高铬铁素体耐热钢管发展中的问题及争议（下）

何德孚 ，王晶滢 ，2

（1.上海久立工贸发展有限责任公司，上海 200135；2.浙江德传管业有限公司，浙江 湖州 313103）

4 讨 论

4.1 正确评估蠕变断裂强度-寿命特征的重要性

在G91这类CSEF钢的发展中，国际上始终将其蠕变断裂强度-服役寿命特性的评估或预测放在重要位置，原因如下。

（1）这类材料只有在所要求的高温下拥有足够高的蠕变断裂强度和足够长的服役寿命才有工程实用价值。强度越高、寿命越长，经济效益将越好。国外已把核电关键设备应用所要求的30年服役寿命作为T/P91钢的蠕变断裂强度研究新目标。

（2）不可能完全通过实测方式获得所期望的强度和寿命。虽然已有G91钢最长蠕变试验时间超过8×104h、温度为600℃的记录数据，但人们已期望其服役寿命达到30年（26.3×104h）。按照EN 13445-2∶2009的建议，上述试验时间尚不足期望服役寿命的1/3。因此，评估或预测建模是个永恒的话题［15-16］。

（3）文献［1-6］普遍认为，早期采用的作图或线性回归分析导致G91钢在600℃、105h的预测蠕变断裂强度过高，据此设定的许用应力也过高。

4.2 蠕变的宏观力学规律和微观演化动力

4.2.1 宏观力学规律

自1950年代以来的长期探索，目前已经确认材料蠕变的宏观力学规律。蠕变行为的宏观力学特征如图18所示。

图18 蠕变行为的宏观力学特征

（1）在给定的温度和应力条件下，材料蠕变过程均将经历3个阶段：初始或瞬变期（Ⅰ期）、恒速或准黏性期（Ⅱ期）、快增速率期（Ⅲ期）。

（2）应力或温度增加时，蠕变、应变都随之加快，尤其是Ⅱ期的蠕变速率ε˙将明显增加。

（3）在蠕变的3个阶段中，Ⅰ期时间很短，Ⅲ期意味着材料很快就会断裂，为了延长材料服役寿命，控制Ⅱ期的稳定蠕变速率ε˙s是关键。

4.2.2 微观演化动力

蠕变实质是材料在高温下十分缓慢的塑性形变过程，而这一过程是跟晶格内原子的缓慢扩散过程相关的。为此，首先必须注意晶格内总是存在着空位和位错的，当金属晶体在高温下承受外力，会发生以下情况：

（1）空位会通过原子扩散从晶体底部和顶部向侧向平行或近似平行于应力方向的晶界集聚，构成所谓的空位流，同时还可能造成这些晶界的微小延伸及空位集聚，空隙扩大并形成微小孔洞（图19a所示）。

图19 蠕变行为的微观推理

（2）空位流动中若遇到位错，就会发生位错攀爬（climb），如图19（b）所示。实质是空位在遇到位错时向两侧扩散，位错就向下跨越。

（3）在多晶体的相邻晶界上都发生位错攀爬时，就会构成晶界位错滑行（dislocation glide），如图19（c）所示（箭头即表示空位流方向）。

扩散、位错攀爬、晶界滑行即图19所示控制Ⅱ期ε˙s的微观演化动力，而蠕变取决于所加应力σ相对剪切模量G的大小：若σ/G ∧10-4，构成扩散蠕变；10-4∧σ/G ∧10-2，构成位错攀爬蠕变；σ/G∧10-2，构成晶界位错滑行蠕变。

（4）位错滑行扩展到更大范围时，就会构成扩散支撑下的晶界滑移，如图19（d）所示。这时ε˙s将快速增加，使蠕变进入Ⅲ阶段，并伴随着空隙二的快速增加，最终将导致材料中出现大孔洞和蠕变断裂（图 19e）。

可见，扩散形成的空位流是蠕变演化或劣化的基本动力，位错攀爬、晶界滑行及滑移都只是扩散的不同表现形式。

4.2.3 蠕变速率和服役寿命

从扩散现象出发，给出Ⅱ期蠕变速率的经典公式［7］：

式中A——无量纲常数；

b——柏氏矢量；

D——扩散系数；

k——玻耳兹曼常数；

d——晶粒大小；

p——晶粒大小的倒数指数；

n——应力指数；

D0——扩散因子。

引述公式（4）的目的是：

（1）强调问题的实质及其复杂性，这是深入探讨时不能回避的。

（2）G91这类CSEF钢都是通过增加晶界位错密度，同时利用马氏体相变组织子晶晶界及晶内析出M23C6和MX形成枝条状微观组织增加扩散阻力，降低应力指数n，从而达到减小ε˙s（有一个范围）或ε˙m（ε˙s的最小值）的目的。成分配置和热处理是决定微观组织的前提，但目前为止并未找到其问题相关性细节。这是造成实际炉号蠕变断裂强度—寿命特性尚存许多分散性和实际应用中可能诱发早期损毁的根源。

（3）目前虽已有30种以上材料的蠕变强度—寿命特征评估或预测方法，但大多是以蠕变试验数据分析为基础，只是采用不同数学处理方法。以扩散理论为基础，建立更精确的评估方法是已在探索的另一条途径。文献［16］是最新进展的一个代表。文献［16］试图通过建立的位错攀爬跨越MX粒子阻挡的理论模型，预测G91钢长期蠕变过程中的蠕变速率，这是以往所有蠕变理论［7，17］中从未讨论过的新探索点［15，17］。文献［16］提出的基本出发点是：

式中ρ——移动位错密度；

λ——MX析出粒子的间隔距离；

tc——攀爬越过一个MX析出粒子所需的时间。

文献［16］根据他人的研究和一些新的假定推算出：

式中r——MX粒子半径；

f——MX粒子体积分数；

η——MX粒子形态比，球形粒子为1；

（dy/dt）gen——总攀爬速率；

（dy/dt）local——局部攀爬速率。

文献［16］通过一个实际样品计算出不同寿命条件下的ε˙s值，并与数据库数值进行比较（图20），以说明其合理性。文献［16］及同类工作的目标是试图建立G91这类材料的微观组织与蠕变行为更明确的相关性，但目前尚不很清晰。这是否指明了一个值得探索的途径应该予以思考。

图20 蠕变速率的模型化研究

4.3 焊缝和热影响区蠕变劣化快的原因

表4和图5的数据分析均说明在大多数应用中G91钢焊缝和热影响区总是最终因Ⅳ型开裂而导致蠕变断裂，成为最危险区域。其原因有许多不同的说法［1-6］。文献［18］提出了一种明确说法。

（1）焊缝HAZ外缘存在硬度明显降低的软化区是导致Ⅳ型开裂的根源，但其确切位置有不断的争论［18］：有认为是在HAZ的细晶区，也有认为是ICHAZ（不完全淬火区），即受热温度在C-Fe平衡图的Ac1～Ac3线温度（818～820 ℃）内临界温度区（图21a）。文献［18］进行的G91钢焊接、焊后热处理及蠕变试验（650℃、649 h、70 MPa）后硬度精确跟踪测试（图21b）表明：①焊态G91钢焊缝金属及HAZ的硬度均远高于母材，且ICHAZ的硬度波动范围很大，因此韧性很差，必须进行焊后热处理；②经760℃、2 h的焊后热处理，焊缝和热影响区的硬度均大大降低，且在ICHAZ及其两侧均出现略低于母材的软化区；③蠕变试验后，ICHAZ的硬度进一步降低并向两侧扩展。因此，确认ICHAZ是蠕变强度最低、最易诱发Ⅳ型开裂的始发地。

（2）G91钢母材本身的Cr含量分布不均匀，并在ICHAZ和蠕变过程中不断加剧，是造成上述软化区存在的根本原因。①供货态G91钢呈现回火马氏体微观组织特征，初始奥氏体晶粒尺寸为（17.9±5.02）mm，初始奥氏体晶粒的主马氏体子晶平均尺寸为2.1 mm，粗大椭球状M23C6分布在初始奥氏体及子晶晶界，细小的球状MX弥散分布在马氏体子晶内，M23C6和MX析出物平均尺寸分别为144 nm和35 nm。②Cr含量分布不均匀，初始奥氏体晶粒之间和马氏体子晶内部的Cr含量分布不均匀，含量为7.0%～11.3%。不同Cr含量的奥氏体、铁素体晶体在Ac1线以上高温拥有不同的自由能（图21c）及由此决定的铁素体-奥氏体相变温度（图21d）。这将造成焊接过程中ICHAZ区内有些低Cr含量铁素体晶粒因相变驱动力不足而不能转变为奥氏体，即造成ICHAZ区形成由一部分新生成的奥氏体晶粒+未及溶解的析出相及细小回火马氏体晶粒构成的混合组织。富Cr析出相硬度很高，而保留下来的细小回火马氏体因Cr含量很低而硬度很低，使焊后ICHAZ硬度实测值呈现很大的波动（图21b）。③焊后热处理的回火效应使ICHAZ平均子晶增大为3.51 μm，析出相的粗化使硬度波动降低，硬度最低值仅为206 HV0.5，已低于母材区。④蠕变试验进一步加速了这些保留下来并经焊后热处理已粗化的析出物的长大，平均尺寸达到246 nm，晶界和子晶内均可见粗大析出物，使ICHAZ的硬度进一步降低到142 HV0.5。软化区的蠕变抗力明显降低，在析出物附近可观察到孔洞的出现。

图21 G91钢焊缝HAZ的分区特征、硬度测定、Cr含量对自由能及铁素体-奥氏体相变温度的影响

4.4 焊缝金属附加w（Mn+Ni）≤1.4%约束的原因

目前，文献［19］对G91钢的焊接材料已有全面介绍，但需要注意的是，由美国焊接学会制定并已获ASME B&PVC确认的AWS A5.23/A5.23M等焊材标准中均对G91钢焊缝金属有一个附加约束条件，即w（Mn+Ni）≤1.4%。其原因是：

（1）相关标准均规定G91钢母材的化学成分w（Mn+Ni）≤1.0%（表7），但为了保证焊缝金属的蠕变强度和韧性，焊缝金属的Mn、Ni允许含量均有提高（表11）。原因是：①焊缝金属是铸态组织，为保证其与母材等的性能一样或相近，必须适当提高Mn含量；②SMAW（手工电弧焊）、SAW（埋弧自动焊）、FCAW（药芯焊丝电弧焊）都可因为氧含量提高而使焊缝的韧性下降，而提高Mn含量有助于焊缝脱氧；③Ni含量增加也有助于韧性提高［3］。

表11 美国焊接学会（AWS）给出的G91钢焊材标准焊缝成分及母材化学成分（质量分数）

（2）Mn、Ni都是奥氏体稳定元素，Mn+Ni含量提高会使焊缝金属的Ac1温度降低（图22）［3］，为避免焊后热处理引起微观组织局部相变为奥氏体，焊后热处理温度必须低于Ac1温度14～28℃。由图22可以看出，w（Mn+Ni）为1.4%时，Ac1温度为780℃，通常规定焊后热处理温度为760.7+0-10℃，如果w（Mn+Ni）∧1.4%，Ac1温度下降就可能使焊后热处理温度超过警戒线。

图22 G91钢焊缝金属的w（Ni+Mn）含量控制

（3）P91钢的CCT过冷奥氏体连续冷却转变曲线（图23）表明，其马氏体相变的终止温度约为100℃。为保证焊缝金属焊后完成马氏体相变，焊后热处理前应使焊缝金属冷却到室温或93℃以下。

图23 G91钢的CCT过冷奥氏体连续冷却转变曲线

（4）实芯焊缝GTAW可以获得氧含量接近0的G91钢焊缝金属；因此该方法是一种最可取的焊接方法。

4.5 环焊缝强度设计许用应力是否考虑因子W

T/P91钢管的环焊缝是不需考虑焊缝强度折减因子W的。原因是：在一般承受内压的状态下，T/P91无缝钢管的轴向应力（即环焊缝热影响区所受的拉伸应力）仅为纵焊缝热影响区所受钢管的环向应力的1/2，即纵焊缝热影响区所受应力为环焊缝热影响区所受应力的2倍或更大［19］。因此，若采用纵焊缝焊管，纵焊缝热影响区往往是Ⅳ型开裂最易或最先发生之地。这是T/P91钢管目前主要采用无缝压延方法制造，部分研究者甚至提出禁用T/P91纵焊缝焊管的原因；也是T/P91无缝钢管环焊缝不需要考虑强度折减因子的缘由。实际应用中，也有一些T/P91无缝钢管环焊缝发生Ⅳ型开裂的实例（表1），但这往往都是除内压外，还叠加了热应力等其他附加的轴向应力造成的。

5 小结和建议

（1） 以 T/P91 为代表的高 Cr（9%～12%Cr）铁素体耐热钢管，因其高温蠕变强度高、导热性优、热膨胀系数小等一系列优点，成为超临界和超超临界发电锅炉、高温蒸汽管道及石油化工高温耐腐蚀管道的优选钢管。对于此类材料，除了控制Cr+Mo及微量V+Nb等元素的含量外，最终通过正火+回火热处理以获得晶界上拥有M23C6析出、子晶内又有弥散分布的MX析出的板条状马氏体是保障性能的关键。

（2）T/G/P91钢投入应用30多年来，从国内外不断发生的早期损毁事故中发现，早期的一些判断并不完全合适。其中，600℃、105h条件下的蠕变断裂强度评估值过高。造成评估值过高的原因是，评估所依据的蠕变断裂试验数据很少，采用的评估方法或模型未考虑蠕变断裂强度与服役寿命之间的非线性相关性。目前，通过大量蠕变断裂试验数据积累和评估方法的改进，已证明该钢种的长期蠕变断裂强度和许用应力都要比早期的评估值有较大的降低。

（3）T/P91钢管应用中出现的早期损毁事故和蠕变断裂试验数据库中的分散性提示炉号差异，即不同炉号的化学成分在相关标准内波动及正火+回火热处理的实施细节差异可能是另一个重要原因。

（4）2014年美国提出的G91钢化学成分Ⅱ型修正案中 w（Ni） ∧0.20%及 w（N）/w（Al）∧4，虽然有早期少量蠕变断裂试验数据为依据，但大量试验数据已否定了其合理性和必要性，正火+回火热处理细节确定的晶粒大小和析出物分布状态是更为重要的控制要素，Cr含量则是化学成分中唯一值得关注的重要因素。

（5）材料的宏观力学行为总是受应力和温度控制的，其断裂寿命总是由Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ段组成。温度或应力越高，Ⅰ、Ⅱ、Ⅲ段寿命均降低；尤其是决定服役寿命的Ⅱ段最小蠕变速率增加。因此，高应力或高温/中等温度+中等应力都难以保证长期服役寿命，只有低应力和相对较低温度条件下才可能长期服役。温度越高，应力必须降低得越多。

（6）蠕变是高温和应力条件下十分缓慢的塑性形变过程，其微观组织晶格尺度内发生的原子扩散引起的空位流动、聚集，位错攀爬、晶界滑行和滑移等演化及由此造成的位错密度降低、析出物粗化、回复等蠕变劣化，都将导致蠕变速率增大，孔洞密度和尺寸增加，最终造成蠕变断裂。可见，依据炉号成分差异作略有区别的正火+回火热处理可能是更为重要的实际手段。

（7）许多G91钢构件的早期损毁发生在其焊缝热影响区外缘的分析结果表明，这里存在着一个蠕变强度很低的软化区。这种焊缝热影响区特定位置发生Ⅳ型开裂的根本原因是同母材的蠕变劣化一样的，只是因为焊接热循环及其后必须附加的焊后热处理使该处的蠕变劣变演化进行得更快。

（8）微观分析和测定已查明Ⅳ型开裂的始发位置是在ICHAZ。这里的母材因正火+回火热处理所形成马氏体及析出物致Cr含量微观分布不均，在受热瞬态最高温度为820℃以下的ICHAZ，推断贫Cr区无足够驱动力促成铁素体转变为奥氏体，而富Cr区却能完成这一转变，使该区域焊后硬度值波动很大；焊后热处理后所保留的贫Cr铁素体未能得到回火，使ICHAZ硬度低于母材而很容易诱发Ⅳ型开裂。

（9）焊缝的蠕变断裂强度总是低于母材，服役温度越高，差异越大。因此，在设计规范中引入的焊缝强度折减因子随服役温度的提高而降低。

（10）焊缝强度折减因子仅是针对管道纵焊缝的规定，其最低值为0.5。对于仅受内压的T/P91无缝钢管的环焊缝，因其热影响区所受拉应力为纵焊缝热影响区的1/2，因此环焊缝设计不用考虑焊缝强度折减因子。但是，T/P91无缝钢管在应用中也发生过环焊缝热影响区的Ⅳ型开裂，这是因为其热影响区还受到热应力等其他附加应力。

（12）近20多年来T/P91钢管在国内已经历批量进口、管制、国产化大批生产历程，产品质量已达国际同类水准，但其蠕变断裂强度-服役寿命评估可能尚有偏高倾向。

（13）国内至今十分罕见T/P91钢管或G91钢种焊缝横向蠕变断裂强度-服役寿命特性的测定及Ⅳ型开裂问题的研究，这值得引起重视。

（14）我国至今尚无针对T/P91及其他CSEF钢管的蠕变强度设计规范。为此，首先必须重视此类钢种蠕变断裂强度-服役寿命测定数据的积累和协调工作，由钢厂、钢管制造厂及相关用户共同参与并确保数据的可靠性和可追溯性是十分必要的。