長期服役對P91 鋼蒸汽管道接頭疲勞裂紋擴展行為的影響

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， 杭州 310030；2.東北大學 材料各向異性與織構教育部重點實驗室， 沈陽 110819）

大型蒸汽發生器的主回路傳熱管道是先進電力系統的關鍵構件，其服役性能穩定性和損傷容限能力直接決定電力系統的服役壽命及安全［1-3］.因此，該管道的選材不僅應具備高強韌和良好的損傷容限能力，還需要具備足夠的微觀組織和力學性能的穩定性，使其能夠在高溫、高壓條件下長期穩定服役［4-5］.目前上述無縫鋼管主要采用P91 和P92 鋼制造，其中以P91 鋼為主［6-8］.P91 鋼是各方面性能均優于傳統奧氏體耐熱鋼、珠光體耐熱鋼的優質馬氏體耐熱鋼［9］，同時它還具有良好的焊接性能［10］.然而，在焊接過程中，組織演化必然引起焊縫及其附近性能的改變.尤其對于蒸汽管道而言，長期高溫在線服役過程中的組織退化和高溫力學性能劣化，是直接決定電力系統服役安全的關鍵因素［11-13］.

關于P91 和P92 鋼接頭的組織性能評價已有諸多研究.研究者們普遍認為：在蒸汽管道回路實際建造施工過程中，焊接工藝的波動、焊后熱處理加熱溫度的精度控制等是決定管道母材（base metal， BM）、接頭熱影響區（heat affected zone，HAZ）和熔合區（fusion zone， FZ）焊后組織、應力狀態及服役性能的關鍵［14-17］.還有研究表明，FZ 及HAZ 在焊接過程中因焊接熱循環造成的顯微組織變化將進一步嚴重劣化，這使得P91 鋼管接頭區域成為關系到整個管道服役安全和壽命的重要環節［18-20］.在長期服役過程中，碳化物會在馬氏體邊界不斷析出長大，對焊縫的力學性能產生不利影響，使焊縫成為整個蒸汽管道的最薄弱部位［21-22］.

近年來，有大量關于超長時間在役管道失效、檢修的研究發現，在役P91 鋼管的實際服役微裂紋并非完全起源于FZ，也可能產生于HAZ.而在線硬度測試評判報告記錄無明顯異常的情況下發生的停機故障，主要源于接頭彎管側（或低強管側）HAZ 的裂紋擴展和裂紋源萌生［19］.可見，實際服役接頭的組織退化和疲勞性能劣化的關鍵部位應在HAZ，這無疑給提高P91 鋼管道焊接接頭的強韌化制備效果，以及保障關鍵構件的高溫長期服役安全引入了不確定因素.

本文中以國內某電力系統蒸汽主回路管道在線服役83 500 h的P91 鋼管焊接接頭作為研究對象，通過與未服役P91 鋼BM 進行對比，分析高溫長期服役對管道BM，HAZ 和FZ 的顯微組織和疲勞裂紋擴展行為的影響，探究高溫長期服役影響接頭各區域疲勞斷裂行為的微觀機制，以期為合理確定新建主管道焊接工藝和接頭組織調控方向提供重要依據.

1 實驗材料與方法

本文中所用材料為國內某電力系統供貨態P91 鋼管，83 500 h在線服役鋼管焊接接頭的服役溫度、壓力上限條件分別為541 ℃，17.47 MPa.接頭各區域化學成分見表1.

表1 未服役鋼管母材和服役鋼管接頭各區域的化學成分（質量分數）Table 1 Chemical compositions of non-service P91 base metal and subzones of steel pipe joint in service （mass fraction） %

使用金相顯微鏡（OLYMPUS GX71）和掃描電鏡（Nova NanoSEM 50）對接頭顯微組織、斷口形貌進行表征.利用掃描電鏡（JEOL JSM-7001F）及其配備的EBSD（Oxford Symmetry S2）系統，在加速電壓為20 kV、步長為100 nm 的條件下采集空間取向數據，并采用Channel 5 軟件定量表征樣品的晶界類型和晶體取向分布.利用透射電鏡（JEM-2100F）及其配備的能譜儀檢測接頭各區域位錯組態、碳化物的形貌與分布.

利用里氏硬度計（EQUOTIP BAMBINO-2）測定未服役鋼管和服役鋼管接頭各區域的硬度值.在未服役鋼管和服役鋼管接頭各區域，參照金屬材料疲勞試驗和疲勞裂紋擴展方法，沿垂直鋼管直徑方向切取標準緊湊拉伸試樣，寬度W為45 mm，厚度B為10 mm，缺口長度a0為10 mm.

使用電液伺服疲勞試驗機（INSTRON 8801）進行疲勞裂紋擴展速率實驗，采用15 Hz 正弦波降應力強度因子K方法預制疲勞裂紋，控制裂紋長度為2.85 mm.疲勞裂紋擴展速率實驗，在8 Hz正弦波條件下，利用引伸計控制應力強度因子范圍ΔK，通過降K實驗獲得試樣門檻值，而后采用升K實驗，直至試樣最終斷裂失效.

2 實驗結果與討論

2.1 長期在線服役P91 鋼管接頭組織及硬度分布

圖1 為未服役P91 鋼管BM 的顯微組織及晶體取向分布情況.由圖可知，未服役P91 鋼為典型板條狀回火馬氏體組織，馬氏體板條較均勻，在軸向、徑向未見明顯的取向分布差異.回火馬氏體中存在一定比例的小角度晶界，未服役BM 的小角度晶界比例為20%～25%（以取向偏差小于10°為統計范圍），這表明回火后的P91 鋼馬氏體板條中仍存在一定的淬火亞結構.回火后的P91 鋼馬氏體板條間、基體上有顆粒狀碳化物分布.這些碳化物在淬火后的回火過程中析出，分布較彌散，尺寸較均勻，未見明顯的異常尺寸碳化物及其集中分布情況.

圖1 未服役P91 鋼管母材的顯微組織形貌Fig.1 Microstructure of non-service P91 steel pipe

圖2 示出了高溫長期在線服役P91 鋼管接頭的硬度分布情況.由圖可知：P91 鋼管焊接接頭硬度呈明顯的梯度分布，未服役P91 鋼管BM 的平均里氏硬度為470 ～480；高溫長期在線服役的P91 鋼管接頭整體硬度值幾乎均高于未服役BM硬度，并且在FZ 區域約50 mm 范圍內出現明顯峰值，形成顯著的高硬度區.從電力系統蒸汽管道在線安全評估角度考慮，可以判定經83 500 h在線服役的管道接頭硬度并未出現顯著異常，仍在安全服役期限內.經83 500 h在線服役后，接頭彎管側（低強度BM 側）出現低硬度區，雖其硬度值也處于未服役BM 硬度范圍內，但就整體接頭硬度分布而言，已明顯出現長期服役造成的組織及強化效果退化現象.

圖2 經83 500 h 長期在線服役的P91 鋼管接頭硬度分布Fig.2 Microhardness distribution of P91 steel pipe joint after long-term on-line service for 83 500 h

為明確接頭在高溫長期服役過程中的組織演化程度，對已服役接頭各分區的顯微組織進行表征，結果如圖3 所示.從圖3 可以看出：與未服役P91 鋼BM（圖1）相比，高溫長期在線服役后的接頭各區域組織的組成未發生明顯改變，仍為回火板條馬氏體組織.接頭BM，HAZ 和FZ 均未發生板條馬氏體尺寸、形態的顯著改變，FZ 和HAZ 亦未見碳化物有明顯超溫退火及大量析出的異常情況［22］.與未服役BM（圖1）相比，長期在線服役后BM 的小角度晶界比例出現14.56%的小幅降低，這表明高溫長期服役雖未顯著影響接頭的硬度，但已發生了一定程度的亞結構演化.而與接頭BM相比，FZ 和HAZ 的小角度晶界比例明顯降低，降低幅度分別為23.68%和31.56%.對于馬氏體耐熱鋼而言，淬火過程中發生馬氏體切變、轉變，必然會引起因晶格畸變造成的位錯增殖、塞積和應力累積［23］.而在回火過程中，伴隨著馬氏體分解和碳化物的形成、析出，淬火產生的缺陷也將發生進一步的演化與相消，形成規則化的亞結構和小角度界面.馬氏體基體的小角度界面，也是提供其強韌化效果的重要因素.綜上可知，P91 鋼管接頭長期在線服役后，雖然硬度并未發生明顯的退化，但其強韌化貢獻分配已開始發生改變.這種亞結構尺度的顯微組織和微觀結構改變，經常會在宏觀力學性能（強度、硬度）未發生明顯變化的情況下，引起材料微觀力學性能的退化和斷裂機制的本質改變.

圖3 經83 500 h 長期在線服役后P91 鋼管接頭各區域的組織形貌Fig.3 Microstructures of P91 steel pipe joint after long-term on-line service for 83 500 h

2.2 長期在線服役對P91 鋼管接頭各區疲勞裂紋擴展速率的影響

圖4 為長期在線服役后P91 鋼管接頭各區域試樣的疲勞裂紋擴展速率da／dN-ΔK曲線（a為從參考面到裂紋尖端測量的裂紋長度或尺寸，N為周次）.利用Paris 公式對疲勞裂紋擴展行為進行數學描述［24-26］，可獲得材料的疲勞裂紋擴展門檻值（ΔKth）和Paris 常數（C與m），結果如表2 所列.與未服役BM 相比，高溫長期在線服役后接頭各區域的疲勞裂紋擴展速率均發生不同程度的改變.

圖4 長期在線服役對P91 鋼管接頭各區域室溫疲勞裂紋擴展速率的影響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 長期服役對P91 鋼管接頭各區域疲勞裂紋擴展門檻值及Paris 常數的影響Table 2 Effects of long-term service on ΔKth and Paris constants of subzones of P91 steel pipe joints

在近門檻區，服役接頭各區域的疲勞裂紋擴展速率改變最為顯著.在相同ΔK下，長期服役接頭各區域疲勞裂紋擴展速率明顯增加（見圖4）.當ΔK為12.5 MPa·m1／2時，與未服役BM 相比，長期服役后接頭BM 的裂紋擴展速率增加幅度為73.38 %.由此可見，在硬度未見明顯改變的情況下， 長期服役后P91 鋼管BM 的疲勞裂紋擴展速率已發生顯著改變.而在ΔK為12.5 MPa·m1／2的近門檻區，與接頭BM 相比，FZ 和HAZ 的裂紋擴展速率增加幅度分別為36.53%，67.31%.結合圖2 可以發現，長期服役后接頭在FZ 顯著硬化、HAZ 硬度并未發生硬度異常的情況下，這兩處的疲勞裂紋擴展速率明顯加快（圖4），說明長期服役后接頭的近門檻區疲勞裂紋擴展抗力已明顯降低［27-28］.其中，HAZ 的疲勞裂紋擴展抗力退化最為顯著.隨著ΔK的增大，在疲勞裂紋穩態擴展（Paris）區，上述現象有所減弱，但仍保持相同的變化規律.而當ΔK增大到快速擴展區時，長期服役造成的疲勞裂紋擴展抗力退化程度進一步增大.

與未服役BM 相比，P91 鋼管焊接接頭長期服役后，各區域的ΔKth亦呈不同程度的下降（見表2），其變化趨勢與圖5 中近門檻區相同，但當降低幅度進一步增大時，而接頭各區域的Paris 常數并未見明顯改變.這進一步說明長期在線服役后接頭硬度雖未明顯改變，但已發生顯著降低，且以HAZ 的ΔK降低幅度最大.

圖5 長期在線服役P91 鋼管接頭各區域室溫疲勞裂紋近門檻區斷口形貌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 長期在線服役P91 鋼管接頭的疲勞裂紋擴展行為

2.3.1 近門檻區的疲勞裂紋擴展行為

圖5 示出了未服役P91 鋼BM 與長期在線服役后接頭各區域疲勞裂紋擴展近門檻區的斷口形貌，箭頭方向為裂紋擴展方向.由圖可知，服役前后各區域疲勞裂紋擴展近門檻區的宏觀斷口均為準解理臺階和撕裂棱，屬于典型的韌性斷裂特征.

從圖5 中還可以觀察到，沿主裂紋擴展方向存在較多的裂紋脊，準解理臺階之間有撕裂棱連接，同時沿主裂紋擴展方向還有近似平行排列的窄間距疲勞輝紋.而受各晶粒晶體取向的影響，不同晶粒內的疲勞輝紋有所不同，與主裂紋擴展方向呈一定夾角分布.未服役BM 的近門檻區存在大量細小二次裂紋［見圖5（e）］，表明未服役P91鋼BM 的疲勞裂紋擴展初期（低ΔK條件下）主裂紋擴展分支較多，擴展阻力較高.與未服役BM 相比，長期在線服役后接頭BM 的斷口起伏程度下降，二次裂紋明顯減少，這說明服役后BM 的疲勞裂紋擴展抗力降低.

長期服役后接頭HAZ 的近門檻區斷口起伏程度進一步下降，且二次裂紋幾乎消失，表明HAZ 的近門檻區疲勞裂紋擴展抗力的降低更為顯著［29］.與HAZ 相比，長期服役后接頭FZ 的近門檻區裂紋擴展阻力明顯提高，這應與FZ 顯著的高強度有關（圖2）.

2.3.2 穩態擴展區及快速擴展區的疲勞裂紋擴展行為

圖6 示出了未服役P91 鋼BM 與長期在線服役接頭各區域疲勞裂紋穩態擴展（Paris）區、快速擴展區的斷口形貌.與近門檻區有所不同，Paris區撕裂棱特征更為顯著，快速擴展區是以垂直主裂紋擴展方向的大量二次裂紋和寬間距疲勞輝紋特征為主.與近門檻區相比，在Paris 區，長期服役對接頭各區域疲勞裂紋擴展行為的影響程度有所降低，但仍可觀察到接頭HAZ 在穩態疲勞裂紋擴展階段的擴展抗力亦明顯低于其他區域的擴展抗力，受長期在線服役的影響最為明顯［見圖6（c）］.而在快速擴展區［見圖6（e）～（h）］，與未服役BM 相比，長期服役后接頭各區域疲勞裂紋擴展的斷口形貌未見顯著差異.

圖6 長期在線服役P91 鋼管接頭各區域室溫疲勞裂紋Paris 區和快速擴展區斷口形貌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 長期服役后接頭HAZ 疲勞裂紋擴展抗力顯著降低的機理

長期在線服役后P91 鋼接頭HAZ 疲勞裂紋擴展門檻值ΔKth和疲勞裂紋擴展抗力的顯著下降，必然與HAZ 顯微組織結構的退化直接相關.從圖3 中可以發現，長期服役后HAZ 的小角度晶界比例降低，但其降低幅度并不足以對近門檻區疲勞裂紋擴展抗力產生如此顯著的影響.圖7 為長期服役前后P91 鋼管接頭各區域的M23C6碳化物［32-33］形貌.由圖可知：P91 鋼淬火回火后的M23C6碳化物多呈橢球狀，主要分布于馬氏體板條邊界；接頭經長期服役后，BM 中碳化物有所長大，沿馬氏體邊界析出的比例增加；而服役接頭的HAZ 存在更為顯著的碳化物長大現象，FZ 的碳化物形態則與服役BM 相近.此外，與未服役BM相比，服役后接頭各區域的位錯密度有所降低，HAZ 比BM 與FZ 的位錯密度降低程度更為顯著.

圖7 長期在線服役后P91 鋼管接頭各區域的碳化物形貌Fig.7 Carbide morphologies of subzones of P91 steel pipe joint after long-term on-line service

結合表1 可知，為了保證焊縫的強度，P91 鋼焊接過程中使用C 含量相對較高的焊縫金屬，這使得接頭BM 與FZ 之間存在C，Mn 等元素含量的差異.在焊接及焊后熱處理時，因熔合線兩側固、液相線及相變溫度變化顯著，故HAZ 存在較為明顯的焊接內應力和高密度亞結構累積.這在一定程度上提供了積極強化效果，使FZ 和HAZ 的室溫硬度有所提高.然而，在高溫服役過程中，HAZ 的缺陷與亞結構的演化必然成為元素的快速擴散通道，會促進C，Cr，Mo 等合金元素的擴散.同時，合金元素的快速擴散也加速了缺陷及亞結構的運動和規則化.上述耦合作用引起P91 鋼接頭HAZ 在長期服役后出現顯著的碳化物長大和位錯密度降低現象，成為導致HAZ 疲勞裂紋擴展速率顯著升高（尤其是ΔKth顯著降低）的本質原因.

3 結 論

（1）長期在線服役P91 鋼接頭HAZ 的碳化物長大和位錯密度降低較為明顯，但接頭硬度分布未見明顯異常.

（2）與未服役BM 相比，長期服役后BM 的近門檻區裂紋擴展速率增加幅度為73.38%.與接頭BM 相比，FZ 和HAZ 的近門檻區裂紋擴展速率增加幅度分別為36.53%和67.31%.長期服役后接頭在FZ 顯著硬化、HAZ 并未出現硬度異常的情況下，近門檻區疲勞裂紋擴展抗力已明顯降低.

（3）P91 鋼接頭BM 與FZ 間存在C，Mn 等元素含量的差異，HAZ 在焊接及焊后熱處理過程中出現較為明顯的焊接內應力和高密度亞結構累積.在高溫服役過程中，HAZ 的缺陷、亞結構的演化對合金元素擴散的促進作用，引起了HAZ 的碳化物明顯長大和位錯密度大幅降低，進而導致HAZ 疲勞裂紋擴展速率的顯著升高.