奧氏體耐熱鋼和電站管道異種鋼焊接(重要文獻)

1、鍋爐用新型奧氏體耐熱鋼及其焊接1， 與鐵素體耐熱鋼相比奧氏體耐熱鋼的優(yōu)缺點 幾種鋼的許用應(yīng)力比較優(yōu)點：1）奧氏體不銹鋼蠕變斷裂強度隨溫度升高而降低的速度遠低于鐵素體鋼 2）抗腐蝕和抗氧化性優(yōu)良缺點：1）傳統(tǒng)的奧氏體耐熱鋼蠕變斷裂強度很低 2）導(dǎo)熱性差、線膨脹系數(shù)大、引起的熱應(yīng)力大，對應(yīng)力腐蝕和熱疲勞敏感 3）氧化膜容易脫落2，奧氏體耐熱鋼的種類 用于鍋爐的奧氏體耐熱鋼種類及其發(fā)展由于上述缺點這種材料常被限制只能使用于薄壁構(gòu)件，不宜制作厚壁構(gòu)件。為了使用這種材料，人們一開始就在努力提高它抗晶間腐蝕能力的同時也注意研究提高它的強度。研究表明，把Ti、Nb、Mo等碳化物形成元素形成的穩(wěn)定碳化物固溶，

2、然后在時效時使它們在晶內(nèi)彌散析出，不僅可以改善抗晶間腐蝕能力，也可以提高蠕變斷裂強度,如表11 但是僅僅用這種方法還不能使蠕變斷裂強度提高很多。用表1中的Cr18Ni12Mo3Ti（相當于AISI316）鋼制作蒸汽溫度650、壓力為34Mpa的300MW機組其主蒸汽管的壁厚還需要185毫米。這樣的應(yīng)用事例證明是不成功的。因此，在奧氏體耐熱鋼領(lǐng)域中，總是在不斷地探索提高其蠕變斷裂強度的途徑。盡管在上世紀的90年代以前，研究奧氏體耐熱鋼的投入力度遠不如對鐵素體耐熱鋼的研究那樣大。但多年的研究表明，為了提高奧氏體耐熱鋼的蠕變斷裂強度，除了Ti、Nb、Mo等碳化物形成元素形成的穩(wěn)定碳化物固溶后在晶內(nèi)時

3、效析出可以提高強度以外，還有多種多樣的脫溶沉淀現(xiàn)象也可以利用來提高強度：元素Ti、Nb、Mo、Cr等，除了形成碳化物以外，它們還會促使析出金屬間化合物（、等相）。而Ni、C等元素有促使M23C6沉淀的作用；元素Nb、Mo則會促使M23C6轉(zhuǎn)變成M6C（Fe，Cr）3Nb3C型金屬間化合物2。沿著這些研究結(jié)果的思路，利用多種多樣的脫溶沉淀現(xiàn)象近年來開發(fā)了一些新的高溫蠕變強度較高的奧氏體耐熱鋼。表1 鋼 種抗拉強度（Mpa） 20 6000.1%/103h蠕變極限（Mpa）600 650105h蠕變斷裂強度 （Mpa） 600 650 Cr18Ni9550 98 70 Cr18Ni11Nb610

4、450 134 735 175.5 77Cr18Ni12Mo3Ti600 485 146 100 112迄今在火電站用得較多的是600105小時蠕變斷裂強度為100-120Mpa的H Grade,其中尤其是AISI 304H、AISI 347H、AISI 316H用得最廣泛。上世紀的90年代以后，在原來H Grade奧氏體耐熱鋼的基礎(chǔ)上發(fā)展了圖 中右上角的Super 304H、ASME 347HFG、Tempaloy A-1、在原來AISI310的基礎(chǔ)上發(fā)展了25Cr-20NiNbN（HR3C）。此外在原來Alloy 800的基礎(chǔ)上又發(fā)展了NF709、Tempaloy A-3。這些鋼的強度又明

5、顯提高了一步。下面將分別討論Super 304H、ASME 347HFG、25Cr-20NiNbN（HR3C）和20Cr25Ni1.5MoNbTiN(NF709)鋼的強化途徑、性能特點和它們的焊接特點。2， ASME TP347HFG鋼的細晶化及其性能細晶ASME 347HFG鋼是20世紀80 年代日本住友公司通過改進TP347H鋼的成材工藝開發(fā)的奧氏體耐熱鋼。這種鋼被推薦使用于蒸汽溫度為566、壓力為316kgf/cm2的過熱器和再熱器管道。具有優(yōu)異的抗整體腐蝕特性，同時具有較高的蠕變斷裂強度，其許用應(yīng)力允許高于ASME規(guī)范規(guī)定的20%。開發(fā)ASME 347HFG鋼的背景TP347H鋼不同固

6、溶處理溫度下的蠕變斷裂強度不同。固溶處理溫度高，使鋼中已經(jīng)析出的第二相盡可能充分地固溶，然后在時效過程中析出彌散而細小的沉淀相是獲取高強度的手段。如表2。表2 TP347H鋼不同固溶處理溫度下的蠕變斷裂強度和相應(yīng)的晶粒度固溶處理溫度（）593105小時蠕變斷裂強度（Mpa）晶粒度（級） 1150-1200 159 3-5 1037 118 4-6 927 110 8但是提高固溶處理溫度卻明顯地使晶粒長大。而研究表明，為了提高抗高溫蒸汽腐蝕的能力，需要細化鋼材的晶粒。晶粒細化以后有利于元素Cr穿過晶界，向表面擴散形成致密的Cr2O3保護層而防止被蒸汽氧化?？梢娍垢邷卣羝g的性能和高溫強度兩者對

7、工藝的要求是矛盾的。為了解決這個矛盾，采取了下述措施，獲得的ASME 347HFG鋼就是既保持著原來粗晶粒狀態(tài)下高的蠕變斷裂強度，又具有細小的晶粒，具備更優(yōu)良的抗高溫蒸汽腐蝕性能。ASME 347HFG和TP347H鋼鋼管的不同制作工藝表3 TP347H鋼的標準成分和實際成分 wt% C Si Mn P S Ni Cr NbASME SA-213TP347H0.04-0.100.752.0 0.040 0.030 9.00-13.00 17.00-20.00Nb+Ta8×C%1.0實際成分0.07-0.090.49-0.621.46-1.730.020-0.0260.001-0.00

8、7 11.3-12.55 17.50-18.650.72-0.97表3列出了TP347H鋼的標準成分和實際成分。鋼ASME 347HFG的成分和鋼TP347H的相同。表8-3列出了TP347H鋼的標準成分和實際成分。鋼ASME 347HFG的成分和鋼TP347H的相同。通常這種鋼在電爐冶煉以后到成材經(jīng)過的工藝為：熱軋軟化處理拉拔固溶處理。圖3 TP347H鋼管的兩種成形工藝過程鋼坯經(jīng)過一定變形量的熱軋加工以后，形變的奧氏體被形變硬化，為了進一步加工必須作軟化處理。軟化處理是把形變硬化了的材料加熱到其再結(jié)晶溫度以上，使形變了的奧氏體充分再結(jié)晶，同時也使大部分在熱軋過程中析出的第二相（M23C6、

9、MX）溶解，使鋼材恢復(fù)到柔軟易加工的狀態(tài)。通常采用的軟化處理溫度在900-1000之間。軟化處理后的鋼材經(jīng)過拉拔最后成材，但此時鋼材一方面又被冷作硬化，一方面在拉拔過程中還會有一定數(shù)量的第二相質(zhì)點析出，這些都是不利于提高抗高溫蒸汽腐蝕性能和提高高溫蠕變斷裂強度的，因此最后還必須進行固溶處理。固溶處理的目的在于使所有析出了的第二相質(zhì)點盡可能重新固溶到基體中去，讓它們在以后的運行過程中緩慢地彌散析出。圖4 NbC在16.8Cr-13.25Ni-0.07C-0.9Nb鋼相中的溶解度欲令已經(jīng)析出的M23C6全部重新固溶是較容易做到的，因為M23C6型碳化物被加熱到850-900并保溫一定時間就可以充分

10、溶解，可是NbC類的MC型碳化物就很不容易溶解。圖8-2為NbC在16.8Cr-13.25Ni-0.07C-0.9Nb鋼相中的溶解度曲線2。圖中曲線說明，欲使0.9%Nb中半數(shù)以上的Nb溶解，需要加熱到1200-1300這樣很高的溫度才行。這就是為什么為了提高奧氏體不銹鋼的高溫強度，需要盡量提高固溶處理溫度的原因。為了解決抗高溫蒸汽腐蝕的性能和高溫強度兩者對工藝的矛盾，可采用圖3中的新工藝過程-明顯提高軟化處理溫度。新流程 傳統(tǒng)工藝圖5 兩種不同工藝所得到的最終組織圖8-5兩種工藝所得到的NbC顆粒尺寸和分布 圖6 兩種工藝所得到的NbC顆粒尺寸和分布ASME 347HFG的力學(xué)性能和抗高溫腐

11、蝕性能圖7 ASME 347HFG和TP347H兩種鋼的蠕變斷裂應(yīng)力-時間曲線圖8 ASME 347HFG和TP347H兩種鋼的蠕變斷裂塑性比較圖9 ASME 347HFG和TP347H兩種鋼的應(yīng)力-最小蠕變速率曲線圖中ASME 347HFG和TP347H兩種鋼的持久強度和塑性很接近，ASME 347HFG的蠕變速率明顯小于傳統(tǒng)的TP347H鋼。圖10 ASME 347HFG和TP347H兩種鋼的時效傾向由于這類鋼是靠時效時析出炭化物和金屬間化合物強化的，所以都有時效后韌性降低的現(xiàn)象。兩種鋼的的時效傾向也沒有明顯差別。圖11 ASME 347HFG和TP347H兩種鋼750下疲勞性能的比較測試

12、所得的數(shù)據(jù)表明，疲勞壽命隨晶粒變細而增長。 圖12 晶粒尺寸對TP347H鋼抗高溫蒸汽腐蝕性能的影響圖12表示晶粒度為9級時在相同條件下其氧化皮厚度比晶粒度為6級的薄一倍。除了抗高溫蒸汽腐蝕性能以外，對抗高溫腐蝕也有同樣的效果。圖8-13列出了幾種鋼的抗高溫腐蝕性能。圖中顯示了TP347H和800H合金具有好的抗高溫腐蝕性能。其中細晶粒的ASME 347HFG 抗高溫腐蝕性能更好。圖13 幾種奧氏體耐熱鋼的抗高溫腐蝕性能綜合以上各項力學(xué)性能和抗腐蝕性能的比較，可以得到這樣的結(jié)論：把軟化溫度提高到1250-1300可以使拉拔并固溶處理以后的TP347H鋼具有細小的晶粒和彌散分布的細小的NbC析出

13、質(zhì)點。具有這樣組織的ASME 347HFG鋼雖然它的化學(xué)組成和TP347H沒有差別，但具有比TP347H鋼明顯優(yōu)越的抗高溫蒸汽腐蝕性能和抗高溫腐蝕性能，此外還具有比TP347H鋼更優(yōu)良的抗疲勞和抗蠕變-疲勞性能。3， Super 304H鋼的強化及其性能和TP347H一樣TP304、TP304H是制造鍋爐過熱器、再熱器常采用的材料。它的使用溫度可高達650。但為了適應(yīng)超溫超壓機組的需要，它們的蠕變斷裂強度還顯得太低。圖14為TP304H鋼的蠕變斷裂應(yīng)力-時間曲線。圖14 TP304H鋼的蠕變斷裂應(yīng)力-時間曲線。這種鋼600105小時的蠕變斷裂強度才剛滿100Mpa，650105小時的蠕變斷裂強

14、度只有70 Mpa 。 Super 304H鋼的強化途徑6表5列出了Super 304H和TP304H的化學(xué)成分。比較成分可以看到Super 304H的碳含量增加了一些,而Si、Mn、Ni、Cr都有一定程度的降低，最明顯的是新添了Cu、Nb、N三個元素。文獻2指出可以利用Ti、Nb、Mo等碳化物在高溫運行條件下緩慢地彌散析出來提高奧氏體鋼的高溫蠕變斷裂強度；也還可能利用析出、相等的金屬間化合物來提高奧氏體鋼的高溫蠕變斷裂強度。TP347H、AISI316H、AISI321H就是僅僅采用了碳化物在時效條件下析出來強化的。而Super 304H則既利用了Nb的碳、氮化合物起到強化作用；又通過添加C

15、u時效析出金屬間化合物來提高強度。. 4給出在1091時銅的溶解度為7.5-9.0%，隨著溫度的降低銅的溶解度減小如圖15，它是950以下金屬銅在鐵中的溶解度圖 。在850時，銅在Fe中的最大溶解度是1.4%，隨著溫度的降低就會析出金屬間化合物相?？梢?，Super 304H鋼強化的途徑是時效析出碳化物和金屬間化合物相。而在成分中降低Si、Cr的目的可以預(yù)計是將有利于防止相的出現(xiàn)。表5 Super 304H和TP304H鋼的化學(xué)成分 %鋼 號 C Si Mn P S Ni Cr Cu Nb NASTM A213-TP304H0.04-0.10 0.752.00 0.04 0.038.0

16、0-11.0018.00-20.00Super 304H0.07-0.13 0.030 1.00 0.040 0.0107.50-10.5017.0-19.0 2.5-3.5 0.3-0.6 0.05-0.12 圖15 銅在鐵中的溶解度圖16 合金元素Cu和Nb對TP304H鋼蠕變斷裂強度的影響圖17 Nb含量對蠕變斷裂塑性的影響Super 304H鋼的鋼管、鋼板的制作流程和TP347H鋼的流程很類似。也是大幅度提高了軟化處理的溫度和采用不太高的固溶處理溫度。所以它也是細晶粒的。圖18 Super 304H鋼的顯微組織Super 304H鋼的力學(xué)性能和抗高溫腐蝕性能Super 304H鋼的短時

17、拉伸性能和原來的304H鋼沒有顯著差別；可是Super 304H鋼的蠕變斷裂強度遠高于原來的304H鋼。600時Super 304H鋼10萬小時的蠕變斷裂強度比TP304H鋼高出80 Mpa；在650時10萬小時的蠕變斷裂強度比TP304H鋼高出50 Mpa。圖19 Super 304H和TP304H鋼各種溫度下的短時拉伸性能圖20 Super 304H鋼的蠕變斷裂強度Super 304H鋼在經(jīng)過500至750300至10000小時時效后沖擊韌性會降低。圖21數(shù)據(jù)說明時效溫度在低于550時時效傾向不明顯。在550-750范圍內(nèi)時效，沖擊值在時效的最初300小時內(nèi)就有明顯的變化，在隨后的時效階段

18、沖擊值就基本穩(wěn)定了。沖擊值降低的幅度隨時效溫度的升高而增大，但當時效溫度超過700后繼續(xù)增加時效溫度，沖擊值的降低幅度不見繼續(xù)增大。700下經(jīng)過長時間時效以后沖擊值還能保持在100J/cm2以上，因此不會令人為時效而擔心。圖21 Super 304H鋼不同溫度時效后沖擊韌性的降低情況Super 304H鋼和其他幾種18-8鋼的抗高溫蒸汽腐蝕性能的比較如圖22。比較之下它僅僅略低于細晶粒的ASME TP347FGH鋼。圖22 Super 304H鋼和其他幾種18-8鋼的抗高溫蒸汽腐蝕性能的比較4 HR3C（25Cr-20Ni-Nb-N）鋼的強化及其力學(xué)性能眾所周知，提高含Cr量能極有效地增強鋼的

19、抗高溫腐蝕和高溫蒸汽氧化的能力，有利于去適應(yīng)超超臨界鍋爐蒸汽和煙氣的嚴酷條件。可是它的高溫強度不會比18-8系列的鋼高，甚至反而可能有所降低；此外還出現(xiàn)了析出相的傾向。增加元素Ni只能有效地穩(wěn)定奧氏體組織和抑制相的析出傾向，也不會對提高強度有多大貢獻。為了提高25-20類鋼的強度還是要運用18-8鋼強化的經(jīng)驗：利用在時效過程中析出彌散微細的炭化物和金屬間化合物。HR3C鋼就是運用在25-20（AISI310）鋼的基礎(chǔ)上添加Nb和N，利用彌散析出微細的鈮的金屬間化合物NbCrN和Nb的碳、氮化合物以及M23C6炭化物來對25-20鋼進行強化的。它可以用于蒸汽參數(shù)為1150、4500psi的超超臨

20、界鍋爐的過熱器和再熱器管管。HR3C鋼的化學(xué)成分和力學(xué)性能7表6列出了HR3C鋼的標準化學(xué)成分范圍。表7是實際控制的成分范圍。表6 HR3C鋼的化學(xué)成分 WtCCrNiNbNSiMnPS0.1023.0027.0017.0023.000.200.600.150.351.502.000.0300.030表7 HR3C鋼實際控制的化學(xué)成分范圍 WtCCrNiNbNSiMnPS0.050.0724.0027.0019.0023.000.400.600.1900.2900.250.500.911.300.0030.0180.0020.005比較兩個表，表7的成分范圍嚴格得多，其中對碳、硫、磷的限制是為

21、了保證可以實施焊接所必需的。硅、錳都是促進相的元素，對它們的限制是出于對析出相的控制；鎳和氮是抑制相析出的元素，若低于表中的下限，則抑制不住相在時效時析出，使鋼的沖擊韌度嚴重惡化；但鎳和氮的含量如果高于表中的上限值，則試驗證明，除了鈮的氮化物以外還會出現(xiàn)別的氮化物，如Cr2N和相等，從而也會降低韌性。在開發(fā)這個鋼時，發(fā)現(xiàn)在表8-8所列成分范圍內(nèi)，鎳含量的變化不會對蠕變強度有影響。對這種鋼進行650-800、10,000小時的時效試驗說明，固溶狀態(tài)的HR3C鋼在時效過程中有M23C6和NbCrN析出，其中沿晶界析出的主要是M23C6；在晶內(nèi)析出的除了M23C6以外還有NbCrN。NbCrN即使在

22、長時間的時效過程中也是非常細小，它是一種成長得很慢的較穩(wěn)定的析出物。對經(jīng)過長時間時效的HR3C鋼進行的電子衍射、析出物的粹取分析說明：盡管經(jīng)過了長時間的時效，N和Nb的大部分還是處在固溶狀態(tài)；固溶的N和非常細小且穩(wěn)定的金屬間化合物NbCrN有效地提高了鋼的強度；此外固溶狀態(tài)的氮和鎳又共同起著穩(wěn)定組織的作用。圖23 HR3C鋼的蠕變斷裂強度圖24 幾種鋼的許用應(yīng)力比較圖23是HR3C鋼的蠕變斷裂強度曲線。如果和圖20所示的Super 304H鋼的蠕變斷裂強度曲線相比較，可以看到這兩種鋼的蠕變斷裂強度幾乎是一樣的。圖24列出了幾種鋼的許用應(yīng)力，從圖中可看到在600-650時HR3C鋼的優(yōu)越性。圖2

23、5 HR3C鋼10000小時時效后在0進行的沖擊功圖25是HR3C鋼10000小時時效后在0進行的沖擊功。不同Ni、N含量的試驗數(shù)據(jù)說明這種鋼的Ni、N含量必須分別控制在1923和0.190.29之間，經(jīng)過10000小時時效后韌性才開始會穩(wěn)定在50 J/cm2左右的水平不再繼續(xù)降低。HR3C鋼的抗高溫氧化和高溫性能圖26 HR3C鋼的抗蒸汽氧化性能圖26中HR3C鋼在試驗條件下1000小時后的內(nèi)層氧化皮平均厚度是小于2.5微米，TP347HFG在同等條件下的內(nèi)層氧化皮平均厚度在10微米以上。顯然，把Cr含量提高到25%，抗蒸汽氧化的性能提高的幅度是很大的。盡管HR3C鋼不是細晶粒的，其抗蒸汽氧

24、化的性能高于細晶粒的TP347HFG鋼。對于高溫腐蝕，圖27列出了幾種鋼在600800高溫和人工合成的煙灰下的腐蝕結(jié)果。腐蝕速度在700時最快。圖中列出的鋼中也是HR3C鋼失重最小。和TP347FGH鋼相比，兩者相差不多，HR3C鋼略優(yōu)于TP347HFG幾毫克。有意思的是HR3C鋼較明顯的優(yōu)于SUS310S鋼，雖然同樣是含Cr25%，HR3C鋼的抗高溫腐蝕能力比SUS310S鋼提高了接近30%。圖27 HR3C鋼的抗高溫腐蝕性能5 20Cr-25Ni1.5MoNbTiN(NF709)鋼的強化途徑及其力學(xué)和工藝性能20Cr-25NiMoNbTiN(NF709)鋼是新日鐵公司在上世紀80年代中期研

25、制的。當時研制的目標是：700105小時的蠕變斷裂強度達到88Mpa以上；時效后的沖擊功在40J以上；對燃煤的煙氣具有高的抗腐蝕性。希望最終能使用于蒸汽溫度為650、壓力為350氣壓的超溫超壓鍋爐的過熱器、再熱器。表8為公布的該研制鋼的成分，表中還同時列出了與它進行比較的相應(yīng)鋼種的成分5。表8 20Cr-25Ni1.5MoNbTiN鋼的化學(xué)成分 %鋼 種 C Si MnP S Ni Cr MoNb TiB (Cu)N20Cr-25Ni標準范圍0.04-0.121.001.50 0.030 0.01022.0-28.018.0-22.01.0-2.00.10-0.400.02-0.200.002

26、-0.0100.05-0.20實際成分20Cr-25Ni0.070.070.390.441.010.960.0120.0100.0090.00325.2224.8420.0519.651.561.440.270.260.060.040.0040.005 0.180.1517-14Cu-Mo0.110.530.670.0150.001214.5015.902.50.430.24(3.1)0.01TP347H0.070.411.560.0130.00311.3017.80-0.72 - -0.01TP310S0.060.501.590.0150.00119.8024.71 - - - -0.05從

27、化學(xué)成分可知這是在低碳低硫磷的20Cr-25Ni鋼基礎(chǔ)上添加了Nb、Ti 、B、N。其中最值得注意的是添加了數(shù)量較高的N和微量的B。20Cr-25NiMoNbTiN鋼的強化及其力學(xué)性能在經(jīng)過高溫的軟化處理和較低溫度的固溶處理的供貨狀態(tài)，鋼材的組織如圖8-38。這是僅僅有TiN析出的純奧氏體組織。供貨狀態(tài)下的短時拉伸性能示于圖29。圖中還列出了17-14Cu-Mo的相應(yīng)性能。比較兩種鋼的性能可見，20Cr-25NiMoNbTiN鋼在具有和17-14Cu-Mo鋼相同塑性的同時其強度和0.2都提高了，即使在650它仍具有500Mpa高的抗拉強度。這種高強度和高塑性可能是由于高的含Ni量和含N量的緣故

28、。圖28 20Cr-25NiMoNbTiN鋼供貨狀態(tài)組織圖29 20Cr-25NiMoNbTiN鋼不同溫度下的短時拉伸性能圖30 比較了20Cr-25NiMoNbTiN （NF709）鋼、HR3C鋼和TP310H三種鋼的許用應(yīng)力，NF709鋼的許用應(yīng)力是最高的，在675時，比HR3C鋼高出17 Mpa ，是HR3C鋼的1.32倍。圖30 三種鋼的許用應(yīng)力7005000小時時效后的組織示于圖31。和圖28比較可以發(fā)現(xiàn)基體上有很多東西析出。其中大小為0.4-0.5微米的塊狀物(圖中之A)是合金硅化物、B是寬度只有0.1微米以下的針狀M23C6型碳化物、C是析出數(shù)量最多的細線團狀的Cr-Nb的氮化物

29、。三種析出物中，C的數(shù)量最多，B次之，A最少。由于析出既多又非常細小再加上有Nb和Ti的添加，所以這些析出物長大得非常緩慢。這樣就保證了高的蠕變斷裂強度。時效后析出的多種數(shù)量多的第二相必然會給韌性帶來影響。圖32表示20Cr-25NiMoNbTiN鋼經(jīng)過700時效后沖擊吸收功的變化情況。沖擊吸收功從固溶狀態(tài)的200J降低到1000小時時效后的30-40J。降低的幅度很大。圖33是20Cr-25NiMoNbTiN鋼經(jīng)過700時效后析出物的金相照片，可看到大量的碳化物型析出物出現(xiàn)在晶界附近。幸好在經(jīng)過1000小時時效以后這些析出物長大得極其緩慢，沖擊吸收功仍穩(wěn)定在30-40J的水平。此外又由于Cr

30、、Ni含量平衡得恰當，20Cr-25NiMoNbTiN鋼長時間時效后沒有出現(xiàn)相，避免了材料韌性的進一步惡化。圖31 20Cr-25NiMoNbTiN鋼7005000小時時效后的組織 圖32 20Cr-25NiMoNbTiN鋼700時效后沖擊吸收功的變化 圖33 20Cr-25NiMoNbTiN鋼700時效的析出物照片20Cr-25NiMoNbTiN鋼的物理和化學(xué)性能 表9、10、11列出20Cr-25NiMoNbTiN和304H鋼的線膨脹系數(shù)、熱導(dǎo)率、比熱容等物理性能。從這些性能的比較中可以看到20Cr-25NiMoNbTiN的熱導(dǎo)率比TP304H鋼的大；20Cr-25NiMoNbTiN的線膨

31、脹系數(shù)比TP304H鋼的?。?0Cr-25NiMoNbTiN的比熱容也比TP304H鋼的小。這些都是對使用者有利的。 表9 20Cr-25NiMoNbTiN和304H鋼的線膨脹系數(shù) 10-6/ 溫度 * 100 200300 400 500 600 700 80020Cr-25NiMoNbTiN 13.6 14.1 14.9 15.5 15.9 16.2 16.7 17.1 304H 17.1 17.4 17.8 18.3 18.8 19.1 19.4表10 20Cr-25NiMoNbTiN和304H鋼的熱導(dǎo)率 W/(mK) 溫度 100 200300 400 500 600 700 8002

32、0Cr-25NiMoNbTiN 19.727.3 304H 12.6 13.013.8 14.716.318.420.1表11 20Cr-25NiMoNbTiN和304H鋼的比熱容 J/(kgK) 溫度 20 100200 300 400 500 600 70020Cr-25NiMoNbTiN 456 490515532 544 557 607 628 304H 502 500圖34和圖35比較了在650和700下20Cr-25NiMoNbTiN、TP347H、17-14Cu-Mo三種鋼的抗蒸汽氧化的能力以及700下的抗高溫腐蝕能力。三種鋼中以20Cr-25NiMoNbTiN為最優(yōu)。圖34 不

33、同蒸汽壓力下蒸汽氧化的失重圖35 幾種鋼抗高溫腐蝕能力的比較抗蒸汽氧化的能力以及700下的抗高溫腐蝕能力比其他幾種鋼都好。這可以從 圖36來理解。圖36是Cr含量和抗高溫腐蝕能力的關(guān)系。當Cr含量達到20%后失重將降到最低。圖36 Cr含量和抗高溫腐蝕能力的關(guān)系自從1992年到2000年這種鋼在日本一些電廠作為鍋爐的過熱器管,在這些電廠中其最高的設(shè)計使用溫度已達607。6 新型奧氏體耐熱鋼的焊接前面列舉介紹的幾種鋼在供貨狀態(tài)下都是單一的奧氏體組織，12 焊接焊接焊接Cr、Ni純奧氏體鋼的主要問題有三個8、9、10。1，焊接裂紋；2，接頭腐蝕；3，接頭時效脆化。焊接裂紋：焊接Cr、Ni純奧氏體鋼

34、容易出現(xiàn)焊接高溫裂紋，它們是結(jié)晶裂紋、高溫液化裂紋和高溫脆性裂紋。上述這些裂紋都與材料中的Ni、C、Si、Nb、S、P、Sn、Sb 等元素的含量有關(guān)。它們會明顯提高形成這些裂紋的敏感性，其中Ni、Nb 是必需按量加入的，其它元素的含量就成為避免這類裂紋首先要給予嚴格地控制和限制的了。據(jù)此，可以理解為什么在所列舉的鋼中，隨著Cr、Ni 含量的提高，對C、S、P 含量的限制就越加嚴格，控制的含量水平也越低。這個原則也必然成為選擇和設(shè)計熔敷金屬成分的準則。接頭抗腐蝕性能的降低：在燃煤電站條件下，發(fā)生晶間腐蝕、刀狀腐蝕的事例極少，但由于發(fā)生了應(yīng)力腐蝕而引起破壞的事例卻時有所聞。Cr-Ni 奧氏體鋼的應(yīng)

35、力腐蝕發(fā)生在含有Cl- 的介質(zhì)中，而且介質(zhì)溫度愈高愈容易發(fā)生應(yīng)力腐蝕破裂。Cr-Ni 奧氏體鋼最容易發(fā)生應(yīng)力腐蝕的溫度范圍是50-300，因此對于焊接本章所討論的各種新鋼種言，需要重視的是防止其發(fā)生應(yīng)力腐蝕。也要重視防止接頭焊接以后到鍋爐升溫運行這段時間發(fā)生的應(yīng)力腐蝕。接頭的脆化： Cr-Ni純奧氏體鋼在固溶狀態(tài)下具有優(yōu)良的塑性。但本章所討論的各種新鋼種，除了TP347HFG 以外，都含有眾多提高其高溫蠕變強度的沉淀強化元素。材料在高溫運行過程中，這些元素逐漸以碳化物、氮化物或金屬間化合物形式彌散析出，它們在強化材料的同時，明顯降低材料的塑性和韌性。Super304H 、HR3C和20Cr-2

36、5NiMoNbTiN鋼在550-750 和600-800下時效以后脆化傾向明顯，再也容不得發(fā)生 相脆化。用這些鋼材制成的鍋爐部件，其運行溫度恰好是這些鋼 相析出的溫度區(qū)。因此鋼材在開發(fā)設(shè)計時就考慮到要避免析出 相而脆化的傾向。焊縫金屬也會有這種時效脆化的傾向，因此除了上述由于時效造成的脆化以外還需要防止 相脆化。焊接時焊接材料必須選擇得正確，以避免 相脆化的危險。四種新型奧氏體鋼焊接裂紋敏感性的相對比較采用了剛性固定法和可調(diào)拘束試驗法測試比較了四種新型奧氏體鋼的高溫裂紋敏感性3567。圖37圖38分別表示剛性固定法和可調(diào)拘束試驗法的試樣和試驗裝置38。圖37 剛性固定法裂紋試驗試樣3圖38中，

37、當焊接電弧到達B點，試驗機即給試樣施加彎曲力P，令試樣按弧形模塊的曲率彎曲，也就是令焊接的高溫區(qū)以特定的變形速度變形，以這種方法測定導(dǎo)致高溫裂紋的臨界變形速度。圖38 可調(diào)拘束試驗法的試驗裝置5a,縱向試驗裝置 b, 橫向試驗裝置圖39 ASME TP347HFG和TP347H鋼的焊接高溫開裂傾向3圖39表示出用剛性固定法比較TP347HFG和傳統(tǒng)TP347H鋼的高溫裂紋敏感性,試樣采用了不填絲的氬弧焊打底、焊條電弧焊填充和蓋面的焊接工藝。TP347HFG鋼氬弧焊打底焊縫中的裂紋率明顯地低于TP347H鋼。填充和蓋面焊時熱影響區(qū)的裂紋率都很低。從這個結(jié)果看，焊接TP347HFG鋼并不比人們熟悉

38、的TP347H鋼更困難。圖40 Super304H鋼和TP347H鋼的剛性固 圖41 HR3C鋼和TP347H鋼的剛性 定法裂紋試驗結(jié)果6 定法裂紋試驗結(jié)果7 圖40和圖41分別表示Super304H鋼、HR3C鋼和TP347H鋼的剛性固定法裂紋試結(jié)果。在相同的條件下，Super304H鋼的裂紋敏感性成倍地低于TP347H鋼，而HR3C鋼的裂紋敏感性略高于TP347H鋼。圖42表示用可調(diào)拘束法試驗的結(jié)果和剛性固定法試驗的結(jié)果大致是一致的。四種鋼的裂紋敏感性增大次序是：TP347HFGSuper304HHR3C和NF709。其中TP347HFG和Super304H的裂紋敏感性明顯低于TP347H

39、鋼，HR3C和NF709的裂紋敏感性略高于傳統(tǒng)的TP347H鋼。此外，TP347HFG和Super304H焊縫的裂紋敏感性遠比熱影響區(qū)的高。 a， Super304H鋼和TP347H鋼的可調(diào)拘束法裂紋試驗結(jié)果6 b， c，HR3C鋼和TP347H鋼試驗結(jié)果7 NF709鋼和TP347H鋼的試驗結(jié)果5圖42 Super304H、HR3C、NF709鋼和TP347H鋼的可調(diào)拘束法的裂紋測試結(jié)果對于20-25、25-20之類含鎳較高的純奧氏體鋼，除了焊縫中容易出現(xiàn)熱裂紋外，熱影響區(qū)也容易出現(xiàn)高溫脆性裂紋。圖43表示了在25Cr-20Ni-0.4Nb-0.25N鋼中元素磷的含量也會對焊縫的結(jié)晶裂紋以及

40、熱影響區(qū)的高溫脆性裂紋有明顯影響。圖43 25Cr-20Ni-0.4Nb-0.25N鋼多變拘束裂紋試驗的結(jié)果7從這些試驗數(shù)據(jù)來看，把磷的含量控制在0.005%以下，熱影響區(qū)的裂紋率才能達到零，但即使這樣在焊縫仍難免會產(chǎn)生裂紋?？梢妼τ诤附親R3C鋼來說（也包括焊接NF709鋼），硫、磷、碳含量的控制是多么重要。這種要求對于焊接填充材料來說也是一樣重要。此外，在焊接工藝方面必須還要避免采用過大的熱輸入。影響Cr-Ni奧氏體鋼應(yīng)力腐蝕的因素91011Cr-Ni奧氏體鋼構(gòu)件在熱水或高溫水、氯化物溶液、堿溶液和連多硫酸（H2SxO6）等介質(zhì)中會發(fā)生應(yīng)力腐蝕破壞。火電站中的應(yīng)力腐蝕大多是在熱水或高溫水和

41、氯化物介質(zhì)中發(fā)生的。在這種條件下影響應(yīng)力腐蝕破壞的因素主要有：介質(zhì)的特性、應(yīng)力、冷作變形和鋼材的成分。 圖44 水中氯離子含量對應(yīng)力腐蝕破裂的影響介質(zhì)的特性 在熱水和高溫水（或水蒸汽）介質(zhì)中，氯離子和氧離子的濃度對應(yīng)力腐蝕有重要影響，圖44為100水中氯離子含量對應(yīng)力腐蝕破裂的影響。隨著氯離子含量的增加，應(yīng)力腐蝕破裂速度加快。但是溶解氧對應(yīng)力腐蝕破裂起了決定性的作用，一般情況下，在僅有微量Cl- 而沒有氧存在的情況下，Cr-Ni不銹鋼不會產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕。可見溶解氧和氯離子的同時存在是產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕的必要條件。pH值也影響應(yīng)力腐蝕破裂的進程，pH值增加可能會減緩Cr-Ni不銹鋼的應(yīng)力腐蝕破裂速度，一

42、些試驗說明當pH值=6-7時，Cr-Ni不銹鋼對應(yīng)力腐蝕破裂最敏感。此外溫度升高也會提高應(yīng)力腐蝕破裂的速度。應(yīng)力 一般認為應(yīng)力腐蝕破裂的時間ts和應(yīng)力間的關(guān)系可用方程表示為： logts=a+b顯然應(yīng)力增加應(yīng)力腐蝕破裂速度加快。但是當應(yīng)力減小到一定水平時，就不會發(fā)生應(yīng)力腐蝕，這個臨界應(yīng)力的數(shù)值隨著介質(zhì)、溫度和鋼材的不同而不同。但無論如何，確保低的應(yīng)力水平 對減緩和防止應(yīng)力腐蝕是極為重要的。 冷作變形 冷加工變形對應(yīng)力腐蝕破裂的影響是很明顯的，一般情況下，在冷變形量很小時，隨著變形量的增加，Cr-Ni奧氏體鋼對應(yīng)力腐蝕破裂的敏感性將劇增， 鋼材的成分 當介質(zhì)是高溫水時，通常Cr、Ni、Si會降低

43、Cr-Ni奧氏體鋼對應(yīng)力腐蝕破裂的敏感性，而N、P則是有害的。焊接這類新型奧氏體鋼的工藝原則根據(jù)前面的討論，焊接這類鋼首先要克服的是焊接裂紋，在獲得完整的焊接接頭情況下，還要避免接頭發(fā)生應(yīng)力腐蝕破裂和焊縫的相脆化。防止這類鋼的焊縫發(fā)生高溫裂紋，不能采用在焊接一般Cr-Ni奧氏體鋼時常用的增加鐵素體形成元素含量，使之形成足夠相的方法。因為這種方法會增加焊縫發(fā)生相脆化的危險。因此為了防止焊縫發(fā)生高溫裂紋，只能采用降低焊接熱輸入、降低層間溫度的工藝方法和工藝措施，也就是說，應(yīng)盡量采用焊接熱輸入低的TIG焊工藝以及確保層間溫度低的短焊道和間斷焊方法。對直徑不大管壁不厚的小直徑管的焊接來說，更希望采用全

44、氬弧焊焊接。熔敷金屬的選擇只能考慮選擇采用和母材成分相同且雜質(zhì)含量低的材料或采用鎳基焊材如Inconel 82等焊材。為了防止發(fā)生應(yīng)力腐蝕破裂，需要確認施工過程以及隨后的儲存、運輸、運行過程中是否存在有氯離子，如果無法避免氯離子對焊接熱影響區(qū)的污染，就需要進行焊后固溶處理以消除焊接應(yīng)力如圖45、46。此外焊接和焊后熱處理以后應(yīng)避免進行冷作變形加工。圖45 Super 304H鋼的焊后熱處理制度 圖46 HR3C鋼的焊后固溶處理工藝 7 電站異種鋼管道焊接相對于同種鋼焊接，焊接異種鋼會遇到一些特有的問題：1、靠近熔合線的焊縫金屬出現(xiàn)過渡層,稱為凝固過渡層。在通常的焊條電弧焊情況下這個凝固過渡層的

45、厚度在100µ左右，其成分沿著它的厚度是變化的，靠近母材的部分成分接近母材，愈遠離母材其成分愈接近焊縫金屬。而焊縫金屬的成分既不同于填充金屬又不同于母材，須要考慮母材的熔合比例才能確定?？梢娺@個凝固過渡層是焊接異種鋼會遇到的性能難以控制的區(qū)域，它的存在亦有可能影響接頭的整體性能。限制這個過渡層的寬度并控制它的成分和組織，就成為焊接異種鋼所要解決的第一個特有問題。加以消除。由于上述問題，焊接異種鋼時通常要求采用較小的焊接線能量以獲得較低的母材熔合。2、由于熔合線兩側(cè)存在懸殊的成分差別，促使碳元素在焊后熱處理或隨后的加熱過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

46、合金側(cè)脫碳，出現(xiàn)脫碳層。3、 成分和組織不同的母材，其線膨張系數(shù)不同，焊在一起往往使焊接的應(yīng)力和變形比同種鋼焊接時大，而且不可能用焊后熱處理方法消除。由于上述問題，焊接異種鋼時通常要求采用較小的焊接線能量以獲得較低的母材熔合比例和較小的焊接應(yīng)力和變形，此外焊接異種鋼時還必須認真地選取填充金屬材料，這種填充金屬材料應(yīng)該和一定比例的母材溶合以后獲得的焊縫金屬是符合性能要求的。選取填充金屬材料還應(yīng)該使凝固過渡層盡量窄小，并還要避免在過渡層內(nèi)出現(xiàn)高合金的馬氏體和高碳馬氏體等不利組織。以上是焊接異種鋼的一般問題。這些問題現(xiàn)在都已不難解決并已經(jīng)有了明確的工藝原則，也積累了很豐富的經(jīng)驗?？墒呛附与娬居卯惙N鋼

47、接頭時除了上述這些問題以外還必須重視它們的早期失效傾向。這種隨機的早期失效現(xiàn)象，常迫使鍋爐非計劃停爐和檢修，甚至造成重大事故。本文將介紹電站管道異種鋼焊接接頭的早期失效現(xiàn)象，并重點討論如何從填充材料選擇和工藝選擇等方面著手來控制和降低這種接頭的早期失效傾向。第一節(jié) 電站管道異種鋼接頭的早期失效電站異種鋼焊接接頭可分為兩大類：奧氏體鋼與鐵素體鋼接頭和鐵素體鋼與鐵素體鋼接頭。其中鐵素體鋼的組織可能是珠光體、貝茵體或馬氏體。目前國內(nèi)外經(jīng)常遇到的電站用奧氏體與鐵素體異種鋼接頭有：TP304(TP347)/12Cr1MoV、TP304(TP347)/ 鋼102 、TP304(TP347)/10CrMo9

48、10、TP304(TP347)/T91，鐵素體與鐵素體的異種鋼接頭有T91/12Cr1MoV、T91/鋼102、和 T91/10CrMo910等。今后還會有T/P 92、T/P122、T23等鋼不同組合的異種鋼接頭。國外火電站鍋爐中異種鋼焊接接頭是從上世紀30年代開始使用的，當時的接頭有用電阻焊的、有焊條電弧焊和氣體保護焊的。上世紀50年代就由于這類接頭失效影響正常運行而開展了電站鍋爐異種鋼焊接接頭失效的研究。這些研究大部分是以奧氏體鋼與鐵素體異鐘鋼接頭為對象的，主要研究了用奧氏體鋼作填充金屬的接頭。1970 年以后又開始研究以鎳基合金為填充金屬的接頭。一些國家統(tǒng)計的電站鍋爐異種鋼焊接接頭早期

49、失效現(xiàn)象有：美國TVA公司的30臺鍋爐在70-83這10多年中發(fā)生了250次異種鋼焊接接頭過早失效而被迫非計劃仃機1。加拿大OH公司從31000個異種鋼焊接接頭的運行實績得出經(jīng)驗,認為這種接頭大概運行50000小時350次起仃后就將有480個(占1.55%)接頭發(fā)生失效2。英國CEGB統(tǒng)計了十多萬個21/4Cr-1Mo/奧氏體鋼的異種綱接頭，其中103,554個接頭是鎳基填充金屬的，9474個接頭用的是奧氏體填充金屬，見圖9-1。統(tǒng)計表明用奧氏體填充金屬的接頭早期失效的概率比鎳基的高，而且開始發(fā)生失效的時間早。前者在運行10000小時前就可能發(fā)生失效，運行10000小時時其失效的概率已經(jīng)達到1

50、%。而鎳基填充金屬的接頭在運行10000小時后失效概率還很小，105小時后才達到1%3。表9-1為美國統(tǒng)計的異種鋼焊接接頭早期失效情況4。我國自80年代后期開始采用異種鋼焊接接頭，估計也將會遇到這類失效現(xiàn)象。 圖9-1 CEGB的統(tǒng)計表9-1 美國電廠異種鋼焊接接頭早期失效情況 奧氏體填充金屬：開始出現(xiàn)失效的時間 29 000-125 000小時平均開始出現(xiàn)失效的時間74 000小時開始出現(xiàn)失效的啟動次數(shù) 30-290次 鎳基合金填充金屬：開始出現(xiàn)失效的時間 40 000-120 000小時平均開始出現(xiàn)失效的時間 100 000小時1.1 早期失效的特征 國內(nèi)外學(xué)者多年的觀測研究歸納了早期失效

51、有下述特征1、2、3、4、5:1， 失效是脆性的。是由蠕變損傷造成的脆性失效。從宏觀上看破壞發(fā)生在低合金材料和高合金焊縫的溶合界面（融合線）上，如圖9-25。斷口的金相顯微觀察發(fā)現(xiàn)，在以奧氏體鋼作為填充金屬的接頭中，失效發(fā)生在距熔合線1-2個晶粒的鐵素體鋼內(nèi)，裂紋在該處原始奧氏體晶粒的晶界上形成并發(fā)展，如圖9-35。在以鎳基合金材料為填充金屬的接頭中，失效發(fā)生在溶合線上，圖9-4為這種接頭失效的典型特征5。圖9-5中可以看到，在以鎳基合金材料為填充金屬的接頭中,沿溶合線上析出球塊狀的碳化物，使溶合線成了一個薄弱面，蠕變裂紋就沿著這些碳化物形成和發(fā)展。圖9-5中沿溶合線排列的球塊狀碳化物被稱作型

52、碳化物。通常以鎳基合金材料為填充金屬的接頭，其壽命比以奧氏體作為填充金屬的接頭長4到5倍，圖9-2 過熱器異種鋼接頭典型的早期失效斷口圖9-3 失效接頭的切面金相（填充金屬為奧氏體鋼） 圖9-4 鎳基合金焊縫接頭中沿熔合線的失效 圖9-5鎳基合金焊縫接頭界面的球塊狀（）型碳化物 圖9-6 奧氏體不銹鋼焊縫接頭界面的擴散型碳化物可是在以鎳基合金材料為填充金屬的接頭中，經(jīng)過時效一旦在溶合線上形成了球塊狀碳化物,接頭的壽命就會大大減短，其剩余壽命只和以奧氏體鋼作為填充金屬的接頭相當。在以奧氏體不銹鋼作為填充金屬的接頭中，低合金材料和高合金焊縫的溶合界面附近形成微細顆粒的擴散型碳化物，如圖9-65。2、失效與焊接缺陷無直接關(guān)系，尤其對已經(jīng)運行了5年的接頭，焊接缺陷的影響就更小。3、由于沒有明顯的脫碳層,所