长期服役对P91 钢蒸汽管道接头疲劳裂纹扩展行为的影响

田成川， 赵 海， 田 妮， 刘 杨， 郦晓慧， 王巍麟

（1.华电电力科学研究院有限公司， 杭州 310030；2.东北大学 材料各向异性与织构教育部重点实验室， 沈阳 110819）

大型蒸汽发生器的主回路传热管道是先进电力系统的关键构件，其服役性能稳定性和损伤容限能力直接决定电力系统的服役寿命及安全［1-3］.因此，该管道的选材不仅应具备高强韧和良好的损伤容限能力，还需要具备足够的微观组织和力学性能的稳定性，使其能够在高温、高压条件下长期稳定服役［4-5］.目前上述无缝钢管主要采用P91 和P92 钢制造，其中以P91 钢为主［6-8］.P91 钢是各方面性能均优于传统奥氏体耐热钢、珠光体耐热钢的优质马氏体耐热钢［9］，同时它还具有良好的焊接性能［10］.然而，在焊接过程中，组织演化必然引起焊缝及其附近性能的改变.尤其对于蒸汽管道而言，长期高温在线服役过程中的组织退化和高温力学性能劣化，是直接决定电力系统服役安全的关键因素［11-13］.

关于P91 和P92 钢接头的组织性能评价已有诸多研究.研究者们普遍认为：在蒸汽管道回路实际建造施工过程中，焊接工艺的波动、焊后热处理加热温度的精度控制等是决定管道母材（base metal， BM）、接头热影响区（heat affected zone，HAZ）和熔合区（fusion zone， FZ）焊后组织、应力状态及服役性能的关键［14-17］.还有研究表明，FZ 及HAZ 在焊接过程中因焊接热循环造成的显微组织变化将进一步严重劣化，这使得P91 钢管接头区域成为关系到整个管道服役安全和寿命的重要环节［18-20］.在长期服役过程中，碳化物会在马氏体边界不断析出长大，对焊缝的力学性能产生不利影响，使焊缝成为整个蒸汽管道的最薄弱部位［21-22］.

近年来，有大量关于超长时间在役管道失效、检修的研究发现，在役P91 钢管的实际服役微裂纹并非完全起源于FZ，也可能产生于HAZ.而在线硬度测试评判报告记录无明显异常的情况下发生的停机故障，主要源于接头弯管侧（或低强管侧）HAZ 的裂纹扩展和裂纹源萌生［19］.可见，实际服役接头的组织退化和疲劳性能劣化的关键部位应在HAZ，这无疑给提高P91 钢管道焊接接头的强韧化制备效果，以及保障关键构件的高温长期服役安全引入了不确定因素.

本文中以国内某电力系统蒸汽主回路管道在线服役83 500 h的P91 钢管焊接接头作为研究对象，通过与未服役P91 钢BM 进行对比，分析高温长期服役对管道BM，HAZ 和FZ 的显微组织和疲劳裂纹扩展行为的影响，探究高温长期服役影响接头各区域疲劳断裂行为的微观机制，以期为合理确定新建主管道焊接工艺和接头组织调控方向提供重要依据.

1 实验材料与方法

本文中所用材料为国内某电力系统供货态P91 钢管，83 500 h在线服役钢管焊接接头的服役温度、压力上限条件分别为541 ℃，17.47 MPa.接头各区域化学成分见表1.

表1 未服役钢管母材和服役钢管接头各区域的化学成分（质量分数）Table 1 Chemical compositions of non-service P91 base metal and subzones of steel pipe joint in service （mass fraction） %

使用金相显微镜（OLYMPUS GX71）和扫描电镜（Nova NanoSEM 50）对接头显微组织、断口形貌进行表征.利用扫描电镜（JEOL JSM-7001F）及其配备的EBSD（Oxford Symmetry S2）系统，在加速电压为20 kV、步长为100 nm 的条件下采集空间取向数据，并采用Channel 5 软件定量表征样品的晶界类型和晶体取向分布.利用透射电镜（JEM-2100F）及其配备的能谱仪检测接头各区域位错组态、碳化物的形貌与分布.

利用里氏硬度计（EQUOTIP BAMBINO-2）测定未服役钢管和服役钢管接头各区域的硬度值.在未服役钢管和服役钢管接头各区域，参照金属材料疲劳试验和疲劳裂纹扩展方法，沿垂直钢管直径方向切取标准紧凑拉伸试样，宽度W为45 mm，厚度B为10 mm，缺口长度a0为10 mm.

使用电液伺服疲劳试验机（INSTRON 8801）进行疲劳裂纹扩展速率实验，采用15 Hz 正弦波降应力强度因子K方法预制疲劳裂纹，控制裂纹长度为2.85 mm.疲劳裂纹扩展速率实验，在8 Hz正弦波条件下，利用引伸计控制应力强度因子范围ΔK，通过降K实验获得试样门槛值，而后采用升K实验，直至试样最终断裂失效.

2 实验结果与讨论

2.1 长期在线服役P91 钢管接头组织及硬度分布

图1 为未服役P91 钢管BM 的显微组织及晶体取向分布情况.由图可知，未服役P91 钢为典型板条状回火马氏体组织，马氏体板条较均匀，在轴向、径向未见明显的取向分布差异.回火马氏体中存在一定比例的小角度晶界，未服役BM 的小角度晶界比例为20%～25%（以取向偏差小于10°为统计范围），这表明回火后的P91 钢马氏体板条中仍存在一定的淬火亚结构.回火后的P91 钢马氏体板条间、基体上有颗粒状碳化物分布.这些碳化物在淬火后的回火过程中析出，分布较弥散，尺寸较均匀，未见明显的异常尺寸碳化物及其集中分布情况.

图1 未服役P91 钢管母材的显微组织形貌Fig.1 Microstructure of non-service P91 steel pipe

图2 示出了高温长期在线服役P91 钢管接头的硬度分布情况.由图可知：P91 钢管焊接接头硬度呈明显的梯度分布，未服役P91 钢管BM 的平均里氏硬度为470 ～480；高温长期在线服役的P91 钢管接头整体硬度值几乎均高于未服役BM硬度，并且在FZ 区域约50 mm 范围内出现明显峰值，形成显著的高硬度区.从电力系统蒸汽管道在线安全评估角度考虑，可以判定经83 500 h在线服役的管道接头硬度并未出现显著异常，仍在安全服役期限内.经83 500 h在线服役后，接头弯管侧（低强度BM 侧）出现低硬度区，虽其硬度值也处于未服役BM 硬度范围内，但就整体接头硬度分布而言，已明显出现长期服役造成的组织及强化效果退化现象.

图2 经83 500 h 长期在线服役的P91 钢管接头硬度分布Fig.2 Microhardness distribution of P91 steel pipe joint after long-term on-line service for 83 500 h

为明确接头在高温长期服役过程中的组织演化程度，对已服役接头各分区的显微组织进行表征，结果如图3 所示.从图3 可以看出：与未服役P91 钢BM（图1）相比，高温长期在线服役后的接头各区域组织的组成未发生明显改变，仍为回火板条马氏体组织.接头BM，HAZ 和FZ 均未发生板条马氏体尺寸、形态的显著改变，FZ 和HAZ 亦未见碳化物有明显超温退火及大量析出的异常情况［22］.与未服役BM（图1）相比，长期在线服役后BM 的小角度晶界比例出现14.56%的小幅降低，这表明高温长期服役虽未显著影响接头的硬度，但已发生了一定程度的亚结构演化.而与接头BM相比，FZ 和HAZ 的小角度晶界比例明显降低，降低幅度分别为23.68%和31.56%.对于马氏体耐热钢而言，淬火过程中发生马氏体切变、转变，必然会引起因晶格畸变造成的位错增殖、塞积和应力累积［23］.而在回火过程中，伴随着马氏体分解和碳化物的形成、析出，淬火产生的缺陷也将发生进一步的演化与相消，形成规则化的亚结构和小角度界面.马氏体基体的小角度界面，也是提供其强韧化效果的重要因素.综上可知，P91 钢管接头长期在线服役后，虽然硬度并未发生明显的退化，但其强韧化贡献分配已开始发生改变.这种亚结构尺度的显微组织和微观结构改变，经常会在宏观力学性能（强度、硬度）未发生明显变化的情况下，引起材料微观力学性能的退化和断裂机制的本质改变.

图3 经83 500 h 长期在线服役后P91 钢管接头各区域的组织形貌Fig.3 Microstructures of P91 steel pipe joint after long-term on-line service for 83 500 h

2.2 长期在线服役对P91 钢管接头各区疲劳裂纹扩展速率的影响

图4 为长期在线服役后P91 钢管接头各区域试样的疲劳裂纹扩展速率da／dN-ΔK曲线（a为从参考面到裂纹尖端测量的裂纹长度或尺寸，N为周次）.利用Paris 公式对疲劳裂纹扩展行为进行数学描述［24-26］，可获得材料的疲劳裂纹扩展门槛值（ΔKth）和Paris 常数（C与m），结果如表2 所列.与未服役BM 相比，高温长期在线服役后接头各区域的疲劳裂纹扩展速率均发生不同程度的改变.

图4 长期在线服役对P91 钢管接头各区域室温疲劳裂纹扩展速率的影响Fig.4 Effects of long-term on-line service on room temperature fatigue crack growth rate of subzones of P91 steel pipe joints

表2 长期服役对P91 钢管接头各区域疲劳裂纹扩展门槛值及Paris 常数的影响Table 2 Effects of long-term service on ΔKth and Paris constants of subzones of P91 steel pipe joints

在近门槛区，服役接头各区域的疲劳裂纹扩展速率改变最为显著.在相同ΔK下，长期服役接头各区域疲劳裂纹扩展速率明显增加（见图4）.当ΔK为12.5 MPa·m1／2时，与未服役BM 相比，长期服役后接头BM 的裂纹扩展速率增加幅度为73.38 %.由此可见，在硬度未见明显改变的情况下， 长期服役后P91 钢管BM 的疲劳裂纹扩展速率已发生显著改变.而在ΔK为12.5 MPa·m1／2的近门槛区，与接头BM 相比，FZ 和HAZ 的裂纹扩展速率增加幅度分别为36.53%，67.31%.结合图2 可以发现，长期服役后接头在FZ 显著硬化、HAZ 硬度并未发生硬度异常的情况下，这两处的疲劳裂纹扩展速率明显加快（图4），说明长期服役后接头的近门槛区疲劳裂纹扩展抗力已明显降低［27-28］.其中，HAZ 的疲劳裂纹扩展抗力退化最为显著.随着ΔK的增大，在疲劳裂纹稳态扩展（Paris）区，上述现象有所减弱，但仍保持相同的变化规律.而当ΔK增大到快速扩展区时，长期服役造成的疲劳裂纹扩展抗力退化程度进一步增大.

与未服役BM 相比，P91 钢管焊接接头长期服役后，各区域的ΔKth亦呈不同程度的下降（见表2），其变化趋势与图5 中近门槛区相同，但当降低幅度进一步增大时，而接头各区域的Paris 常数并未见明显改变.这进一步说明长期在线服役后接头硬度虽未明显改变，但已发生显著降低，且以HAZ 的ΔK降低幅度最大.

图5 长期在线服役P91 钢管接头各区域室温疲劳裂纹近门槛区断口形貌Fig.5 Fracture morphologies near threshold zone of room temperature fatigue crack in subzones of P91 steel pipe joints after long-term on-line service

2.3 长期在线服役P91 钢管接头的疲劳裂纹扩展行为

2.3.1 近门槛区的疲劳裂纹扩展行为

图5 示出了未服役P91 钢BM 与长期在线服役后接头各区域疲劳裂纹扩展近门槛区的断口形貌，箭头方向为裂纹扩展方向.由图可知，服役前后各区域疲劳裂纹扩展近门槛区的宏观断口均为准解理台阶和撕裂棱，属于典型的韧性断裂特征.

从图5 中还可以观察到，沿主裂纹扩展方向存在较多的裂纹脊，准解理台阶之间有撕裂棱连接，同时沿主裂纹扩展方向还有近似平行排列的窄间距疲劳辉纹.而受各晶粒晶体取向的影响，不同晶粒内的疲劳辉纹有所不同，与主裂纹扩展方向呈一定夹角分布.未服役BM 的近门槛区存在大量细小二次裂纹［见图5（e）］，表明未服役P91钢BM 的疲劳裂纹扩展初期（低ΔK条件下）主裂纹扩展分支较多，扩展阻力较高.与未服役BM 相比，长期在线服役后接头BM 的断口起伏程度下降，二次裂纹明显减少，这说明服役后BM 的疲劳裂纹扩展抗力降低.

长期服役后接头HAZ 的近门槛区断口起伏程度进一步下降，且二次裂纹几乎消失，表明HAZ 的近门槛区疲劳裂纹扩展抗力的降低更为显著［29］.与HAZ 相比，长期服役后接头FZ 的近门槛区裂纹扩展阻力明显提高，这应与FZ 显著的高强度有关（图2）.

2.3.2 稳态扩展区及快速扩展区的疲劳裂纹扩展行为

图6 示出了未服役P91 钢BM 与长期在线服役接头各区域疲劳裂纹稳态扩展（Paris）区、快速扩展区的断口形貌.与近门槛区有所不同，Paris区撕裂棱特征更为显著，快速扩展区是以垂直主裂纹扩展方向的大量二次裂纹和宽间距疲劳辉纹特征为主.与近门槛区相比，在Paris 区，长期服役对接头各区域疲劳裂纹扩展行为的影响程度有所降低，但仍可观察到接头HAZ 在稳态疲劳裂纹扩展阶段的扩展抗力亦明显低于其他区域的扩展抗力，受长期在线服役的影响最为明显［见图6（c）］.而在快速扩展区［见图6（e）～（h）］，与未服役BM 相比，长期服役后接头各区域疲劳裂纹扩展的断口形貌未见显著差异.

图6 长期在线服役P91 钢管接头各区域室温疲劳裂纹Paris 区和快速扩展区断口形貌Fig.6 Fracture morphologies of Paris zone and rapid propagation zone of room temperature fatigue crack in subzones of P91 steel pipe joints after long-term on-line service

2.4 长期服役后接头HAZ 疲劳裂纹扩展抗力显著降低的机理

长期在线服役后P91 钢接头HAZ 疲劳裂纹扩展门槛值ΔKth和疲劳裂纹扩展抗力的显著下降，必然与HAZ 显微组织结构的退化直接相关.从图3 中可以发现，长期服役后HAZ 的小角度晶界比例降低，但其降低幅度并不足以对近门槛区疲劳裂纹扩展抗力产生如此显著的影响.图7 为长期服役前后P91 钢管接头各区域的M23C6碳化物［32-33］形貌.由图可知：P91 钢淬火回火后的M23C6碳化物多呈椭球状，主要分布于马氏体板条边界；接头经长期服役后，BM 中碳化物有所长大，沿马氏体边界析出的比例增加；而服役接头的HAZ 存在更为显著的碳化物长大现象，FZ 的碳化物形态则与服役BM 相近.此外，与未服役BM相比，服役后接头各区域的位错密度有所降低，HAZ 比BM 与FZ 的位错密度降低程度更为显著.

图7 长期在线服役后P91 钢管接头各区域的碳化物形貌Fig.7 Carbide morphologies of subzones of P91 steel pipe joint after long-term on-line service

结合表1 可知，为了保证焊缝的强度，P91 钢焊接过程中使用C 含量相对较高的焊缝金属，这使得接头BM 与FZ 之间存在C，Mn 等元素含量的差异.在焊接及焊后热处理时，因熔合线两侧固、液相线及相变温度变化显著，故HAZ 存在较为明显的焊接内应力和高密度亚结构累积.这在一定程度上提供了积极强化效果，使FZ 和HAZ 的室温硬度有所提高.然而，在高温服役过程中，HAZ 的缺陷与亚结构的演化必然成为元素的快速扩散通道，会促进C，Cr，Mo 等合金元素的扩散.同时，合金元素的快速扩散也加速了缺陷及亚结构的运动和规则化.上述耦合作用引起P91 钢接头HAZ 在长期服役后出现显著的碳化物长大和位错密度降低现象，成为导致HAZ 疲劳裂纹扩展速率显著升高（尤其是ΔKth显著降低）的本质原因.

3 结 论

（1）长期在线服役P91 钢接头HAZ 的碳化物长大和位错密度降低较为明显，但接头硬度分布未见明显异常.

（2）与未服役BM 相比，长期服役后BM 的近门槛区裂纹扩展速率增加幅度为73.38%.与接头BM 相比，FZ 和HAZ 的近门槛区裂纹扩展速率增加幅度分别为36.53%和67.31%.长期服役后接头在FZ 显著硬化、HAZ 并未出现硬度异常的情况下，近门槛区疲劳裂纹扩展抗力已明显降低.

（3）P91 钢接头BM 与FZ 间存在C，Mn 等元素含量的差异，HAZ 在焊接及焊后热处理过程中出现较为明显的焊接内应力和高密度亚结构累积.在高温服役过程中，HAZ 的缺陷、亚结构的演化对合金元素扩散的促进作用，引起了HAZ 的碳化物明显长大和位错密度大幅降低，进而导致HAZ 疲劳裂纹扩展速率的显著升高.