火电机组高端锅炉耐热钢特点和国产化进程

第一篇：火电机组高端锅炉耐热钢特点和国产化进程

火电机组高端锅炉耐热钢特点和国产化进程

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本帖被 ez-wzx 执行锁定操作(2010-02-15)1 火电机组选材

我国火电机组的生产制造主要是超超临界和超临界机组，亚临界机组的比例很小，今后发展超超临界的比例将要超过超临界机组。

在超临界机组中高端用耐热钢主要是T91/P91、TP347H、TP347HFG。在超超临界机组中高端用耐热钢主要是T92/P92、T91/P91、T122/P122、TP347HFG、Super304H、HR3C以及XA704、NF709R。目前国内建造中紧缺的是P91、T92/P92、TP347HFG、Super304H和HR3C，其中T91/P91、T92、TP347HFG和Super304H国内已经供货，P92和HR3C全部依赖进口，供不应求，价格昂贵。2 高端锅炉耐热钢的特点

铁素体钢主要集中在T91/P91、T92/P92、T122/P122，都是马氏体钢，国际上习惯称为铁素体钢。共同的特点是含Cr量在9%～12%Cr，加入W、Mo固溶强化元素和少量析出强化元素，如Nb、V、N、B以及Cu。以下介绍几种耐热钢的主要特点。2.1 T91/P91钢

1）T91/P91钢的强化

主要依靠M23C6析出相的强化，其次是MX相强化和Mo的固溶强化，在高温长时使用后会析出σ相，当σ相在<2级且弥散分布时对强度有贡献，当σ相长大后就失去了强化作用，同时在σ相周围区域贫Cr。在高温长时运行后M23C6会发生粗化（即长大）使持久强度下降，MX相是一个比较稳定的相，对长时持久强度贡献大，日本学者Abe和欧洲的研究表明，在几万小时后可能发生MX→Z相转变，即若干个MX相聚集成Z相而使强度逐渐下降。T91/P91钢中马氏体板条对强度有明显影响，涉及到板条束的尺寸和板条中的亚结构。T91/P91钢在国内外使用表明，组织稳定，基本满足使用需求。2）钢中Cr量的控制

应当引起重视的是钢中Cr的含量，标准是8.0％～9.5%，而生产厂往往在冶炼中把Cr的含量控制在下限，即8.2％～ 8.3%，尤其是T91在炉内使用会发生管外表面腐蚀严重，对管内抗蒸汽腐蚀性能也不利。因此，用户在订货时需要与钢厂、钢管厂要求在中限以上，以保证T91/P91钢管高温长时的抗腐蚀性。3）T91/P91钢中Al、Ti含量的控制

Al在钢中会与钢中的氧结合成粒状Al2O3，与钢中的N结合成AlN。粒状Al2O3是夹杂物，对钢的强度和抗腐蚀性能不利，关键是AlN，AlN是尖角的不规则的脆性相，在应力条件下可能在尖角处由于应力集中而萌生裂纹，危害性大。Al2O3和AlN的生成都会降低钢的塑性性能。夹杂物与基体之间由于微电池效应会发生腐蚀现象，对钢不利。因此，在近几年来国际上重视钢中Al、Ti及Zr量的控制，在ASME 213M-07，ASME 213-08中都规定了Al≤0.02%，Ti≤0.01%，Zr≤0.01%。4）关于S、P、O含量的看法

在标准中S、P的规定是比较宽的，从日本进口的钢管和质保书看，控制是严的。S是有害元素，主要形成MnS夹杂，由于是塑性夹杂物，对热加工塑性变形影响不大，对钢的塑性性能影响也不大，但是，我们认为MnS夹杂在钢中的存在可以看作是微裂纹的存在，MnS的强度很低，在长时应力条件下会在这些薄弱区域发生微裂纹的发展，因此，会对钢的高温持久强度产生影响。S含量低，MnS的尺寸、数量、形态分布都会改善，条状的MnS变成点状不连续分布、数量减少，尺寸减少都会减少MnS的负面影响。从供货情况来看，日本进口钢管中S含量一般在0.003%以下，国产在0.006%以下，质量好。P含量高一般会影响热加工塑性，可能会影响焊缝的塑性，目前供货在0.020%以下，可以满足生产和使用。氧含量在标准中没有规定，日本进口管分析[O]在20～35ppm，国产在30～60ppm，有炉外精炼条件的特钢厂[O]一般在30～45ppm，[O]低必然会降低钢中氧化物夹杂的级别，改善氧化物夹杂的尺寸、数量、分布和形态，低的[O]会改善钢的性能，但是，会增加炼钢的成本。

5）关于δ-铁素体

T91/P91钢的Cr当量不高，T91钢管中一般不出现δ-铁素体，在大口径厚壁的P91钢管中由于成分偏析和热加工等原因往往会出现δ-铁素体，对钢的持久强度会有不利影响。因此，要求钢的冶炼中使成分均匀化，尤其是浇注成钢锭，要求钢锭中不发生偏析，最好进行高温扩散退火。2.2 T92/P92钢

1）T92/P92钢的强化：

T92/P92钢是在T91/P91钢基础上发展的，是日本新日铁钢铁公司神原瑞夫和小田克朗在1987年研制成功，即NF616。钢中加入1.50％～2.00%W，把Mo量由0.85～1.05%降到0.30％～0.60%，采用W-Mo复合强化，W+Mo的总量达到1.80％～2.60%，超过T/P91的一倍，同时加入0.001％～ 0.006%B，目的是提高钢的高温持久强度。

T92/P92钢主要依靠M23C6及Laves相（AB2）的强化，其次是MX相强化和固溶强化以及B对晶界的强化。由于B元素加入M23C6相中会抑制M23C6的长大，即在高温下T92/P92中的M23C6长大速度低于T91/P91钢中M23C6的长大速度，即粗化的程度减弱，可以使钢的高温持久强度下降减缓。

T92/P92钢中加入约1.8% W在调质处理状态钢中就存在Laves相，最初的析出量比M23C6量要少很多，但在高温下析出速度快，增量大，在几千小时后的析出量与M23C6相当，成为主要强化相。MX相即（Nb,V）（C,N）相在高温下比M23C6和Laves相稳定，析出相增长不多，尺寸在纳米级，因此，对持久强度有明显贡献。固溶在固溶体中的W和Mo由于置换固溶而强化基体，固溶在固溶体中的N由于间隙引起晶格畸变也能使固溶体强化，T92/P92中的B还强化晶界。由于以上各方面的强化作用使得T92/P92比T91/P91的持久强度大幅度提高，普遍认为可用于620～650℃蒸汽参数机组。2）钢中Cr量控制

由于T92/P92钢的使用温度比T/P91钢高，抗蒸汽腐蚀和管外壁抗灰腐蚀的要求相应提高，因此希望Cr量控制在中限以上，甚至中上限为好，但在上限会出现δ-铁素体。3）关于δ铁素体

P92钢由于大口径厚壁，普遍存在δ-铁素体，日本住友公司控制水平高，可能出现δ-铁素体少。这是P92钢的一个重要问题，δ-铁素体的出现，必然降低钢的长时持久强度，要避免δ-铁素体的生成，难度比P91要大，原因是钢中Cr含量应当在中限-中上限，W+Mo总量比P91中高一倍，导致钢的Cr当量提高，这就要求炼钢的技术提高，保证钢锭中不发生偏析。我们认为P92钢中含Ni量需要放宽，比如≤0.60%，有利于降低Cr当量。大钢锭最好进行高温扩散退火，使钢中成分均匀。钢管的热加工温度必须严格控制，防止δ-铁素体的生成。

2.3 T122/P122 T122/P122钢是在T92/P92的基础上发展起来的，是日本住友公司伊势田敦朗在1991年研制成功的。为了提高抗腐蚀性能将Cr量由9%提高到11%，同时加入约1%Cu。1）T122/P122钢的强化

T122/P122钢中W含量由T92/P92的1.5％～2.0%提高到1.50％～2.50%，V含量由0.15％～0.25%提高到0.15％～ 0.30%，并加入1%Cu，除了T92/P92的固溶强化，M23C6相、Laves相、MX相强化并增加了纳米级的富Cu相强化。T122/P122钢的设计思想是增加W的固溶强化，增加V量提高MX相的析出，再加上富Cu相析出，达到比T92/P92更高的持久强度，实际上比T92/P92低，其原因之一可能是由于Laves相大量析出并长大而引起的。2）δ-铁素体

伊势田敦朗忽略了δ-铁素体的危害作用，由于Cr、W、V含量的增加导致钢的Cr当量高，增加1%Cu后仍然处于临界状态，在T122/P122中不同程度地存在δ-铁素体，虽然Ni的上限提高到≤0.50%，实际上δ-铁素体甚至多达30%以上，导致高温持久强度下降比T/P92低。从日本和欧洲电站使用情况表明，T122/P122的抗腐蚀性能较好，强度比T91/P91好，总的效果不如T92/P92，2007年ASME公布T122/P122持久强度比原先公布的下降27%，T92/P92钢下降15%，因此，目前设计中大多不采用T122/P122，目前在日本、欧洲以及我们都在T122/P122钢的基础上调整成分，目的是持久强度不低于T92/P92，而抗灰腐蚀性能提高以满足620～650℃蒸汽参数机组的需求。2.4 TP347H和TP347HFG TP347H和TP347HFG是在18-10奥氏体的基础上0.32％～1.0%Nb和0.06％～ 0.10%N，使钢的高温强度大幅度提高。1）钢的强化

主要是M23C6相的强化，其次是NbC相和MX相即Nb（C,N）的强化以及Nb的固溶强化。

2）钢的抗灰腐蚀性能

由于大幅度地提高Cr量，抗蒸汽腐蚀和抗灰腐蚀性能比铁素体钢大幅度提高。3）TP347HFG 通常称细晶347，由于细晶粒钢的抗蒸汽腐蚀性能明显提高，因此采用荒管在1200℃固溶，然后冷轧大变形加工使钢的晶粒碎化，在成品管再结晶温度进行固溶处理，使钢管保持在7级以上晶粒度。

4）关于TP347HFG持久强度高于TP347H的分析

1983年日本住友公司寺西洋志研制成功TP347HFG钢。

TP347H和TP347HGF的生产过程有不同，TP347HGF钢的生产为了获得细晶，在穿管后的管要经过1200～1250℃高温固溶，在这个过程中大块的一次NbC有很大部分溶解到固溶体中，钢管或是持久试样在高温长时过程中析出更多的二次细小弥散的NbC或是Nb（C,N）,因而导致TP347HFG钢比未经过高温固溶处理的TP347H具有更高的持久强度 5）TP347HFG生产工艺的意义

TP347HFG生产过程中采用1200～1250℃高温固溶处理的工艺，不仅提高了TP347H钢的强度和抗腐蚀性能，更重要的是为以后的Super304H、HR3C等奥氏体耐热钢管的生产提供了理论指导。

2.5 Super304H（S30432）

Super304H（S30432）钢是日本住友公司1991年椹木義淳与三菱公司合作研制成功，为超超临界机组的开发奠定了基础。该钢是在18-8的基础上吸收多元素复合强化理论研制成功的。

1）Super304H钢的强化特点

该钢在18-8的基础上添加Nb、Cu、N、B，主要是M23C6相的强化，其次是MX即Nb（C，N）相和富Cu相的强化，固溶Nb、N起到一定的固溶强化，B进入晶界使晶界得到强化。2）抗灰腐蚀性能

由于钢中含18%Cr，在> 650℃高温下使用时抗腐蚀性能显得不足，主要表现在抗蒸汽腐蚀和抗晶间腐蚀性能方面。

在欧洲，超超临界锅炉中采用Super304H钢管制作过热器管使用曾发生蒸汽腐蚀剂严重的现象。研究表明，管内壁经过喷丸处理，使表面50μ级厚度变成细晶，表层硬度也相应地提高，抗蒸汽腐蚀性能明显提高。在机理方面，有人认为晶粒细化后提高了晶内Cr量往晶界和内层表面的扩散速度，保证了管内壁表层中的Cr含量，因而提高了抗蒸汽腐蚀性能。目前国内已能大批量喷丸处理，成本较高。3）晶间腐蚀

关于晶间腐蚀，近年来用户提出供货钢管必须抗晶间腐蚀，是防止钢管在运行前发生晶间腐蚀而开裂。根据我们几年的研究，Super304H晶间腐蚀性能与成分和热处理工艺有关。晶间腐蚀的机理是晶界富集M23C6后导致晶界及邻近区域贫Cr，在650 ～700℃敏化处理后会产生晶间腐蚀。因此，生产Super304H炼钢中C、Nb含量必须控制，钢管固溶热处理后必须快冷。4）晶粒度

目前用户订货中要求≥7级。这种要求是基于抗蒸汽腐蚀要求，日本有学者认为≥8级晶粒度会使抗蒸汽腐蚀性能大幅度提高，可以不进行喷丸处理。3 高端锅炉耐热钢国产化的进程

T91/P91钢在80年后期随着美国CE公司超临界机组的进口而引进。90年代初我们开展了T91钢的研究并开始了国产化的进程，经过几年努力，研究院、钢厂、锅炉厂的紧密合作，宝钢、长钢生产的钢管都通过了评审，批量供应锅炉厂使用。

P91的进程较慢，由于炼钢和热加工条件的限制，直到目前我国还不能生产P91全部规格钢管，只能生产直径小于800mm的大口径、厚壁管。目前，武汉重型铸锻件公司、成都无缝钢管厂、北方重工集团、江苏扬州诚德钢管公司、天津钢管公司、河北宏润钢管公司能生产部分大口径钢管，大规格厚壁管仍然是从日本、欧洲、美国进口。国外进口管质量良莠不均，价格昂贵，工期不保，对锅炉厂制造和电站建设压力很大，由于原材料涨价太快，锅炉厂在销售机组后出现大幅度亏损。

T92/P92钢国产化工作，主要是从90年代末国内合作进行T92的研究和国产化工作的。2006年宝钢通过T92钢管评审后开始批量供货，供应锅炉厂热轧钢管。P92钢管国内正在试制阶段，现在全部依靠进口。进口管不同程度的存在δ-铁素体。

TP347H国内生产已有十年。TP347HFG国内也已经试制成功，宝钢、江苏宜兴钢管厂等厂家已批量供货。钢铁研究总院在1996年开始了Super304H钢的研究，2003年科技部下达863计划与宝钢、哈锅一起进行国产化研究和试制。通过十年来各单位共同努力，对钢的成分、热变形、热处理、晶间腐蚀，高温长时时效和高温持久试样的组织和相结构分析，通过钢厂设备改造和大生产的批量试制，终于获得了成功。2008年已有五家企业通过评审，现已大批量向锅炉厂供货，有宝钢、浙江久立特材科技公司、江苏武进钢管公司、江苏华新钢管公司、江苏宜兴精密钢管厂。

火电机组高端锅炉耐热钢的国产化工作已逐步展开,今后我国将增加研发力度，建立火电机组用钢性能数据库。纵观中国火电的迅速发展，展望未来，我们充满信心和希望

第二篇：43-超超临界机组锅炉新型耐热钢的焊接-51

超超临界机组锅炉新型耐热钢的焊接

范长信 张红军 董

雷 周荣灿

(西安热工研究院有限公司，陕西省 西安市 710032)

摘要：目前火电机组正在向着高参数大容量方向发展，蒸汽温度和压力进一步提高，为此开发采用了一些新型马氏体耐热钢和奥氏体耐热钢，这些钢的合金元素含量较以前的锅炉用钢较高，焊接性相比之下有所下降。本文主要介绍了超超临界机组锅炉用新钢种的焊接性、焊接接头的组织、力学性能和典型的失效方式。关键词：超超临界；锅炉；耐热钢；焊接性；性能

1前言

超超临界机组的出现，提高了机组的效率，减少了污染物的排放，是目前火电发展的必然趋势。蒸汽温度超过了600℃，蒸汽压力超过了25MPa，而且还在不断的升高，这有赖于新型耐热钢的不断发展。目前应用于超超临界机组过路的新型马氏体耐热钢有P91、P92（NF616）、E911、P122（HCM12A）等，奥氏体耐热钢有TH347HFG、Super304和HR3C等。这些钢的合金元素含量均大于10%，给焊接带来一定的困难[1-2]。

焊接接头的失效是电站高温承压部件失效的一种主要方式，常常具有早期失效的倾向。因此提高焊接接头的完整性对电站机组的安全运行是十分重要的。焊接接头的完整性主要是焊接接头的性能与母材相一致，表现在成分、组织、性能、结构的连续性。通常我们并不能够使接头的性能与母材完全一致，但是我们总是努力使其趋向一致。过去一般认为焊接接头中存在缺陷，但是现在大多数的高温焊接接头中均不存在影响使用安全性的宏观缺陷。取而代之的是焊接接头组织的不均匀性和由此引起的蠕变性能的不均匀性。与母材相比，焊接接头组织的不均匀将会使其存在强度或大或小、塑性或高或低的区域。这些组织不同的区域在使用过程中将会产生不同的蠕变速率，导致接头中应力的错配和早期失效。在未来电站和焊接接头的设计中，必须考虑焊接接头的性能，使其对电站安全性的危害最小化[3]。

超超临界机组锅炉中的一些新型耐热钢在国内是首次使用，对它们的焊接性能研究尚少，对其焊接接头性能的研究更是空白，应引起高度重视。本文主要介绍了超超临界锅炉用钢焊接接头的性能，对这些新型耐热钢进行了焊接性分析。

2超超临界机组锅炉用新型马氏体耐热钢的焊接

超超临界机组锅炉用新型马氏体耐热钢主要有T/P91、T/P92、E911和 T/P122等，常用于超超临界机组管道和过热器管上。这些钢由于Cr含量较高，在加工制造过程中容易产生δ铁素体。T/P91是在9Cr-1Mo钢基础上通过加入Nb、V、N等合金元素而形成的新型耐热钢，其使用温度小于585℃。T/P92和E911是在T/P91耐热钢基础上发展起来的新型耐热钢，其中T/P92是在T/P91的基础上通过加入1.5~2.0%W代替部分Mo元素，Mo元素含量下降到0.3~0.6%而形成，E911是在T/P91的基础上加入0.9~1.1%W而形成，它们的使用温度可升高到630℃。这些9%Cr钢具有良好的力学性能。T/P122是新型的12%Cr耐热钢，由于Cr含量的增大，在加工制造工程中更容易出现δ铁素体，通常加入1%的Cu来抑制这种有害组织的形成，这种钢的抗氧化性较好。马氏体钢的下一步发展是在这些钢的基础上加入Co、B等合金元素来进一步提高抗蠕变性能和抗氧化性能。虽然这些钢的抗蠕变和抗氧化性能较好，但

314 在实际工业生产过程中，如果没有合适的焊接工艺来保证，这些钢的优越性也难以发挥出来。2.1 新型马氏体耐热钢焊接性分析

新型马氏体耐热钢一般通过控轧控冷工艺制造，在焊接过程中，焊缝金属没有这种控轧控冷的机会，很难通过细晶强化和位错强化来改善焊接接头的性能，故焊接接头的性能和母材之间存在一定的差异。这些马氏体耐热钢焊接接头劣化的方式主要有： 2.1.1焊接接头的脆化

马氏体耐热钢焊接接头的脆化主要有粗晶组织引起的脆化和淬硬组织引起的脆化两种脆化方式。焊缝金属晶粒粗大是由于在焊接过程中，奥氏体化时间较长，晶粒长大速度较快，且在焊接过程中不像母材生产过程中有控轧控冷的机会形成的。故在焊接过程中应使用较低的焊接线能量。由于这些钢的合金元素含量较高，焊后冷却速度控制不当就会导致淬硬组织的形成，从而导致焊接接头的脆化。故可采取预热的方法来解决这一问题。2.1.2热影响区的软化

马氏体耐热钢的供货状态为正火＋回火，即调质处理。焊接时，在细晶热影响区和临界热影响区将会产生软化现象。造成这一现象的主要原因是焊接时，细晶热影响区的所经受的温度稍高于Ac3，临界热影响区所经受的温度在Ac1~Ac3之间，处于这一温度区间的金属发生部分奥氏体化，沉淀强化相在这一过程中不能够完全溶解在奥氏体中，在随后的热过程中未溶解的沉淀相发生粗化，造成这一区域的强度降低。软化对短时高温拉伸强度影响不大，但降低持久强度，长期高温运行后，在软化区常常会产生Ⅳ型裂纹。焊接线能量、预热温度对软化带影响较大，焊接线能量大预热温度高，软化区宽。所以，焊接线能量不宜大，预热温度不能高，软化区宽度越窄，其拘束强化作用越强，软化带的影响越小。2.1.3焊接冷裂纹

冷裂纹是在焊后冷却过程中在Ms点以下或更低的温度范围内形成的一种裂纹，又称延迟裂纹。产生这种裂纹的三要素为淬硬组织、氢元素和应力。马氏体耐热钢焊接冷却过程控制不当往往形成淬硬组织，这一组织会导致裂纹的形成。焊接过程中氢主要来源于母材和焊条，氢的含量越高越易聚集形成裂纹，制造、安装中一般选用低氢型焊条且制订了严格的烘培和保温工艺就是这个原因。拉应力也是产生冷裂纹的一个主要因素，在焊接过程中应尽量减少拘束度，防止产生较大的拘束应力。

理想的焊接工艺是采用适当的工艺措施保证在焊接过程中不产生裂纹，减少脆化、软化等问题，同时还要保证全马氏体组织的形成，满足焊接接头的质量要求。2.2 新型马氏体耐热钢焊接接头的化学成分

新型马氏体耐热钢的焊接所选用的焊接材料一般是与之匹配的焊接材料。下面简要地阐述一下这些钢焊接接头的化学成分。2.2.1 T/P91钢[5]

对于T/P91钢，为保证焊接接头足够的韧性，应对焊接接头中的合金元素含量进行控制。Nb元素对冲击韧性的影响较大，焊接接头中Nb的含量一般不低于0.04%，Nb的含量设计为0.04~0.07%。Ni能够有效改善焊接接头的冲击韧性，对Ni含量的适当控制是有益的，这是由于以下两个方面的原因决定的。第一、它降低了Ac1点，使得Ac1与PWHT（焊后热处理）温度接近，改善了回火性能。第二、它减少了δ铁素体形成的倾向，δ铁素体的存在对焊接

[4]

315 接头的性能是不利的。可是当Ni含量＞1%时，这种元素将会产生一定的副作用，它使得Ac1降低幅度较大，PWHT温度超过了Ac1，PWHT时，发生奥氏体化，在随后的冷却过程中形成未回火的马氏体组织。长期服役过程中，过量的Ni还会改变沉淀相的变化发展过程，恶化蠕变性能，故Ni的含量一般控制在0.4~1.0%。V、C、N等对焊缝金属韧性的影响不大。Mn含量较母材为高，主要目的是为了脱氧，保证形成合适的焊缝金属。可是一些专家认为Mn+Ni的含量最大不超过1.5%，以防止它们过多降低Ac1。在这个限制条件下，为保证脱氧Mn含量较高，Ni的含量可减少到0.5%。Si也是一种有效的脱氧剂，与Cr共同作用可提高这种钢的抗氧化性。尽管有一些规范规定焊缝金属的Si含量和P91母材一致，但降低Si的含量有助于韧性的改善，在这一点上，AWS规定焊材中Si的含量不高于0.30%，低于母材中Si的含量。2.2.2 T/P92钢[6-7]

T/P92马氏体钢的韧性水平较T/P91低，蠕变强度较高，对于它们的填充金属一般要求SMAW、SAW焊接时要保证室温冲击韧性CVN＞41J。试验已经证明，使用和T/P92相同化学成分的焊材将会导致焊接接头韧性和蠕变强度的降低，尤其对SAW，这种情况更为严重。这样以来必须对每种合金元素的作用以及合金元素之间的相互作用进行研究，以确定合适的焊材成分，同时最为重要的是对N、Ni、Mn、Co和B含量进行优化。C、N化合物的形成以及元素B对蠕变断裂强度有着重要的影响，它们的加入增加了材料的屈服强度和抗拉强度，但降低了塑性和韧性。Mn和Ni对强度的影响不大，但是，Mn和Ni的含量超过基体金属的上限能够显著改善焊接接头的韧性，同时降低Ac1，一般它们的极限值由Ac1来确定。Mn和Ni的含量一般＜1.5%，同时可以用Co来代替部分Ni。为了避免δ铁素体的生成，应适当控制W的含量。B能够提高蠕变强度，但降低焊接接头的韧性，成分含量应控制在基体金属下限左右。V、Nb、Co对韧性不利，同时易导致热裂纹，因此其含量也应控制在下限左右。除了这些元素的影响，也应考虑Ti、Al氮化物的影响。2.2.3 E911和T/P122钢[5]

E911钢的化学成分和T/P92钢相似，其焊接接头化学成分的分析可参照T/P92钢的成分分析。对于T/P122钢，由于其合金元素含量较高，焊接时，容易在焊接接头中产生δ铁素体。这两种钢焊接接头成分的分析均可借鉴T/P91钢和T/P92钢的分析方法。Nb元素对冲击韧性的影响较大，Ni对冲击韧性的改善有利，但同时Ni还降低Ac1，故其含量不易太大。Mn和Si是有效的脱氧剂，合适的含量对于改善焊接接头的性能有利。2.3 新型马氏体耐热钢焊接接头的组织

这些新型马氏体耐热钢顾名思义可知其组织包括焊接接头的组织均为马氏体。焊接接头是一个不均匀体，对于不同的区域，因经历的热过程不同，导致微观组织不同，例如马氏体板条的位向、大小、原奥氏体晶粒度、碳化物的类型、形状、分布等在BM、HAZ、WM的分布有或大或小的差异，当然其力学性能也有区别，如WM和BM的硬度、强度高于FG、ICHAZ，长期运行容易在FG、ICHAZ形成IV型损伤等。下面以T/P92钢为例介绍一下这种马氏体耐热钢焊接接头的组织。

图1给出了T/P92焊接接头的宏观和微观组织形貌。宏观形貌为均匀的多层焊缝金属和回火的HAZ组成，HAZ宽度为2~3mm。

图2给出了T/P92焊接接头焊缝金属的TEM像，可以看出在焊态下，组织为典型的回火

[8]

316 马氏体＋M23C6颗粒在原奥氏体晶界和亚晶界处的弥散分布，偶尔可以看到岛状的δ铁素体，这种δ铁素体处在M23C6颗粒的包围之中。PWHT后，组织发生了相当大的回复，但马氏体结构和M23C6颗粒在焊缝晶界的分布清晰可见，如图2b所示。

在T/P92焊接接头的细晶热影响区（FGHAZ），焊态下，发现了薄弱的回火马氏体组织，马氏体板条不清晰，M23C6颗粒的分布也不够均匀，如图3a所示。PWHT后可以观察到亚晶以及低密度位错的存在，其中部分亚晶已发生了多边化，如图3b所示。

图1 P92焊接接头在PWHT后的宏观和微观组织形貌

2.4 新型马氏体耐热钢焊接接头的力学性能

T/P91、T/P92（NF616）、E911、T/P122（HCM12A）焊接接头合金元素含量较高，这些合金元素具有固溶强化和沉淀强化的作用，焊接接头的力学性能水平较高。在室温横向焊接

317 图2 P92焊接接头焊缝金属的TEM像ａ）焊态 ｂ）PWHT

图3 P92焊接接头HAZ的TEM像ａ）焊态 ｂ）PWHT 接头拉伸试验时断裂发生在母材上，可以认为室温下母材的强度低于焊接接头。高温下的蠕变性能有所差别，下面给出了母材和焊缝金属的高温蠕变性能。2.4.1 母材的蠕变性能

图4给出了不同钢种在100MPa下运行100000h的使用温度范围。可以看出新型马氏体耐热钢的使用温度已超过了600℃，且这些新型高Cr钢的蠕变断裂强度与奥氏体钢相当。图中虽然没有给出T/P122钢在同一条件下的使用温度，但是相关资料已证实这种钢的使用性能优于T/P92钢，其抗氧化性较好，T/P122钢的使用温度也可在600℃以上。这些新型马氏体耐热钢优越具有很好的抗蠕变性能和耐蚀性，能够减少部件的厚度，提高使用温度。2.4.2 焊缝金属的蠕变性能

许多试验业已证明这些新型耐热钢焊接接头的高温失效位置主要在焊接接头的热影响区，热影响区是焊接接头的薄弱区域，这主要与其所经受的热过程有关。对于焊缝金属，一些试验结果表明采用匹配焊接材料使得焊缝金属的高温（600℃、650℃）蠕变断裂强度均低于母材。对于T/P91、T/P92、E911钢采用匹配焊接材料焊接时可以得出以下结论：

1)焊缝金属的蠕变断裂强度低于母材。

2)随着试验持久时间的增加，焊缝金属的蠕变断裂强度与母材的差距越来越大。新型马氏体耐热钢的横向焊接接头高温蠕变试验的失效位置在HAZ的外侧，即靠近母材的HAZ，一般称之为细晶热影响区和临界热影响区。这一区域在焊接过程中发生部分奥氏体化，大多数C、N化合物沉淀析出，PWHT时发生再结晶。由于缺少C、N等晶内强化元素，从而使这一区域的马氏体组织发生软化。在这一软化区域经常发生IV型损伤，以前的经验表明在

[5][9]

318 图4 不同材料在100MPa/100000h下的最大使用温度

所有的CrMo耐热钢中均存在这种现象。由焊接接头的硬度测量也可知道这一区域的硬度比母材和焊缝金属也低许多，一般情况下这种差距约在30HV左右。

横向焊接接头在高温低应力下发生的IV型损伤是CrMo钢的一个典型特征，然而在低温高应力短时持久试验下，焊接接头的失效发生在母材处。从目前的电站使用经验看这种焊接接头的主要损伤还是IV型损伤，可见焊缝金属的蠕变性能对焊接接头的寿命影响不大，除非它和IV型损伤区共同作用。一些专家接受了这个观点。同时，也存在其它两种关于焊缝金属对焊接接头性能影响的观点，特别是焊缝金属的优化可以延迟IV型损伤的发生，这两种观点都认为焊缝金属的蠕变强度将影响蠕变量在焊接接头不同区域的分布。一种观点是降低焊缝金属的强度，使其与IV型区的强度相当。另一种观点是扩大焊接接头熔合区的宽度，这一区域的强度和母材相当，以减少IV型区的蠕变量，延长使用寿命。

普遍认为焊接接头的失效模式受控于HAZ，但是目前关于焊缝金属的选择是否能够延迟损伤或延长部件的使用寿命并没有统一的观点。2.5 焊缝金属的韧性

新型马氏体耐热钢焊接时如果焊接参数选用不当，很容易产生粗大的马氏体、没有回火的马氏体，还有可能形成δ铁素体等，这些组织都对焊接接头的韧性不利。虽然高温时接头的脆性断裂是不可能的，但考虑水压试验、检修等因素，通常对焊接接头的室温冲击韧也有要求。影响焊接接头的室温冲击韧性的因素如下： 2.5.1 接方法的影响

焊接方法将对焊接接头的韧性有着重要的影响。采用GTAW氩气保护焊，以及使用固体焊丝和金属芯焊丝（MCW）可是使焊接接头在PWHT后获得较高的室温冲击韧性。韧性与氧含量有关，GTAW(氧含量100～200ppm)＜SMAW、SAW(氧含量400～800ppm),TIG焊的韧性比SMAW和SAW的好。[5]

319 2.5.2 化学成分的影响

一般情况下，能够改善蠕变性能的元素均恶化焊缝金属的韧性，例如Nb、V、N和Si等，其中N和Si的影响较小。能够抑制δ铁素体形成，保证获得全马氏体组织的合金元素对焊缝金属的蠕变性能和韧性均有利。2.5.3后热处理的影响

焊后热处理的目的是降低焊接残余应力和改善组织性能。为了保证焊接接头的韧性，焊后热处理的回火作用是非常重要的，它可以使焊接接头获得完全回火的马氏体组织。实际应用时涉及到回火温度和时间的选择。2.5.4 其它因素的影响

焊接过程中发生的晶粒细化对焊接接头的韧性也有一定的影响。此外，焊层厚度、焊接时的对口以及焊接环境等也对接头的韧性有一定的影响。焊层厚度薄，韧性较高。

对于焊缝金属，不同的标准对其室温（＋20℃）冲击韧性有着不同的要求。对于T/P91钢焊缝金属，AWS没有对其室温（＋20℃）冲击韧性做出要求，但在非强制性的附录A5.5-96中建议这种钢焊接接头的冲击韧性可由厂商和顾客协商确定。在欧洲的EN 1599:1997中规定了这种钢焊缝金属的室温（＋20℃）冲击韧性最小值不得低于38J，平均值不得低于41J。这些值与专家们提出的PWHT后室温（＋20℃）冲击韧性在35~50J之间是一致的。超超临界机组锅炉用新型奥氏体耐热钢的焊接[10-11]

鉴于高温过热器（SH）和高温再热器（RH）的蒸汽参数较高，在设计时必须充分考虑其烟气侧腐蚀和蒸汽侧氧化的性能。一般的铁素体耐热钢虽然强度上能够满足SH/RH的要求，但其抗烟气侧腐蚀和蒸汽侧氧化的性能较差，不利于机组的安全可靠的运行，所以在SH/RH设计时，一般可采用奥氏体不锈钢。目前超超临界机组SH/RH的主要设计材料为TP347HFG、Super304、HR3C等。这些材料的合金含量如Cr、Ni等较铁素体耐热钢有着很大的提高。为了保证焊接接头和母材具有较佳的匹配性，焊接材料的选取也必须为奥氏体型焊接材料。奥氏体耐热钢由于热膨胀系数大，导热性能差，在焊接和使用过程中易出现下列问题： 3.1 晶间腐蚀

晶间腐蚀是奥氏体耐热钢一种极其危险的破坏形式。它的特点是沿晶界开始腐蚀，从表面上看，一般不容易发觉,但它使承压管道焊接接头的力学性能显著下降和容易发生早期破坏。根据“碳化物析出造成晶间贫铬”理论,在450～850℃范围内，C和Cr易在奥氏体晶粒边界处形成碳化铬,使得晶粒边界处局部贫铬。晶界处的含Cr量被降低到小于12%，钢材因此丧失了耐腐蚀性能。另外，Fe－Cr合金在400～550℃长期加热时，会产生一种特殊的脆性,其硬度显著提高，冲击韧性严重下降,称为475℃脆性。而在实际焊接过程中经过测量发现，焊接接头往往是在400～550℃这个温度区间停留的时间最长，所以对475℃脆性这个问题需要多加关注。3.2 应力腐蚀裂纹

应力腐蚀裂纹（stress corrosion cracking 简称SCC）是应力和腐蚀联合作用引起的一种低应力脆性裂纹。奥氏体不锈钢线膨胀系数大，导热性差，在结构复杂、刚度较大的情况下，焊接变形受到约束，焊后构件特别是焊接接头存在较大的焊接残余应力，而奥氏体耐热

320 钢的组织特征和腐蚀介质的存在，满足了产生SCC的充要条件，从而使奥氏体不锈钢产生SCC的倾向较大。奥氏体耐热钢的SCC有晶间、晶内和晶间/晶内混合等三种形式，但是以晶间SCC最常见。3.3 热裂纹

热裂纹主要有结晶裂纹和液化裂纹两种形式，结晶裂纹是在结晶后期，由于低熔点共晶形成的液态薄膜消弱了晶粒间的联系，在拉应力作用下发生开裂的裂纹；液化裂纹是指近缝区或多层间部位在热循环的作用下被金属重新熔化，在拉伸力的作用下，沿奥氏体晶界开裂的裂纹。3.4 再热裂纹

由于奥氏体不锈钢热膨胀系数大，导热率低，故在焊接时接头附近的温度场和变形量极不均匀，导致很大的残余应力。在随后的PWHT（SR）或者高温服役时，残余应力的释放以及应力集中会使晶界的塑性变形较大，从而产生裂纹。这种裂纹一般出现在粗晶HAZ区，属沿晶裂纹，在粗晶区易于扩展，扩展一旦遇到细晶组织即停止。

奥氏体不锈钢焊缝热影响区的划分不像铁素体钢，尽管微观组织的变化如晶粒长大、溶质的析出以及距熔合线０－５ｍｍ区域的碳化物分布的变化，但是并没有相变发生，由于大的热膨胀系数和低的热传导率，在与焊缝连接的母材中存在较大的塑性变形。这个应变影响区SAZ（strain affected zone）与焊接参数（如焊条直径、电流/电压以及电极的摆动幅度等）有关，能够扩展到距熔合线约２５ｍｍ处。

稳定化奥氏体钢如TP321和TP347中的再热裂纹是一个长期形成的过程。焊后冷却过程中碳化物在母材位错处的沉淀析出，导致晶内强化，晶界区域的蠕变集中以及后来形成的低塑性晶间裂纹。TP316由于没有强碳化物形成元素和相对高的蠕变塑性，一度被认为对于再热裂纹是免疫的。可是，在SAZ中存在复杂的多轴残余应力，与单轴应力相比，塑性大量下降。在英国能源电站的TP３１６钢焊接接头中曾出现过再热裂纹。以上提及的再热裂纹部分地归因于大零件的壁厚，其具有大的拘束。

对于奥氏体钢，再热裂纹发生在接近熔合线到距熔合线几毫米范围内，经常出现在最后一层焊道之下。可是对于厚壁或结构复杂的部件，再热裂纹也存在于SAZ中。3.5 疲劳裂纹

由于机组的频繁启停，容易在设备的高应力区域出现疲劳裂纹，疲劳裂纹很难被发现，但其危害性极强。焊接接头存在缺陷（气孔、夹渣、夹钨、未熔合等）的区域容易形成疲劳源。

通过对奥氏体不锈钢焊接接头的大量等温疲劳试验，发现奥氏体钢存在两个奥氏体－铁素体脆性转变温度范围：350－550℃及550－950℃，Broek认为产生疲劳裂纹的因素主要有两点，即碳、氮、铬磷化物、铬氧化物、σ相和其它中间相的共同沉淀作用；无任何沉淀相，但有复杂铬化物的形成，容易造成晶格扭曲和晶间硬化作用。

碳化物和脆性沉淀相的含量低于6%时，疲劳裂纹的扩展速度不会超过正常状态下的两倍；但当Laves相、σ相和碳化物的含量超过7%时，疲劳裂纹的扩展速度会超过正常状态下的五倍，；当σ相和碳化物的含量高于6%时，疲劳裂纹的扩展速度不是很稳定。

321 4 结束语

电站高温焊接接头的完整性对于电站的安全运行有着重要的影响，由于焊接接头的组织性能不均匀，导致焊接接头在运行过程中产生应力的再分配和蠕变应变在软化区域的集中，使得这一区域有着早期失效的倾向。

1)有焊接接头的HAZ性能较差，相对来说它们是安全的薄弱部位。

2)对于马氏体耐热钢主要存在的问题有焊接接头的脆化、热影响区的软化、焊接冷裂纹和长时服役时产生的IV型裂纹等。

3）对于奥氏体耐热钢主要存在的问题有焊接接头中的晶间腐蚀、应力腐蚀、热裂纹、再热裂纹和疲劳裂纹等。

超超临界机组锅炉中的一些新型耐热钢在我国没有使用经验，应引起重视，在下面几个方面加强研究，以保障我国超超临界机组锅炉的制造、安装质量，确保超超临界机组的安全运行。

1）新型耐热钢的合金化原理、冶金特点； 2）新型耐热钢的常温及高温性能；

3）新型耐热钢的焊接性及焊接工艺、焊后热处理工艺和异种钢焊接工艺； 4)新型耐热钢的热加工性能及工艺；

5)新型耐热钢服役后组织、性能的变化规律及寿命评估。

参考文献：

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范长信，1962年出生，研究生，硕士，教授级高工，国际焊接工程师。长期从事电站金属技术监督、电站材料焊接研究和电站锅炉压力容器检验工作。

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