焊接工艺因素对电站铁素体奥氏体异种钢接头早期失效的影响概要.docx

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焊接工艺因素对电站铁素体奥氏体异种钢接头早期失效的影响概要

1999年第1期　　　　　　　　　　　　　电　力　建　设　　　　　　　　　・13・

焊接工艺因素对电站铁素体Π奥氏体异种钢接头

早期失效的影响

InfluenceofWeldingProcessFactorsonEarlyFailureofAustenic

HeterogeneousSteelin曹　晟

武汉市,430072）

[摘　要]　FΠA异种钢接头早期失效的特征,分析了影响早期失效的冶金学和力学因素,提出可用焊后高温回火和适当增加铁素体侧坡口角的办法降低纲102ΠInconel182ΠTP347H接头的早期失效倾向。

高温持久强度试验,高温承载加速模拟试验,残余应力测试结果都证明了上述措施是有效的。

[关键词]　异种钢焊接接头　早期失效

　焊接工艺因素　蠕变脆性

0　前言

80年代以来我国自制或引进的发电设备普遍

（FΠ采用了铁素体Π奥氏体ΠA）异种耐热钢焊接接头。

蠕变裂纹伴随着沿熔合线析出的大颗粒碳化物生长。

这些共识告诫人们,对镍基填充金属的异种钢接头,必须重视沿熔合线界面金属蠕变孔洞的形成

和扩展条件,以及与此有密切关系的碳化物性状。

虽然这类接头在国外已有60多年的使用经验,但仍

存在早期失效的情况。

美国TVA公司30台锅炉在

1970～1983年间就发生约250次早期失效而停机的

事故。

CEGB统计了3113028个2Cr1MoΠ奥氏体4

异种钢接头的运行,发现其失效时间呈威布尔分布

（图1）,说明在运行10万h后将会有大于1%的失

效概率。

加拿大OH公司通过31000个异种钢接头

的运行实例,认为这种接头大约运行50000h、350

次启、停后将有480个（占1155%）接头发生失效。

可以预计,到本世纪末我国也将面临异种钢接头早

期失效的世界性问题。

对这个问题,各国学者进行

了大量的研究,可归纳的共识有:

（1）　失效是脆性的,发生在铁素体钢与奥氏体

钢焊缝的界面附近。

当用奥氏体钢作填充金属时,

失效发生在距熔合线1～2个晶粒的铁素体钢侧,用

镍基填充金属的接头,失效发生在沿熔合线的铁素

体钢界面上。

（2）　高温下,会发生由浓度梯度引起的碳迁

移,由此造成的增、脱碳层并不是导致早期失效的决

定性因素。

（3）　失效由蠕变裂纹引起,在镍基填充金属时

　　收稿日期:

1998211212图1　CEGB统计结果1　异种钢接头界面的冶金学和力学条件分析　　综上所述,可以认为由于异种钢接头铁素体钢Π镍基焊缝界面特殊的冶金学和力学条件,在长期的

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应力。

这4种应力的总和构成界面部分的总应力。

其中前2种应力由载荷和结构决定,后2种应力与工艺因素有关,它们反映了由焊接工艺决定的接头固有应力水平。

这里,虽然焊接残余应力在长期的高温运行中会由于应力松弛而减小,但它也以蠕变的损伤为代价,由此,,,可以通过控制焊接工艺,达到控制接头早期失效的目的。

高温和应力作用下,促使蠕变孔洞在界面优先形成并发展成裂纹,导致界面脆性失效。

如果能限制蠕变孔洞在该处优先形成和扩展,应能延缓和防止早期失效的发生。

111　关于蠕变孔洞的生成和扩展的条件众所周知,蠕变孔洞总是出现在第2相颗粒和基体的界面上。

当界面上的拉应力等于其结合强度时就会形成孔洞。

B.J.Came得出Cr2Mo铁素体钢中第2相颗粒和基体界面上形成的集中应力σv为:

2σ　　v∝（,蠕变,此时孔洞的扩展速度Vo与晶粒直径、最大主应力和蠕变速率成正比,并与孔洞间距的平方成正比。

史春元,田唐等通过高温密栅云纹试验和有限元计算得出异种钢接头临近熔合线铁素体钢侧的应力三轴度是控制异种钢接头早期失效的主要力学参量;并证明应力三轴度的大小决定于相邻材料间的蠕变强度差。

蠕变强度差别大,低强材料区的应力三轴度增大,加剧该区蠕变变形的拘束程度,加速孔洞的长大和连接进程。

112　异种钢接头的冶金学和力学条件

对于某一确定的异种钢接头,材料蠕变强度的差别也被确定,因此影响早期失效的因素主要是接头界面处的应力以及该处第2相的形貌和数量。

关于界面第2相的形貌和数量:

电站异种钢接头在长期高温度低应力下运行,在界面处形成的第2相形貌和数量应与其开始运行的原始状态有关。

近缝区的铁素体钢经过焊接的快速高温加热,原来基体中弥散的碳化物被固熔,并形成以马氏体为主的淬硬组织。

若接头在这种状态下运行,接头近缝区的马氏体组织将在550～600℃温度长期时效析出碳化物。

反之,若焊后近缝区明显淬硬马氏体的接头经过高温回火后再开始运行,则将有大量在700℃以上析出的碳化物分布在基体的晶粒内,2种

[3]

[1]

2　控制异种钢接头早期失效的工艺因

素

21

1　接头的原始状态

包括钢102在内的所有低合金Cr,Mo耐热钢,

其正常工作为调质状态,通常焊接这类钢时需要做焊后高温回火,一方面将焊接HAZ的组织改善到近似调质的状态,另一方面消除其焊接残余应力。

在异种钢情况下,不仅接头一侧的奥氏体钢不希望经受敏化温度范围内的高温回火处理,还由于不能消除焊接残余应力,因此焊后高温回火的利弊和必要性至今是不明确的。

铁素体Π奥氏体异种钢接头HAZ完全淬硬和部分淬硬区域的高温性能以及它们经过高温回火以后的高温性能也均无明确认识。

图2　2

Cr1MoΠ镍基焊缝界面析出4

与时效温度的关系

差别巨大的原始状态,必然会反映到高温低应力运行时熔合线界面碳化物析出的动力学并导致不同的蠕变强度。

关于界面应力:

电站锅炉工作时过热器Π再热器管接头界面存在工作介质内压引起的应力、构件结构系统的约束引起的结构应力、异种材料加热冷却过程中由于线胀系数不同引起的热应力、焊接残余

由Larson2Miller指数可以推论高温回火必然消

[4]

耗材料的蠕变寿命,但R.D.Nicholson得到2

4

Cr1MoΠ镍基焊缝界面粗颗粒碳化物析出长大与时效温度的关系为图2,这个试验结果说明时效温度从600℃提高到700℃,碳化物析出和长大的过程发生质的变化。

根据文献[1,2]以及镍基填充接头界面

1999年第1期　　　　　　　　　　　　　电　力　建　设　　　　　　　　　・15・

表1　试验用材料的化学成分

C

12CrMoWVTiB

（R102）TP347HInconel82

（日本）

0110011201070102

Si0154015701490122

Mn0156015911703100

P0*******120102101002

S0*******060100401001

Cr118611901811919177

Ni014701481112000101

Ti01090110

Mo01600164

V01300133

B010********

01712143Nb

Fe

%

1142

℃要通过对钢102处理2,明确这类异种钢接头焊后高温回火的利弊和必要性。

212　坡口尺寸

对V形坡口,增大角度将增加填充金属数量,缓冲铁素体钢与奥氏体钢间由线胀系数差别引起的热应力,以及两者间的蠕变强度差,有利于提高接头的寿命。

但是增大坡口角度可能会由于填充金属量

的增加而增大焊接应力,对接头寿命不利。

因此有必要通过试验确定合理的坡口角度。

表3　试样组编号及试验内容和条件

试样组编号坡口角α接头状态

试验内容及条件

（1）600℃持久强度

（2）650℃、25MPa加速模

1

70°

AW

拟试验3,试验时间

890h,1924h（3）残余应力测定（4）晶间腐蚀试验（C法）

270°

600℃1hPWHT

　残余应力测定

（1）600℃持久强度

（2）650℃、25MPa加速模

3　试验方法及其结果

311　试验材料、焊接工艺及试验方法

370°

760℃1hPWHT

拟试验3,试验时间

890h,1924h（3）残余应力测定（4）晶间腐蚀试验（C法）

（1）650℃、25MPa加速模

试验选用我国广泛使用的钢102ΠInconel82Π

TP347H接头。

3种材料的成分如表1。

取接头焊前的坡口为V形,其角度如表2所示,其钝边均为015mm。

表2　坡口几何尺寸

坡口型

式代号

坡口参数

坡口示意图

4

α=50°β=35°,15°

AW

拟试验3,试验时间

890h

（2）残余应力测定

　　3注:

加速模拟试验时加热、冷却循环制度见图3。

4α=70°C=2

5α=50°β=15°C=2α=50°β=35°C=2

图3　加热、冷却循环制度

6

312　试验结果及讨论

31211　对加速模拟试验后的1,3,4号3组试样进

焊接采用脉冲TIG工艺,层间温度控制在接近室温。

焊接残余应力采用切条释放法,沿轴向测量

6个截面,每个截面上沿周向每90°各测试1点。

表3列出各试样组的编号以及它们相应的条件和试验内容。

行了金相和电镜观察,可以发现890h模拟试验后只有1号试样组的试样界面上出现较大状碳化物,严重的地方几乎成串相联,1924h后此组试样界面附近的晶粒已经出现蠕变孔洞,个别晶界的孔洞已经相互连接成串,而2号试样组还无明显的蠕变孔

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态试样均被评为Ⅰ级。

唯PWHT接头的均匀腐蚀

速度高于焊态试样。

洞,2种状态的损伤程度相差甚远。

760℃PWHT虽然使HAZ的马氏体回火,碳化物大量析出,但这种析出大多弥散在晶内,与600℃下的时效析出有很大差别。

增大坡口角的4号试样890h以后界面也未见大颗粒碳化物析出,获得这种效果的原因可能是由于增大坡口以后,缓冲了热应力和缓冲了蠕变强度差之故。

31212　焊态和PWHT接头的持久强度结果如图,4　结论

411　可以通过控制焊接工艺因素来调整钢102ΠInconel82ΠTP347H条件,。

4h的接头,蠕变孔洞的,其早期失效倾向413　760℃保温1h的高温回火能降低这类异种钢

接头的焊接残余应力至原峰值的一半。

但是600℃的回火处理几乎没有降低残余应力的作用。

414　采用脉冲TIG工艺,控制层间温度于室温的接头,经过760℃保温1h回火,TP347H焊接热影响区无明显的晶间腐蚀倾向。

415　随着铁素体ΠInconel182界面坡口角的增大,焊接残余应力未见增大。

416　采用焊后760℃保温1h的高温回火以及适当增加钢102侧的坡口角度可有效地降低蠕变孔洞形成和长大的速度,从而降低早期失效倾向。

5　参考文献

图4　2种状态接头的持久强度

1　CaneB.J.MetalsScienceJ,1976,10

（1）:

29

2　Viswanathan.R.DamageMechanismsandLifeAssessmentofHighTem2peratureComponents.ASM.InInternational,19893　史春元,田

31213　各试样残余应力测试结果说明:

600℃高温

回火几乎不会改变原始残余应力,而760℃高温回

火使原始残余应力降低一半;加大坡口角,残余应力并未由于填充金属量的增多而明显增大,这可能与采用的焊接工艺有关。

31214　用C法对两组试样进行的晶间腐蚀试验,未发现PWHT接头有明显的晶间腐蚀倾向,它与焊

唐,等1异种钢接头沿界面蠕变脆断的力学控制参

量1焊接学报,1995（4）

4　NicholsonR.D.EffectofAgingonInterfacialStructuresofNi2Based

TransitionJionts.MetalsTechnology,1984,11（3）:

115～124

（本项目由湖南电力局资助,耒阳厂葛荣根、曹

冬谷、李辉,湖南电力试验研究所雷定威、李光等同志提供了有力的支持和指导,在此一并感谢!

）

本世纪末我国风电装机容量将达到100万k

W

据新华社消息,目前我国把风力发电作为新能源开发的重点,计划到2000年使我国风力发电装机容量达到100万kW。

据悉,我国风能资源非常丰富,初步估算全国可

开发利用的风能资源为2153亿kW。

目前我国已推广小型户用风力发电机1000万台,总装机容量2万kW,风力发电机年产能力已达3万台。

全国已建成大型风力发电厂15座,装机容量3万多kW。

今后一段时期,我国将在边远无电地区继续贯彻“小型为主,解决生活用电为主”的方针,大力推广户用微型风力发电机,并积极发展独立运行的风力系统。

同时,将在风力资源好、用电需量大的省份,有计划、有步骤地建设一定规模的风力发电场。