xué)者通過(guò)大量研究證明，耐熱鋼蒸汽管道母材在長(zhǎng)期高溫服役過(guò)程中，碳化物在外應(yīng)力作用下不斷發(fā)生粗化，晶界、亞晶界和位錯(cuò)的釘扎效果逐漸減弱，使顯微組織出現(xiàn)明顯老化，進(jìn)而造成力學(xué)性能的快速退化［11-14］。然而，前人的研究多關(guān)注于長(zhǎng)期服役對(duì)耐熱鋼蒸汽管道母材的作用，但在長(zhǎng)期服役對(duì)耐熱鋼蒸汽管道焊接接頭各部位的顯微組織和力學(xué)性能的影響機(jī)制方面缺乏系統(tǒng)研究。

長(zhǎng)期以來(lái)，硬度檢測(cè)技術(shù)在判斷大型電站蒸汽管道服役安全壽命方面一直發(fā)揮著重要作用［15］。通常采用布氏硬度計(jì)或便攜式里氏硬度計(jì)測(cè)定蒸汽管道焊接接頭母材（BM）、熱影響區(qū)（HAZ）和焊縫（WZ）等各部位的硬度，以判定焊接接頭各部位的顯微組織的老化程度和強(qiáng)度等級(jí)［16-17］。布氏硬度計(jì)體積較大不便于攜帶，所以現(xiàn)場(chǎng)實(shí)際多使用便攜式里氏硬度計(jì)測(cè)定蒸汽管道焊接接頭各部位的硬度［18］。盡管硬度測(cè)試在一定程度上可有效判定焊接接頭顯微組織明顯老化部位的服役安全壽命，但對(duì)于硬度變化并不顯著的接頭其它部位的判定卻顯無(wú)力，其可行性也有待進(jìn)一步探討。

基于上述分析，本研究從國(guó)內(nèi)某大型電站未服役的P91鋼蒸汽管道母材（NBM）和服役74 000 h的P91鋼蒸汽管道焊接接頭各部位進(jìn)行取材，利用金相顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、里氏硬度計(jì)、室溫和高溫拉伸試驗(yàn)機(jī)對(duì)NBM、BM、HAZ和WZ的顯微組織、碳化物、硬度、室溫和高溫拉伸性能進(jìn)行系統(tǒng)研究，探究長(zhǎng)期服役對(duì)P91鋼蒸汽管道焊接接頭各部位顯微組織和力學(xué)性能的影響機(jī)制。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

國(guó)內(nèi)某大型電站服役P91鋼蒸汽管道焊接接頭已在額定溫度為541℃、額定壓力為17.47 MPa的環(huán)境中累計(jì)運(yùn)行近74 000 h，其宏觀形貌如圖1所示。從圖1可見(jiàn)，接頭區(qū)域由BM、HAZ和WZ三部分組成。

圖1 P91鋼蒸汽管道焊接接頭宏觀形貌Figure 1 Macro-morphology of P91 steel steam pipe welded joint

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

使用Equotip Bambino 2型里氏硬度計(jì)測(cè)定NBM、BM、HAZ和WZ的硬度，并從他們處分別切取金相試樣及室溫和高溫拉伸試樣。對(duì)于金相試樣，首先在5%的硝酸酒精溶液腐蝕15 s，之后采用Olympus GX71型金相顯微鏡觀察顯微組織。對(duì)于拉伸試樣，利用AG-X100kN型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)，以4 mm·min-1的拉伸速率檢測(cè)各室溫拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率；采用AGXPLUS100kN型電子萬(wàn)能材料試驗(yàn)機(jī)，在545℃的溫度下以4 mm·min-1的拉伸速率檢測(cè)各高溫拉伸試樣的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率。

首先使用JXA-8530F型掃描電鏡觀察室溫和高溫拉伸斷口形貌，隨后從拉伸試樣平行段切取圓形薄片，經(jīng)機(jī)械研磨后通過(guò)電解雙噴（雙噴液為7%的高氯酸酒精溶液，電壓為10—15 mV，電流為50—60 mA）制備透射試樣，最后采用JEM-2100F型透射電鏡觀察碳化物。

2 結(jié)果與討論

2.1 顯微組織分析

采用金相顯微鏡觀察NBM、BM、HAZ和WZ的顯微組織，結(jié)果如圖2所示。從圖2可以看出，P91鋼蒸汽管道焊接接頭各部位經(jīng)長(zhǎng)期服役后，其組織結(jié)構(gòu)特征未發(fā)生改變，仍為回火馬氏體組織。NBM（圖2（a））的馬氏體晶粒細(xì)小且均勻，與NBM相比，接頭BM（圖2（b））經(jīng)長(zhǎng)期服役后其馬氏體板條未見(jiàn)明顯粗化，馬氏體晶粒同樣細(xì)小均勻，然而B(niǎo)M處隨機(jī)分布于晶界和晶內(nèi)的碳化物數(shù)量卻顯著增加。WZ（圖2（d））的馬氏體晶粒尺寸較BM也未見(jiàn)明顯變化。相比于BM和WZ，HAZ（圖2（c））的馬氏體晶粒尺寸明顯增大，其均勻程度也有所下降。綜合來(lái)看，P91蒸汽管道焊接接頭經(jīng)過(guò)長(zhǎng)期的在高溫高壓環(huán)境中服役后，BM和WZ的顯微組織均未表現(xiàn)出明顯的老化跡象，而HAZ的顯微組織老化較為嚴(yán)重。

圖2 金相顯微組織Figure 2 Metallographic microstructure

利用透射電鏡觀察NBM、BM、HAZ和WZ的碳化物，結(jié)果如圖3所示。從圖3可見(jiàn)：NBM的碳化物尺寸較小，呈橢球狀多分布在晶內(nèi)，這是由于P91鋼蒸汽管道焊接接頭長(zhǎng)期在高溫高壓的環(huán)境中服役，各部位的碳化物出現(xiàn)不同程度的變化；相比于NBM，BM的碳化物同樣在晶界和晶內(nèi)均有分布，數(shù)量未見(jiàn)顯著變化，尺寸略有增加但其變化幅度不大；WZ的碳化物特征與BM較為相似，碳化物數(shù)量和分布較NBM同樣未見(jiàn)顯著變化，尺寸也略微增大；HAZ的碳化物數(shù)量多于BM和WZ，且該部位的碳化物沿著馬氏體板條邊界連續(xù)析出分布，這是由于焊接過(guò)程中HAZ遭受?chē)?yán)重的高溫?zé)嵫h(huán)回火所致［19-20］。從圖3還可以看出，P91鋼蒸汽管道焊接接頭長(zhǎng)期在高溫高壓的環(huán)境下服役后，BM和HAZ的位錯(cuò)密度出現(xiàn)不同程度的減小，其中HAZ的位錯(cuò)密度變化程度更大。

圖3 透射電鏡形貌Figure 3 TEM morphology

2.2 力學(xué)性能分析

2.2.1 硬度分析

利用便攜式里氏硬度計(jì)檢測(cè)NBM的硬度，發(fā)現(xiàn)其硬度值在465—475 HL的范圍內(nèi)波動(dòng)。采用相同方式對(duì)服役P91鋼蒸汽管道焊接接頭各部位的硬度進(jìn)行檢測(cè)，結(jié)果如圖4所示。從圖4可見(jiàn)：WZ和HAZ的硬度基本接近，穩(wěn)定在460—470 HL的范圍內(nèi)，與NBM相比，這兩個(gè)部位的硬度值沒(méi)有發(fā)生變化，說(shuō)明長(zhǎng)期的高溫高壓服役未對(duì)WZ和HAZ的硬度產(chǎn)生影響；相比于NBM，BM的硬度值略有增大，但其變化幅度很小。綜合看來(lái)，NBM、BM、HAZ和WZ四個(gè)部位的硬度值較為接近，未表現(xiàn)出明顯的變化趨勢(shì)。

圖4 服役P91鋼蒸汽管道焊接接頭的硬度分布Figure 4 Hardness distribution of service P91 steel steam pipe welded joint

2.2.2 拉伸性能

圖5為NBM、BM、HAZ和WZ的室溫拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果。從圖5可以看出：BM的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度與NBM較為接近，未見(jiàn)明顯變化；與NBM相比，HAZ的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度分別下降了11.4%和14.3%；相比于NBM，WZ的抗拉強(qiáng)度及屈服強(qiáng)度出現(xiàn)上升趨勢(shì)，分別增大了4.1%和9.0%；NBM、BM、HAZ和WZ四個(gè)部位的延伸率較為接近，變化幅度均不大。

圖5 NBM、BM、HAZ和WZ的室溫拉伸性能Figure 5 Room temperature tensile properties of NBM，BM，HAZ，and WZ

圖6為NBM、BM、HAZ和WZ的高溫拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果。從圖6可見(jiàn)，BM和NBM的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度較為接近，與NBM相比，HAZ的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均有所降低，WZ的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度卻明顯提升且分別增大了87和93 MPa。

圖6 NBM、BM、HAZ和WZ的高溫拉伸性能Figure 6 Elevated temperature tensile properties of NBM，BM，HAZ，and WZ

通過(guò)對(duì)比發(fā)現(xiàn)，服役P91鋼蒸汽管道焊接接頭各部位的室溫和高溫拉伸性能呈現(xiàn)相同的變化規(guī)律，與NBM的室溫和高溫拉伸性能相比，BM的拉伸性能均未表現(xiàn)出明顯變化，HAZ的拉伸性能均明顯降低，WZ的拉伸性能均呈上升趨勢(shì)。尤力等［21］研究了服役78 000 h的T91/G102異種鋼焊接接頭力學(xué)性能發(fā)現(xiàn)，對(duì)于T91鋼一側(cè)，各部位硬度和強(qiáng)度均呈現(xiàn)明顯退化跡象，說(shuō)明該服役時(shí)長(zhǎng)下可通過(guò)硬度判定強(qiáng)度的波動(dòng)及退化。王長(zhǎng)才等［22］研究表明，對(duì)于服役6 a的P91鋼管焊接接頭，其各部位硬度基本一致，而強(qiáng)度出現(xiàn)一定程度惡化，說(shuō)明該服役時(shí)長(zhǎng)下不能通過(guò)硬度判定強(qiáng)度的波動(dòng)和退化。在本研究中，NBM、BM、HAZ和WZ部位的硬度基本一致，而HAZ的強(qiáng)度低于NBM、BM和WZ。由此可見(jiàn)，對(duì)于服役時(shí)間低于74 000 h、顯微組織未見(jiàn)顯著變化的P91鋼蒸汽管道焊接接頭，硬度測(cè)試不能用于判定接頭各部位室溫和高溫拉伸性能波動(dòng)及退化。

2.3 拉伸斷裂特征分析

采用掃描電鏡觀察NBM、BM、HAZ和WZ的室溫拉伸斷口形貌，其結(jié)果如圖7所示。從圖7（a）可見(jiàn)，NBM的斷裂面全部由韌窩組成，韌窩大而深，并且不均勻，其斷裂模式為韌窩斷裂。從圖7（b）和圖7（c）可見(jiàn)，P91鋼蒸汽管道焊接接頭經(jīng)長(zhǎng)期服役后，BM和HAZ的拉伸斷裂模式由韌窩斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩和準(zhǔn)解理復(fù)合斷裂，二者的斷裂面均由韌窩和準(zhǔn)解理組成，不同之處在于HAZ的斷裂面上可以清楚地看到大量二次裂紋，說(shuō)明HAZ的基體強(qiáng)度表現(xiàn)出明顯下降。從圖7（d）可見(jiàn)，相比于BM和HAZ，WZ的斷裂模式未發(fā)生轉(zhuǎn)變，仍為韌窩斷裂，此處的韌窩尺寸較小且比較均勻。

圖7 室溫拉伸斷口形貌Figure 7 Tensile fracture morphology at room temperature

圖8為NBM、BM、HAZ和WZ的高溫拉伸斷口形貌。從圖8（a）可見(jiàn)，NBM的拉裂面上都是韌窩，其斷裂模式均為韌窩斷裂。從圖8（b）和圖8（c）可見(jiàn)，相比于NBM，BM和HAZ的斷裂面上除韌窩外還存在部分準(zhǔn)解理，他們的斷裂模式為韌窩和準(zhǔn)解理復(fù)合斷裂，說(shuō)明長(zhǎng)期服役后的接頭BM和HAZ的斷裂模式由韌窩斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩和準(zhǔn)解理復(fù)合斷裂。從圖8（d）可見(jiàn)，相比于BM和HAZ，WZ的拉裂面上都是韌窩，說(shuō)明P91鋼蒸汽管道焊接接頭經(jīng)長(zhǎng)期服役后，WZ的斷裂形式未發(fā)生轉(zhuǎn)變，仍為韌窩斷裂。

圖8 高溫拉伸斷口形貌Figure 8 Tensile fracture morphology at elevated temperature

2.4 HAZ拉伸性能退化機(jī)理

綜上所述，相比于NBM，長(zhǎng)期服役P91鋼蒸汽管道焊接接頭BM和WZ的顯微組織未見(jiàn)老化，拉伸性能也沒(méi)有表現(xiàn)出退化趨勢(shì)，然而HAZ的顯微組織卻出現(xiàn)明顯老化，其拉伸性能也在硬度基本與NBM相似的情況下顯著退化。在P91鋼蒸汽管道建造過(guò)程中焊接產(chǎn)生的高溫?zé)嵫h(huán)回火，使HAZ區(qū)域的顯微組織相對(duì)于接頭其它區(qū)域已發(fā)生一定程度的老化［23］，主要體現(xiàn)在馬氏體晶粒和碳化物發(fā)生粗化，同時(shí)碳化物沿馬氏體板條界面連續(xù)析出。馬氏體板條粗化使位錯(cuò)密度大幅減小，導(dǎo)致位錯(cuò)強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)值下降，進(jìn)而造成拉伸性能顯著退化［24-25］。碳化物在高溫?zé)嵫h(huán)回火的作用下沿馬氏體板條界面快速析出并長(zhǎng)大，析出強(qiáng)化對(duì)強(qiáng)度的作用效果減弱，而且碳化物在馬氏體板條界面析出并長(zhǎng)大的過(guò)程中要消耗馬氏體晶粒內(nèi)部的Cr、Mo、Fe等固溶元素，使固溶強(qiáng)化作用降低［26-28］。盡管HAZ焊后檢驗(yàn)合格，但長(zhǎng)時(shí)間在高溫高壓的環(huán)境中服役使其顯微組織老化加重，拉伸性能快速退化，成為P91鋼蒸汽管道的最薄弱部位。

3 結(jié)論

（1）對(duì)于服役時(shí)間不超過(guò)74 000 h、顯微組織老化不明顯的P91鋼蒸汽管道焊接接頭，硬度測(cè)試無(wú)法有效判斷接頭各部位室溫和高溫拉伸性能的波動(dòng)及退化。

（2）P91鋼蒸汽管道焊接接頭經(jīng)74 000 h服役后，各部位硬度與NBM硬度較為接近，沒(méi)有表現(xiàn)出明顯變化。BM和WZ的室溫和高溫拉伸性能均未見(jiàn)明顯退化，而HAZ的室溫和高溫拉伸性能卻顯著退化，其拉伸斷裂模式由韌窩斷裂轉(zhuǎn)變?yōu)轫g窩和準(zhǔn)解理復(fù)合斷裂，同時(shí)在其斷裂面上可清晰看到大量二次裂紋。

（3）焊接過(guò)程中的高溫?zé)嵫h(huán)回火使HAZ的馬氏體板條和碳化物發(fā)生粗化，且碳化物沿馬氏體板條界面連續(xù)析出，對(duì)HAZ的室溫和高溫拉伸性能造成一定程度傷害。長(zhǎng)期在高溫高壓的環(huán)境中服役，使本已老化的HAZ顯微組織進(jìn)一步退化，造成了室溫和高溫拉伸性能顯著下降。