田成川,趙海*,田妮,劉楊,酈曉慧,王巍麟

（1.華電電力科學研究院有限公司東北分院，遼寧 沈陽 110819；2.東北大學材料各向異性與織構教育部重點實驗室，遼寧 沈陽 110819；3.華電電力科學研究院有限公司，浙江 杭州 310012）

19世紀80年代初，美國能源局在9Cr1Mo鋼的基礎上通過添加微合金化元素V和Nb并控制鋼中N的質量分數(shù)，獲得了一種兼具優(yōu)異力學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間里，就得到美國標準ASTM和ASME的高度認可［4］。我國從1987年開始引進P91鋼，距今已有30多年歷史，目前已完全實現(xiàn)國產(chǎn)化。由于該鋼種具有較低的熱膨脹系數(shù)、良好的導熱性和優(yōu)異的高溫持久強度，因此在眾多大型電站的發(fā)電機組和蒸汽管道等關鍵核心部位得到廣泛應用［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］，同時在原奧氏體晶界和馬氏體板條邊界處析出細小彌散的碳化物顆粒以釘扎晶界與亞晶界，從而達到穩(wěn)定馬氏體結構的目的［9-10］。許多學者通過大量研究證明，耐熱鋼蒸汽管道母材在長期高溫服役過程中，碳化物在外應力作用下不斷發(fā)生粗化，晶界、亞晶界和位錯的釘扎效果逐漸減弱，使顯微組織出現(xiàn)明顯老化，進而造成力學性能的快速退化［11-14］。然而，前人的研究多關注于長期服役對耐熱鋼蒸汽管道母材的作用，但在長期服役對耐熱鋼蒸汽管道焊接接頭各部位的顯微組織和力學性能的影響機制方面缺乏系統(tǒng)研究。

長期以來，硬度檢測技術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或便攜式里氏硬度計測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度等級［16-17］。布氏硬度計體積較大不便于攜帶，所以現(xiàn)場實際多使用便攜式里氏硬度計測定蒸汽管道焊接接頭各部位的硬度［18］。盡管硬度測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，但對于硬度變化并不顯著的接頭其它部位的判定卻顯無力，其可行性也有待進一步探討。

基于上述分析，本研究從國內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行取材，利用金相顯微鏡、掃描電鏡、透射電鏡、里氏硬度計、室溫和高溫拉伸試驗機對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行系統(tǒng)研究，探究長期服役對P91鋼蒸汽管道焊接接頭各部位顯微組織和力學性能的影響機制。

1 實驗材料與方法

1.1 實驗材料

國內某大型電站服役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)境中累計運行近74 000 h，其宏觀形貌如圖1所示。從圖1可見，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 實驗方法

使用Equotip Bambino 2型里氏硬度計測定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。對于拉伸試樣，利用AG-X100kN型電子萬能材料試驗機，以4 mm·min-1的拉伸速率檢測各室溫拉伸試樣的抗拉強度、屈服強度和延伸率；采用AGXPLUS100kN型電子萬能材料試驗機，在545℃的溫度下以4 mm·min-1的拉伸速率檢測各高溫拉伸試樣的抗拉強度、屈服強度和延伸率。

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)機械研磨后通過電解雙噴（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)長期服役后，其組織結構特征未發(fā)生改變，仍為回火馬氏體組織。NBM（圖2（a））的馬氏體晶粒細小且均勻，與NBM相比，接頭BM（圖2（b））經(jīng)長期服役后其馬氏體板條未見明顯粗化，馬氏體晶粒同樣細小均勻，然而BM處隨機分布于晶界和晶內的碳化物數(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。綜合來看，P91蒸汽管道焊接接頭經(jīng)過長期的在高溫高壓環(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，結果如圖3所示。從圖3可見：NBM的碳化物尺寸較小，呈橢球狀多分布在晶內，這是由于P91鋼蒸汽管道焊接接頭長期在高溫高壓的環(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均有分布，數(shù)量未見顯著變化，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，這是由于焊接過程中HAZ遭受嚴重的高溫熱循環(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期在高溫高壓的環(huán)境下服役后，BM和HAZ的位錯密度出現(xiàn)不同程度的減小，其中HAZ的位錯密度變化程度更大。

圖3 透射電鏡形貌Figure 3 TEM morphology

2.2 力學性能分析

2.2.1 硬度分析

利用便攜式里氏硬度計檢測NBM的硬度，發(fā)現(xiàn)其硬度值在465—475 HL的范圍內波動。采用相同方式對服役P91鋼蒸汽管道焊接接頭各部位的硬度進行檢測，結果如圖4所示。從圖4可見：WZ和HAZ的硬度基本接近，穩(wěn)定在460—470 HL的范圍內，與NBM相比，這兩個部位的硬度值沒有發(fā)生變化，說明長期的高溫高壓服役未對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，NBM、BM、HAZ和WZ四個部位的硬度值較為接近，未表現(xiàn)出明顯的變化趨勢。

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的室溫拉伸實驗結果。從圖5可以看出：BM的抗拉強度和屈服強度與NBM較為接近，未見明顯變化；與NBM相比，HAZ的抗拉強度及屈服強度分別下降了11.4%和14.3%；相比于NBM，WZ的抗拉強度及屈服強度出現(xiàn)上升趨勢，分別增大了4.1%和9.0%；NBM、BM、HAZ和WZ四個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的高溫拉伸實驗結果。從圖6可見，BM和NBM的抗拉強度和屈服強度較為接近，與NBM相比，HAZ的抗拉強度和屈服強度均有所降低，WZ的抗拉強度和屈服強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

通過對比發(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。尤力等［21］研究了服役78 000 h的T91/G102異種鋼焊接接頭力學性能發(fā)現(xiàn)，對于T91鋼一側，各部位硬度和強度均呈現(xiàn)明顯退化跡象，說明該服役時長下可通過硬度判定強度的波動及退化。王長才等［22］研究表明，對于服役6 a的P91鋼管焊接接頭，其各部位硬度基本一致，而強度出現(xiàn)一定程度惡化，說明該服役時長下不能通過硬度判定強度的波動和退化。在本研究中，NBM、BM、HAZ和WZ部位的硬度基本一致，而HAZ的強度低于NBM、BM和WZ。由此可見，對于服役時間低于74 000 h、顯微組織未見顯著變化的P91鋼蒸汽管道焊接接頭，硬度測試不能用于判定接頭各部位室溫和高溫拉伸性能波動及退化。

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，其結果如圖7所示。從圖7（a）可見，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，P91鋼蒸汽管道焊接接頭經(jīng)長期服役后，BM和HAZ的拉伸斷裂模式由韌窩斷裂轉變?yōu)轫g窩和準解理復合斷裂，二者的斷裂面均由韌窩和準解理組成，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，說明HAZ的基體強度表現(xiàn)出明顯下降。從圖7（d）可見，相比于BM和HAZ，WZ的斷裂模式未發(fā)生轉變，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，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，相比于NBM，BM和HAZ的斷裂面上除韌窩外還存在部分準解理，他們的斷裂模式為韌窩和準解理復合斷裂，說明長期服役后的接頭BM和HAZ的斷裂模式由韌窩斷裂轉變?yōu)轫g窩和準解理復合斷裂。從圖8（d）可見，相比于BM和HAZ，WZ的拉裂面上都是韌窩，說明P91鋼蒸汽管道焊接接頭經(jīng)長期服役后，WZ的斷裂形式未發(fā)生轉變，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拉伸性能退化機理

綜上所述，相比于NBM，長期服役P91鋼蒸汽管道焊接接頭BM和WZ的顯微組織未見老化，拉伸性能也沒有表現(xiàn)出退化趨勢，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鋼蒸汽管道建造過程中焊接產(chǎn)生的高溫熱循環(huán)回火，使HAZ區(qū)域的顯微組織相對于接頭其它區(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密度大幅減小，導致位錯強化對強度的貢獻值下降，進而造成拉伸性能顯著退化［24-25］。碳化物在高溫熱循環(huán)回火的作用下沿馬氏體板條界面快速析出并長大，析出強化對強度的作用效果減弱，而且碳化物在馬氏體板條界面析出并長大的過程中要消耗馬氏體晶粒內部的Cr、Mo、Fe等固溶元素，使固溶強化作用降低［26-28］。盡管HAZ焊后檢驗合格，但長時間在高溫高壓的環(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 結論

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

（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變?yōu)轫g窩和準解理復合斷裂，同時在其斷裂面上可清晰看到大量二次裂紋。

（3）焊接過程中的高溫熱循環(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HAZ的室溫和高溫拉伸性能造成一定程度傷害。長期在高溫高壓的環(huán)境中服役，使本已老化的HAZ顯微組織進一步退化，造成了室溫和高溫拉伸性能顯著下降。