超超临界机组锅炉新型耐热钢的焊接可编辑.doc

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1、超超临界机组锅炉新型耐热钢的焊接 超超临界机组锅炉新型耐热钢的焊接 范长信 张红军 董 雷 周荣灿 西安热工研究院有限公司，陕西省 西安市 710032 摘 要：目前火电机组正在向着高参数大容量方向发展，蒸汽温度和压力进一步提高，为此开发采用了一些 新型马氏体耐热钢和奥氏体耐热钢，这些钢的合金元素含量较以前的锅炉用钢较高，焊接性相比之下有所下 降。本文主要介绍了超超临界机组锅炉用新钢种的焊接性、焊接接头的组织、力学性能和典型的失效方式。 关键词：超超临界；锅炉；耐热钢；焊接性；性能 1 前言 超超临界机组的出现，提高了机组的效率，减少了污染物的排放，是目前火电发展的必 然趋势。蒸汽温度超过了

2、600，蒸汽压力超过了25MPa ，而且还在不断的升高，这有赖于新 型耐热钢的不断发展。目前应用于超超临界机组过路的新型马氏体耐热钢有 P91 、P92 （NF616 ）、E911 、P122 （HCM12A ）等，奥氏体耐热钢有TH347HFG、Super304 和 HR3C 等。 1-2 这些钢的合金元素含量均大于 10%，给焊接带来一定的困难 。 焊接接头的失效是电站高温承压部件失效的一种主要方式，常常具有早期失效的倾向。 因此提高焊接接头的完整性对电站机组的安全运行是十分重要的。焊接接头的完整性主要是 焊接接头的性能与母材相一致，表现在成分、组织、性能、结构的连续性。通常我们并不能 够

3、使接头的性能与母材完全一致，但是我们总是努力使其趋向一致。过去一般认为焊接接头 中存在缺陷，但是现在大多数的高温焊接接头中均不存在影响使用安全性的宏观缺陷。取而 代之的是焊接接头组织的不均匀性和由此引起的蠕变性能的不均匀性。与母材相比，焊接接 头组织的不均匀将会使其存在强度或大或小、塑性或高或低的区域。这些组织不同的区域在 使用过程中将会产生不同的蠕变速率，导致接头中应力的错配和早期失效。在未来电站和焊 3 接接头的设计中，必须考虑焊接接头的性能，使其对电站安全性的危害最小化 。 超超临界机组锅炉中的一些新型耐热钢在国内是首次使用，对它们的焊接性能研究尚少， 对其焊接接头性能的研究更是空白，应

4、引起高度重视。本文主要介绍了超超临界锅炉用钢焊 接接头的性能，对这些新型耐热钢进行了焊接性分析。 2 超超临界机组锅炉用新型马氏体耐热钢的焊接 超超临界机组锅炉用新型马氏体耐热钢主要有 T/P91、T/P92、E911 和 T/P122 等，常用 于超超临界机组管道和过热器管上。这些钢由于 Cr 含量较高，在加工制造过程中容易产生 铁素体。T/P91 是在 9Cr-1Mo 钢基础上通过加入 Nb 、V 、N 等合金元素而形成的新型耐热钢， 其使用温度小于 585。T/P92 和 E911 是在 T/P91 耐热钢基础上发展起来的新型耐热钢，其中 T/P92 是在 T/P91 的基础上通过加入

5、1.52.0%W 代替部分 Mo 元素，Mo 元素含量下降到 0.30.6%而形成，E911 是在 T/P91 的基础上加入 0.91.1%W 而形成，它们的使用温度可升高 到 630。这些 9%Cr 钢具有良好的力学性能。T/P122 是新型的 12%Cr 耐热钢，由于 Cr 含量 的增大，在加工制造工程中更容易出现铁素体，通常加入 1%的 Cu 来抑制这种有害组织的 形成，这种钢的抗氧化性较好。马氏体钢的下一步发展是在这些钢的基础上加入 Co、B 等合 金元素来进一步提高抗蠕变性能和抗氧化性能。虽然这些钢的抗蠕变和抗氧化性能较好，但 314 在实际工业生产过程中，如果没有合适的焊接工艺来保

6、证，这些钢的优越性也难以发挥出来。 4 2.1 新型马氏体耐热钢焊接性分析 新型马氏体耐热钢一般通过控轧控冷工艺制造，在焊接过程中，焊缝金属没有这种控轧 控冷的机会，很难通过细晶强化和位错强化来改善焊接接头的性能，故焊接接头的性能和母 材之间存在一定的差异。这些马氏体耐热钢焊接接头劣化的方式主要有： 焊接接头的脆化 马氏体耐热钢焊接接头的脆化主要有粗晶组织引起的脆化和淬硬组织引起的脆化两种脆 化方式。焊缝金属晶粒粗大是由于在焊接过程中，奥氏体化时间较长，晶粒长大速度较快， 且在焊接过程中不像母材生产过程中有控轧控冷的机会形成的。故在焊接过程中应使用较低 的焊接线能量。由于这些钢的合金元素含量较

7、高，焊后冷却速度控制不当就会导致淬硬组织 的形成，从而导致焊接接头的脆化。故可采取预热的方法来解决这一问题。 热影响区的软化 马氏体耐热钢的供货状态为正火回火，即调质处理。焊接时，在细晶热影响区和临界 热影响区将会产生软化现象。造成这一现象的主要原因是焊接时，细晶热影响区的所经受的 温度稍高于 Ac3 ，临界热影响区所经受的温度在 Ac1Ac3 之间，处于这一温度区间的金属发 生部分奥氏体化，沉淀强化相在这一过程中不能够完全溶解在奥氏体中，在随后的热过程中 未溶解的沉淀相发生粗化，造成这一区域的强度降低。软化对短时高温拉伸强度影响不大， 但降低持久强度，长期高温运行后，在软化区常常会产生型裂纹

8、。焊接线能量、预热温度 对软化带影响较大，焊接线能量大预热温度高，软化区宽。所以，焊接线能量不宜大，预热 温度不能高，软化区宽度越窄，其拘束强化作用越强，软化带的影响越小。 焊接冷裂纹 冷裂纹是在焊后冷却过程中在 Ms 点以下或更低的温度范围内形成的一种裂纹，又称延迟 裂纹。产生这种裂纹的三要素为淬硬组织、氢元素和应力。马氏体耐热钢焊接冷却过程控制 不当往往形成淬硬组织，这一组织会导致裂纹的形成。焊接过程中氢主要来源于母材和焊条， 氢的含量越高越易聚集形成裂纹，制造、安装中一般选用低氢型焊条且制订了严格的烘培和 保温工艺就是这个原因。拉应力也是产生冷裂纹的一个主要因素，在焊接过程中应尽量减少

9、拘束度，防止产生较大的拘束应力。 理想的焊接工艺是采用适当的工艺措施保证在焊接过程中不产生裂纹，减少脆化、软化 等问题，同时还要保证全马氏体组织的形成，满足焊接接头的质量要求。 2.2 新型马氏体耐热钢焊接接头的化学成分 新型马氏体耐热钢的焊接所选用的焊接材料一般是与之匹配的焊接材料。下面简要地阐 述一下这些钢焊接接头的化学成分。 T/P91 钢5 对于 T/P91 钢，为保证焊接接头足够的韧性，应对焊接接头中的合金元素含量进行控制。 Nb 元素对冲击韧性的影响较大，焊接接头中 Nb 的含量一般不低于 0.04%， Nb 的含量设计 为 0.040.07% 。Ni 能够有效改善焊接接头的冲击韧

10、性，对Ni 含量的适当控制是有益的，这是 由于以下两个方面的原因决定的。第一、它降低了Ac1 点，使得 Ac1 与 PWHT （焊后热处理） 温度接近，改善了回火性能。第二、它减少了铁素体形成的倾向，铁素体的存在对焊接 315 接头的性能是不利的。可是当 Ni 含量1%时，这种元素将会产生一定的副作用，它使得Ac1 降低幅度较大，PWHT 温度超过了 Ac1 ，PWHT 时，发生奥氏体化，在随后的冷却过程中形 成未回火的马氏体组织。长期服役过程中，过量的 Ni 还会改变沉淀相的变化发展过程，恶化 蠕变性能，故 Ni 的含量一般控制在 0.41.0% 。V 、C、N 等对焊缝金属韧性的影响不大。

11、Mn 含量较母材为高，主要目的是为了脱氧，保证形成合适的焊缝金属。可是一些专家认为 Mn+Ni 的含量最大不超过 1.5%，以防止它们过多降低 Ac1 。在这个限制条件下，为保证脱氧 Mn 含 量较高，Ni 的含量可减少到 0.5% 。Si 也是一种有效的脱氧剂，与 Cr 共同作用可提高这种钢 的抗氧化性。尽管有一些规范规定焊缝金属的 Si 含量和 P91 母材一致，但降低 Si 的含量有助 于韧性的改善，在这一点上，AWS 规定焊材中 Si 的含量不高于0.30%，低于母材中 Si 的含量。 T/P92 钢6-7 T/P92 马氏体钢的韧性水平较 T/P91 低，蠕变强度较高，对于它们的填充

12、金属一般要求 SMAW、SAW 焊接时要保证室温冲击韧性 CVN 41J 。试验已经证明，使用和 T/P92 相同化 学成分的焊材将会导致焊接接头韧性和蠕变强度的降低，尤其对 SAW，这种情况更为严重。 这样以来必须对每种合金元素的作用以及合金元素之间的相互作用进行研究，以确定合适的 焊材成分，同时最为重要的是对 N 、Ni 、Mn 、Co 和 B 含量进行优化。C、N 化合物的形成以 及元素 B 对蠕变断裂强度有着重要的影响，它们的加入增加了材料的屈服强度和抗拉强度， 但降低了塑性和韧性。Mn 和 Ni 对强度的影响不大，但是，Mn 和 Ni 的含量超过基体金属的 上限能够显著改善焊接接头的

13、韧性，同时降低 Ac1 ，一般它们的极限值由Ac1 来确定。Mn 和 Ni 的含量一般1.5%，同时可以用 Co 来代替部分 Ni 。为了避免铁素体的生成，应适当控 制 W 的含量。B 能够提高蠕变强度，但降低焊接接头的韧性，成分含量应控制在基体金属下 限左右。V 、Nb 、Co 对韧性不利，同时易导致热裂纹，因此其含量也应控制在下限左右。除 了这些元素的影响，也应考虑Ti、Al 氮化物的影响。 E911 和 T/P122 钢5 E911 钢的化学成分和 T/P92 钢相似，其焊接接头化学成分的分析可参照 T/P92 钢的成分 分析。对于 T/P122 钢，由于其合金元素含量较高，焊接时，容易

14、在焊接接头中产生铁素体。 这两种钢焊接接头成分的分析均可借鉴 T/P91 钢和 T/P92 钢的分析方法。Nb 元素对冲击韧性 的影响较大，Ni 对冲击韧性的改善有利，但同时 Ni 还降低 Ac1 ，故其含量不易太大。Mn 和 Si 是有效的脱氧剂，合适的含量对于改善焊接接头的性能有利。 2.3 新型马氏体耐热钢焊接接头的组织8 这些新型马氏体耐热钢顾名思义可知其组织包括焊接接头的组织均为马氏体。焊接接头 是一个不均匀体，对于不同的区域，因经历的热过程不同，导致微观组织不同，例如马氏体 板条的位向、大小、原奥氏体晶粒度、碳化物的类型、形状、分布等在 BM 、HAZ 、WM 的分 布有或大或小的

15、差异，当然其力学性能也有区别，如 WM 和 BM 的硬度、强度高于FG 、ICHAZ ， 长期运行容易在 FG 、ICHAZ 形成 IV 型损伤等。下面以 T/P92 钢为例介绍一下这种马氏体耐 热钢焊接接头的组织。 图 1 给出了 T/P92 焊接接头的宏观和微观组织形貌。宏观形貌为均匀的多层焊缝金属和回 火的 HAZ 组成，HAZ 宽度为 23mm 。 图2 给出了 T/P92 焊接接头焊缝金属的 TEM 像，可以看出在焊态下，组织为典型的回火 316 马氏体M23C6 颗粒在原奥氏体晶界和亚晶界处的弥散分布，偶尔可以看到岛状的铁素体， 这种铁素体处在 M23C6 颗粒的包围之中。PWHT

16、 后，组织发生了相当大的回复，但马氏体 结构和 M C 颗粒在焊缝晶界的分布清晰可见，如图 2b 所示。 23 6 在 T/P92 焊接接头的细晶热影响区（FGHAZ ），焊态下，发现了薄弱的回火马氏体组织， 马氏体板条不清晰，M23C6 颗粒的分布也不够均匀，如图 3a 所示。PWHT 后可以观察到亚晶 以及低密度位错的存在，其中部分亚晶已发生了多边化，如图3b 所示。 图1 P92焊接接头在PWHT后的宏观和微观组织形貌 2.4 新型马氏体耐热钢焊接接头的力学性能 T/P91 、T/P92 （NF616 ）、E911 、T/P122 （HCM12A ）焊接接头合金元素含量较高，这些 合金元

17、素具有固溶强化和沉淀强化的作用，焊接接头的力学性能水平较高。在室温横向焊接 317 图2 P92焊接接头焊缝金属的TEM像）焊态 ）PWHT 图3 P92焊接接头HAZ的TEM像）焊态 ）PWHT 接头拉伸试验时断裂发生在母材上，可以认为室温下母材的强度低于焊接接头。高温下的蠕 变性能有所差别，下面给出了母材和焊缝金属的高温蠕变性能。 母材的蠕变性能9 图 4 给出了不同钢种在 100MPa 下运行 100000h的使用温度范围。可以看出新型马氏体耐热钢 的使用温度已超过了 600，且这些新型高 Cr 钢的蠕变断裂强度与奥氏体钢相当。图中虽然 没有给出 T/P122 钢在同一条件下的使用温度，

18、但是相关资料已证实这种钢的使用性能优于 T/P92 钢，其抗氧化性较好， T/P122 钢的使用温度也可在 600以上。这些新型马氏体耐热 钢优越具有很好的抗蠕变性能和耐蚀性，能够减少部件的厚度，提高使用温度。 5 焊缝金属的蠕变性能 许多试验业已证明这些新型耐热钢焊接接头的高温失效位置主要在焊接接头的热影响区， 热影响区是焊接接头的薄弱区域，这主要与其所经受的热过程有关。对于焊缝金属，一些试 验结果表明采用匹配焊接材料使得焊缝金属的高温（600 、650 ）蠕变断裂强度均低于母 材。对于 T/P91、T/P92、E911 钢采用匹配焊接材料焊接时可以得出以下结论： 1 焊缝金属的蠕变断裂强度

19、低于母材。 2 随着试验持久时间的增加，焊缝金属的蠕变断裂强度与母材的差距越来越大。 新型马氏体耐热钢的横向焊接接头高温蠕变试验的失效位置在 HAZ 的外侧，即靠近母材的 HAZ ，一般称之为细晶热影响区和临界热影响区。这一区域在焊接过程中发生部分奥氏体化， 大多数 C、N 化合物沉淀析出，PWHT 时发生再结晶。由于缺少 C、N 等晶内强化元素，从而 使这一区域的马氏体组织发生软化。在这一软化区域经常发生 IV 型损伤，以前的经验表明在 318 图4 不同材料在100MPa/100000h下的最大使用温度 所有的 CrMo 耐热钢中均存在这种现象。由焊接接头的硬度测量也可知道这一区域的硬度比

20、母 材和焊缝金属也低许多，一般情况下这种差距约在 30HV 左右。 横向焊接接头在高温低应力下发生的 IV 型损伤是 CrMo 钢的一个典型特征，然而在低温 高应力短时持久试验下，焊接接头的失效发生在母材处。从目前的电站使用经验看这种焊接 接头的主要损伤还是 IV 型损伤，可见焊缝金属的蠕变性能对焊接接头的寿命影响不大，除非 它和 IV 型损伤区共同作用。一些专家接受了这个观点。同时，也存在其它两种关于焊缝金属 对焊接接头性能影响的观点，特别是焊缝金属的优化可以延迟 IV 型损伤的发生，这两种观点 都认为焊缝金属的蠕变强度将影响蠕变量在焊接接头不同区域的分布。一种观点是降低焊缝 金属的强度，使

21、其与 IV 型区的强度相当。另一种观点是扩大焊接接头熔合区的宽度，这一区 域的强度和母材相当，以减少 IV 型区的蠕变量，延长使用寿命。 普遍认为焊接接头的失效模式受控于 HAZ ，但是目前关于焊缝金属的选择是否能够延迟 损伤或延长部件的使用寿命并没有统一的观点。 5 2.5 焊缝金属的韧性 新型马氏体耐热钢焊接时如果焊接参数选用不当，很容易产生粗大的马氏体、没有回火 的马氏体，还有可能形成铁素体等，这些组织都对焊接接头的韧性不利。虽然高温时接头 的脆性断裂是不可能的，但考虑水压试验、检修等因素，通常对焊接接头的室温冲击韧也有 要求。影响焊接接头的室温冲击韧性的因素如下： 接方法的影响 焊接方

22、法将对焊接接头的韧性有着重要的影响。采用 GTAW氩气保护焊，以及使用固体焊 丝和金属芯焊丝（MCW）可是使焊接接头在 PWHT 后获得较高的室温冲击韧性。韧性与氧含量 有关，GTAW 氧含量 100200ppm SMAW、SAW 氧含量 400800ppm ,TIG 焊的韧性比 SMAW 和 SAW 的好。 319 化学成分的影响 一般情况下，能够改善蠕变性能的元素均恶化焊缝金属的韧性，例如 Nb、V、N 和Si 等， 其中 N 和Si的影响较小。能够抑制铁素体形成，保证获得全马氏体组织的合金元素对焊缝 金属的蠕变性能和韧性均有利。 后热处理的影响 焊后热处理的目的是降低焊接残余应力和改善组

23、织性能。为了保证焊接接头的韧性，焊 后热处理的回火作用是非常重要的，它可以使焊接接头获得完全回火的马氏体组织。实际应 用时涉及到回火温度和时间的选择。 其它因素的影响 焊接过程中发生的晶粒细化对焊接接头的韧性也有一定的影响。此外，焊层厚度、焊接 时的对口以及焊接环境等也对接头的韧性有一定的影响。焊层厚度薄，韧性较高。 对于焊缝金属，不同的标准对其室温（20 ）冲击韧性有着不同的要求。对于 T/P91 钢焊缝金属，AWS 没有对其室温（20 ）冲击韧性做出要求，但在非强制性的附录A5.5-96 中建议这种钢焊接接头的冲击韧性可由厂商和顾客协商确定。在欧洲的EN 1599:1997 中规定 了这种

24、钢焊缝金属的室温（20 ）冲击韧性最小值不得低于 38J，平均值不得低于 41J 。这 些值与专家们提出的 PWHT 后室温（20 ）冲击韧性在 3550J 之间是一致的。 3 超超临界机组锅炉用新型奥氏体耐热钢的焊接10-11 鉴于高温过热器（SH）和高温再热器（RH ）的蒸汽参数较高，在设计时必须充分考虑其 烟气侧腐蚀和蒸汽侧氧化的性能。一般的铁素体耐热钢虽然强度上能够满足 SH/RH 的要求， 但其抗烟气侧腐蚀和蒸汽侧氧化的性能较差，不利于机组的安全可靠的运行，所以在 SH/RH 设计时，一般可采用奥氏体不锈钢。目前超超临界机组 SH/RH 的主要设计材料为TP347HFG、 Super

25、304、HR3C 等。这些材料的合金含量如 Cr、Ni 等较铁素体耐热钢有着很大的提高。为 了保证焊接接头和母材具有较佳的匹配性，焊接材料的选取也必须为奥氏体型焊接材料。奥 氏体耐热钢由于热膨胀系数大，导热性能差，在焊接和使用过程中易出现下列问题： 3.1 晶间腐蚀 晶间腐蚀是奥氏体耐热钢一种极其危险的破坏形式。它的特点是沿晶界开始腐蚀，从表 面上看，一般不容易发觉,但它使承压管道焊接接头的力学性能显著下降和容易发生早期破 坏。根据“碳化物析出造成晶间贫铬”理论,在 450850范围内，C 和 Cr 易在奥氏体晶粒 边界处形成碳化铬,使得晶粒边界处局部贫铬。晶界处的含 Cr 量被降低到小于 1

26、2%，钢材因此 丧失了耐腐蚀性能。另外，FeCr 合金在 400550长期加热时，会产生一种特殊的脆性, 其硬度显著提高，冲击韧性严重下降,称为 475脆性。而在实际焊接过程中经过测量发现， 焊接接头往往是在 400550这个温度区间停留的时间最长，所以对 475脆性这个问题需 要多加关注。 3.2 应力腐蚀裂纹 应力腐蚀裂纹（stress corrosion cracking 简称 SCC）是应力和腐蚀联合作用引起的一 种低应力脆性裂纹。奥氏体不锈钢线膨胀系数大，导热性差，在结构复杂、刚度较大的情况 下，焊接变形受到约束，焊后构件特别是焊接接头存在较大的焊接残余应力，而奥氏体耐热 320 钢

27、的组织特征和腐蚀介质的存在，满足了产生 SCC 的充要条件，从而使奥氏体不锈钢产生 SCC 的倾向较大。奥氏体耐热钢的 SCC 有晶间、晶内和晶间/晶内混合等三种形式，但是以晶间 SCC 最常见。 3.3 热裂纹 热裂纹主要有结晶裂纹和液化裂纹两种形式，结晶裂纹是在结晶后期，由于低熔点共晶 形成的液态薄膜消弱了晶粒间的联系，在拉应力作用下发生开裂的裂纹；液化裂纹是指近缝 区或多层间部位在热循环的作用下被金属重新熔化，在拉伸力的作用下，沿奥氏体晶界开裂 的裂纹。 3.4 再热裂纹 由于奥氏体不锈钢热膨胀系数大，导热率低，故在焊接时接头附近的温度场和变形量极 不均匀，导致很大的残余应力。在随后的

28、PWHT （SR ）或者高温服役时，残余应力的释放以 及应力集中会使晶界的塑性变形较大，从而产生裂纹。这种裂纹一般出现在粗晶 HAZ 区，属 沿晶裂纹，在粗晶区易于扩展，扩展一旦遇到细晶组织即停止。 奥氏体不锈钢焊缝热影响区的划分不像铁素体钢，尽管微观组织的变化如晶粒长大、溶 质的析出以及距熔合线区域的碳化物分布的变化，但是并没有相变发生，由于大 的热膨胀系数和低的热传导率，在与焊缝连接的母材中存在较大的塑性变形。这个应变影响 区 SAZ （strain affected zone ）与焊接参数（如焊条直径、电流/ 电压以及电极的摆动幅度等） 有关，能够扩展到距熔合线约处。 稳定化奥氏体钢如

29、TP321 和 TP347 中的再热裂纹是一个长期形成的过程。焊后冷却过程 中碳化物在母材位错处的沉淀析出，导致晶内强化，晶界区域的蠕变集中以及后来形成的低 塑性晶间裂纹。TP316 由于没有强碳化物形成元素和相对高的蠕变塑性，一度被认为对于再热 裂纹是免疫的。可是，在 SAZ 中存在复杂的多轴残余应力，与单轴应力相比，塑性大量下降。 在英国能源电站的 TP 钢焊接接头中曾出现过再热裂纹。以上提及的再热裂纹部分地归 因于大零件的壁厚，其具有大的拘束。 对于奥氏体钢，再热裂纹发生在接近熔合线到距熔合线几毫米范围内，经常出现在最后 一层焊道之下。可是对于厚壁或结构复杂的部件，再热裂纹也存在于 SA

30、Z 中。 3.5 疲劳裂纹 由于机组的频繁启停，容易在设备的高应力区域出现疲劳裂纹，疲劳裂纹很难被发现， 但其危害性极强。焊接接头存在缺陷（气孔、夹渣、夹钨、未熔合等）的区域容易形成疲劳 源。 通过对奥氏体不锈钢焊接接头的大量等温疲劳试验，发现奥氏体钢存在两个奥氏体铁 素体脆性转变温度范围：350550及 550950，Broek 认为产生疲劳裂纹的因素主要有 两点 ，即碳、氮、铬磷化物、铬氧化物、相和其它中间相的共同沉淀作用；无任何沉淀相， 但有复杂铬化物的形成，容易造成晶格扭曲和晶间硬化作用。 碳化物和脆性沉淀相的含量低于 6%时，疲劳裂纹的扩展速度不会超过正常状态下的两倍； 但当 Lav

31、es 相、相和碳化物的含量超过 7%时，疲劳裂纹的扩展速度会超过正常状态下的五 倍，；当相和碳化物的含量高于 6%时，疲劳裂纹的扩展速度不是很稳定。 321 4 结束语 电站高温焊接接头的完整性对于电站的安全运行有着重要的影响，由于焊接接头的组织 性能不均匀，导致焊接接头在运行过程中产生应力的再分配和蠕变应变在软化区域的集中， 使得这一区域有着早期失效的倾向。 1 有焊接接头的 HAZ 性能较差，相对来说它们是安全的薄弱部位。 2 对于马氏体耐热钢主要存在的问题有焊接接头的脆化、热影响区的软化、焊接冷裂纹 和长时服役时产生的 IV 型裂纹等。 3 ）对于奥氏体耐热钢主要存在的问题有焊接接头中的

32、晶间腐蚀、应力腐蚀、热裂纹、再 热裂纹和疲劳裂纹等。 超超临界机组锅炉中的一些新型耐热钢在我国没有使用经验，应引起重视，在下面几个 方面加强研究，以保障我国超超临界机组锅炉的制造、安装质量，确保超超临界机组的安全 运行。 1）新型耐热钢的合金化原理、冶金特点； 2 ）新型耐热钢的常温及高温性能； 3 ）新型耐热钢的焊接性及焊接工艺、焊后热处理工艺和异种钢焊接工艺； 4 新型耐热钢的热加工性能及工艺； 5 新型耐热钢服役后组织、性能的变化规律及寿命评估。 参考文献： 1 蒋敏华.超超临界锅炉用材（译文）C超临界机组研究资料汇编西安.国电热工研究院，2003：30-38 2 SUMITOMO BO

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