摘要：綜述了電站鍋爐奧氏體耐熱鋼管接頭中的σ相。結(jié)果表明，高溫時(shí)效后的奧氏體鋼接頭中析出了形態(tài)各異的σ相。σ相的形成條件，一是成分因素，二是溫度因素。在σ相形成影響因素中，化學(xué)成分的影響十分關(guān)鍵且較為復(fù)雜;σ相析出數(shù)量隨時(shí)效溫度和時(shí)間的增大而增多;熱輸入過高具有促進(jìn)σ相析出趨勢。試樣經(jīng)歷高溫蠕變，HAZ粗晶區(qū)出現(xiàn)了網(wǎng)狀分布的σ相，接頭的蠕變斷裂強(qiáng)度明顯下降。優(yōu)化焊縫化學(xué)成分是控制焊縫中σ相形成的必要條件，而合理的熱輸入及其工藝措施則是控制接頭σ相形成的充分條件。

關(guān)鍵詞：σ相;管接頭;奧氏體耐熱鋼;電站鍋爐;蠕變性能

0 前言

電站超超臨界鍋爐中的過熱器、再熱器管的運(yùn)行溫度可能高達(dá)650 ℃或者以上，需要選用奧氏體或高級奧氏體耐熱鋼管。該運(yùn)行溫度恰好處于這些鋼金屬間相如σ相的析出溫度區(qū)間。σ相是一種具有復(fù)雜四方晶格結(jié)構(gòu)、富含F(xiàn)e、Cr、成分可變的金屬間相。σ相可在50多種過渡合金中形成，它的形成溫度較寬，最快析出溫度區(qū)間為600～900 ℃。在Cr-Ni奧氏體鋼中，增加Cr的含量至17%～20%會促進(jìn)σ相的形成，而增加Ni含量則會抑制σ相的形成。通常，所有鐵素體形成元素如Cr、Nb、Ti、Mo或W、Si都會促進(jìn)σ相的析出。σ相可能由奧氏體直接形成，或者由鐵素體形成。由于合金元素?cái)U(kuò)散速率的差異，奧氏體中σ相的形成要比鐵素體中慢約100倍。但奧氏體合金中δ鐵素體的存在會加速σ相析出。σ相硬而脆，其硬度高達(dá)900～1 000 HV，在奧氏體鋼或焊接接頭中出現(xiàn)少量σ相就會使其韌性和塑性急劇下降。在長期高溫運(yùn)行的過熱管及其彎頭和焊接接頭中，σ相的析出嚴(yán)重劣化蠕變強(qiáng)度或?qū)е垄笮土鸭y，加速關(guān)鍵部件早期失效。有關(guān)均勻組織不銹鋼中σ相形成及對性能影響的文獻(xiàn)并不鮮見，但有關(guān)電站鍋爐受熱管及接頭中σ相行為的文獻(xiàn)有限，專題性綜合探討電站鍋爐耐熱鋼管接頭中σ相行為的文獻(xiàn)罕見。為此，文中特意將σ相形成條件與σ相影響因素相聯(lián)系，探討σ相對接頭斷裂行為的影響和σ相控制原理。該項(xiàng)研究對評價(jià)奧氏體耐熱鋼接頭的安全性、改善接頭的組織性能、提高其使用壽命，具有一定的參考價(jià)值和理論意義。

1 σ相的顯微組織形態(tài)及形成條件

1.1 σ相的顯微形態(tài)

不同工作條件下奧氏體不銹鋼中σ相的光學(xué)顯微組織如圖1所示。可以看出，在軋制狀態(tài)316鋼中（見圖1a），δ-鐵素體晶內(nèi)析出了“菜花樣”形態(tài)的σ相，由于軋制作用，它以固定的晶體學(xué)方向析出。在具有50%軋制率的AISI不銹鋼中（見圖1b），析出的σ相呈散布的球狀形態(tài)。HR3C鋼焊接接頭650 ℃時(shí)效前后的光學(xué)金相照片如圖2所示，兩種狀態(tài)下接頭組織對比如表1所示?？梢钥闯觯瑫r(shí)效之前，HR3C鋼母材由等軸奧氏體晶粒組成，晶粒內(nèi)部存在少量孿晶，在晶界、晶內(nèi)都有少量彌散分布的析出相（見圖2a）;在熔合區(qū)，奧氏體呈樹枝狀和胞狀，依附在母材熔合區(qū)晶粒上形核，沿散熱方向的反方向長大（見圖2b）;在焊縫區(qū)，柱狀或胞狀晶晶界處存在少量顆粒狀析出相（見圖2c）。650 ℃時(shí)效7 000 h后，母材區(qū)沿晶界析出了連續(xù)的網(wǎng)狀析出相，局部有球化熔斷現(xiàn)象，晶內(nèi)析出相呈球狀或塊狀彌散分布，密度較高（見圖2d）;在熔合區(qū)，焊縫凝固結(jié)晶的析出相呈網(wǎng)狀分布，而亞晶界析出相則以針狀或短棒狀成簇析出，析出相密度高于母材（見圖2e）;在焊縫區(qū)，奧氏體晶內(nèi)和晶界均析出大量顆粒狀析出物（見圖2f）。圖3是HR3C鋼焊接接頭650 ℃時(shí)效7 000 h后焊縫的TEM照片?？梢钥闯?，沿晶界連續(xù)析出的串珠狀析出相主要為M23C6相（見圖3a）;晶內(nèi)尺寸較大的球狀、塊狀析出相和少量的Nb（C，N）相（見圖3b）;經(jīng)選取電子衍射標(biāo)定和能譜分析，晶界附近的長針狀或棒狀析出相為富Cr的σ相（見圖3c）。

三種奧氏體不銹鋼焊條熔敷金屬在焊后狀態(tài)和熱處理狀態(tài)（840 ℃正火+840 ℃淬火+520 ℃回火）的顯微組織對比如表2所示[3]。焊后狀態(tài)三種試樣均為奧氏體+δ-鐵素體組織，但δ-鐵素體含量及形態(tài)不同。熱處理后三種試樣均為奧氏體+δ-鐵素體+

M23C6碳化物+σ相。在δ-鐵素體晶內(nèi)，以及奧氏體和鐵素體晶界出現(xiàn)大量的褐色微粒狀群聚物析出相，采用赤血鹽染色的試樣在Neopht-2型金相顯微鏡高倍下觀察，并進(jìn)行顯微硬度檢測，確認(rèn)為σ相。該析出相很少在奧氏體晶內(nèi)出現(xiàn)。σ相的數(shù)量以B焊條試樣最多，A焊條和C焊條均較少。

不同工藝條件下析出σ相形態(tài)觀察結(jié)果如表3所示。σ相形態(tài)、析出部位與試樣狀態(tài)、熱處理工藝等密切相關(guān)。實(shí)例①和②是軋制狀態(tài)的AISI316不銹鋼，σ相的析出是鋼材在軋制過程中產(chǎn)生的。其中圖1a照片的放大倍數(shù)比圖1b高得多，后者σ相的形貌和部位都不太清晰。實(shí)例③是HR3C不銹鋼焊接接頭試樣，采用高分辨率的透射電子顯微鏡（TEM）測試，并對其電子衍射花樣進(jìn)行標(biāo)定，以及能譜成分分析，確定在晶界附近析出的長針狀或棒狀的富Cr物是σ相。AISI316和HR3C不銹鋼的化學(xué)成分如表4所示。實(shí)例④采用赤血鹽染色的試樣在Neopht-2型金相顯微鏡高倍下觀察并檢測顯微硬度，判定在δ-鐵素體晶內(nèi)，以及奧氏體和鐵素體晶界出現(xiàn)的大量的褐色微粒狀群聚物析出物為σ相[3]。

1.2 σ相的形成條件

綜合表1～表3可以看出，σ相的析出均出自焊后熱處理的焊接接頭試樣。在焊后狀態(tài)試樣中，雖然不可避免地析出了M23C6型碳化物，但尚未測出500 HM以上的點(diǎn)區(qū)，可以認(rèn)為基本沒有σ相。究其原因，σ相形成的基本條件有兩條：一是成分因素。通常只有含鉻量大于16%才會析出σ相，而且由于鉻具有很強(qiáng)的擴(kuò)散性，σ相在鐵素體中的析出比奧氏體中快。它是σ相形成的必要條件。二是溫度因素。在600～900 ℃溫度區(qū)間停留。它是σ相形成的充分條件，二者缺一不可。

至于σ相形成的速度問題，情況較為復(fù)雜，存在幾種觀點(diǎn)：觀點(diǎn)一認(rèn)為，在600～800 ℃溫度范圍內(nèi)σ相的形成過程非常緩慢，保溫到數(shù)十乃至數(shù)百小時(shí)后σ相的析出才達(dá)到平衡，在三元系中尤其如此[4];觀點(diǎn)二認(rèn)為，雙相不銹鋼中σ相的形成速度很快，σ相在保溫0.5～2 h內(nèi)已經(jīng)開始形成，810 ℃時(shí)σ化過程的速度最快，達(dá)30 min[4];觀點(diǎn)三認(rèn)為，轉(zhuǎn)變速度是隨溫度的提高而增加的[5]。Vitek J M等對σ相的形成機(jī)理及轉(zhuǎn)變速度提出了與眾不同的見解，認(rèn)為在大多數(shù)σ相轉(zhuǎn)變中，σ相的成核是決定其轉(zhuǎn)變速度的關(guān)鍵因素，σ相一旦成核，它的長大就相對容易;在σ相的形核過程中，實(shí)際的結(jié)晶重排列是關(guān)鍵性的，而形成σ相所必需的富鉻的擴(kuò)散并不太重要，即擴(kuò)散過程不是決定轉(zhuǎn)變速度的主要因素[6]。在焊接熱循環(huán)條件下，焊縫在600～800 ℃的停留時(shí)間畢竟是較短的，完成δ→σ+γ2的轉(zhuǎn)變尚不充分，所以焊后狀態(tài)試樣中不會產(chǎn)生σ相。

2 σ相的影響因素

2.1 化學(xué)成分的影響

①碳元素。碳大大減緩了σ相的析出。這是因?yàn)槿绻家訫23C6碳化物的形式析出，在碳化物的周圍就會貧鉻，而那些無碳區(qū)的鉻含量將會降至形成σ相的極限值16%以下。這就進(jìn)一步減慢了σ相的析出。如果碳以鈦、鈮穩(wěn)定碳化物的形式保留，那么碳對σ相析出的影響就基本喪失。因此在以鈦或鈮為穩(wěn)定化元素的鋼中，碳對σ相析出的減慢作用很小，而且穩(wěn)定化的鋼具有較高的脆化傾向。

②氮元素。對σ相析出的影響類似于碳元素，即加入氮后σ相的析出時(shí)間變長。因?yàn)棣蚁嗖蝗芙獾约尤氲梢詼p慢σ相的析出。如果鋼中有氮，σ相的析出要比有碳時(shí)困難，因?yàn)樘既菀滓訫23C6碳化物的形式析出。氮使得σ相的轉(zhuǎn)變需要更多的鉻，同時(shí)增加了轉(zhuǎn)變時(shí)間。當(dāng)有穩(wěn)定化元素如鈮存在時(shí)，氮對σ相析出的抑制作用才會減弱，因?yàn)榉€(wěn)定化元素首先與碳結(jié)合，而后在超穩(wěn)定條件下促進(jìn)含氮、鈮相的形成。

③Mo元素。鉬對σ相的析出具有更強(qiáng)的影響，鉬在σ相中的溶解度高，加速了σ相的析出。鉬使σ相區(qū)向低鉻高溫方向移動(dòng)，還向高鎳方向移動(dòng)。含鉬鋼中往往加入氮，以獲得完全的奧氏體組織和緩慢的σ相析出。鉬在σ相中溶解度高，而且在含鉬鋼中σ相通常都含有鉬。當(dāng)含鉬量超過2.5%時(shí)，會出現(xiàn)其他含鉬金屬間相，影響或阻礙σ相析出。

④Si元素。奧氏體不銹鋼中加入硅會使σ相區(qū)向低鉻和高溫區(qū)移動(dòng)。隨著硅含量的增加，開始析出σ相的時(shí)間變短，而且溫度范圍變寬。但是只有溶解在奧氏體中的碳降到很低時(shí)，才會析出σ相。硅不僅能夠明顯加速碳化物的析出，而且還利于σ相的析出。含鉻18%、含硅大于2.5%時(shí)，在較短的時(shí)間內(nèi)，σ相就開始析出，加入氮后，析出速度又會減慢。

⑤Ti和Nb元素。鈦和鈮對σ相的析出有促進(jìn)作用。起初，鈦和鈮以穩(wěn)定碳化物的形式存在，Ti和Nb的含量只有超過正常穩(wěn)定化比例時(shí)，才會對σ相的析出產(chǎn)生影響[w（Ti）>5×w（C），w（Nb）>10×w（C）]。過多的Nb將引起其他相如laves相（Fe2Nb）的形成，它對σ相的直接影響很小。Ti和Nb由于與碳結(jié)合，還間接地加速了σ相的析出。換言之，關(guān)于σ相的析出，經(jīng)穩(wěn)定化處理的奧氏體鋼和超低碳鋼一樣。

在700 ℃時(shí)效時(shí)，不同等級奧氏體不銹鋼中σ相的析出與時(shí)間的關(guān)系如圖4所示?？梢钥闯?，隨時(shí)效時(shí)間的增長，5種不銹鋼的σ相析出曲線呈上升態(tài)勢。時(shí)效1 000 h時(shí)，σ相的析出數(shù)量很少;大于1 000 h后，曲線上升差距逐漸拉開。時(shí)效時(shí)間為1 000 ～10 000 h之間，5種鋼中σ相析出數(shù)量從高到底的排序依次為：347→321→316→Tempaloy-A1→304。接近100 000 h時(shí)，σ相析出數(shù)量的排序依次為：347→321→Tempaloy-A1→316→304。σ相析出數(shù)量最多的是347、321和Tempaloy-Al不銹鋼，σ相析出數(shù)量較少的是316和304不銹鋼。其主要原因是：①347、321和Tempaloy-A1不銹鋼是穩(wěn)定化奧氏體不銹鋼（見表5），該類鋼中σ相析出速度快于非穩(wěn)定化奧氏體不銹鋼，因?yàn)樯婕暗戒撝械奶己头€(wěn)定化元素鈦、鈮對σ相析出影響機(jī)制。347不銹鋼中析出σ相數(shù)量最多是因?yàn)殇撝械腘b/C比高達(dá)17.40，幾乎所有碳都以NbC的形式快速析出，碳減緩σ相析出的作用被抑制。321不銹鋼中析出σ相數(shù)量較多的趨勢可能與TiC析出對M23C6的不穩(wěn)定性有關(guān)。在Tempaloy-A1不銹鋼中Nb/C比僅為1.86，鋼中低的Nb含量使溶液中殘留了一些碳，碳對減緩σ相析出作出了貢獻(xiàn)，致使該鋼排序居三。②316是含鉬的18Cr-12Ni-Mo2型奧氏體不銹鋼（見表5），σ相析出數(shù)量比前三種鋼小許多，排序第四，可能與鋼中鎳含量高以及碳對σ相析出抑制作用有關(guān)。③304不含有鈮、鈦穩(wěn)定化元素，是非穩(wěn)定化奧氏體不銹鋼。碳元素抑制σ相析出的機(jī)制得以正常發(fā)揮，所以σ相析出數(shù)量最少。

如所周知，化學(xué)成分對σ相析出的影響大致可以分為兩類，一類是促進(jìn)σ相形成的如鉻、鈮、鈦或鉬以及硅等，另一類是抑制或減緩σ相形成的如碳、鎳、氮等。這些元素在鋼的冶金過程中的交互作用十分復(fù)雜。為了評估合金元素對鋼中σ相析出的綜合作用，有人提出了一個(gè)判據(jù)公式，即所謂的電子空位數(shù)Nv[8]。當(dāng)Nv>2.52時(shí)，會形成σ相。表5中所列5種奧氏體不銹鋼電子空位數(shù)Nv都大于2.52，其數(shù)值排序與圖4曲線趨勢并不一致。尤其是316不銹鋼，它的電子空位數(shù)Nv為最高，達(dá)2.85，可是圖4中，σ相析出數(shù)量反而較小（排序第四）。這可能是由于電子空位數(shù)公式中考慮鉬對σ相析出的促進(jìn)作用系數(shù)過大，而鎳對σ相析出的抑制作用系數(shù)過小，還有鐵的系數(shù)是否合適，以及其他未知因素所造成，尚不可知。

2.2 熱處理溫度及時(shí)間的影響

圖5 是不同焊縫在500～1 100 ℃退火10 h空冷后，σ相析出對δ-鐵素體轉(zhuǎn)變和脆化的影響[9]。圖5a是未經(jīng)穩(wěn)定化處理的焊縫金屬（曲線1和2）和經(jīng)過鈮穩(wěn)定化處理的焊縫金屬（曲線3和4）的情況。圖5b是含鐵素體（曲線5和6）和全奧氏體（曲線7和8）鉻-鎳-鉬焊縫金屬σ相的析出情況。表6是圖5中1～8號鋼焊縫金屬的化學(xué)成分和δ鐵素體含量。

從圖5a可知，隨焊件退火溫度的提高，焊縫中δ-鐵素體含量下降，這是δ→σ轉(zhuǎn)變的結(jié)果（下圖）。該轉(zhuǎn)變與焊縫韌性的降低（隨δ→σ，沖擊值下降）大致成比例（上圖）。對于2號試件，隨退火溫度的提高，δ-鐵素體含量下降幅度不大;900 ℃、10 h退火后，只有少量δ-鐵素體轉(zhuǎn)化為σ相，因?yàn)樵谠摐囟认娄蚁辔龀雎室衙黠@下降。對于含鈮焊縫的3號和4號試件，隨退火溫度的提高，焊縫韌性的降低明顯，表明焊縫中σ相析出數(shù)量較多。這是由于含有穩(wěn)定元素鈮對碳減緩σ相析出作用的抑制所致。3號試件σ相析出比4號嚴(yán)重則是因?yàn)?號的Nb/C比為16.7，較4 號的1.57高得多。雖然1號和2號試件不含鈮，但1號δ-鐵素體含量為10 FN，比2號的3 FN高不少，致使隨退火溫度提高，1號焊縫金屬韌性下降比2號嚴(yán)重（上圖），表明1號試件焊縫中的δ→σ轉(zhuǎn)變數(shù)量多。

在圖5b中，隨著鉬的加入，σ相析出范圍擴(kuò)展到高溫區(qū)。在無鉬焊縫金屬中，950 ℃時(shí)不再析出σ相，而含鉬2.5%的焊縫金屬，在1 000～1 050 ℃之間其σ相才停止析出。鉻含量和δ-鐵素體含量最高的焊縫金屬6號表現(xiàn)出最嚴(yán)重的脆化趨勢，在600 ℃就開始脆化。而在1 100 ℃，因?yàn)楹t量較高，合金進(jìn)入δ-γ相轉(zhuǎn)變區(qū)有新的δ-鐵素體形成，δ-鐵素體含量迅猛增加。5號焊縫金屬含鉻量比6號低，在1 100 ℃沒有新的δ-鐵素體形成。含鉻18.5%、鉬2.2%的7號全奧氏體焊縫金屬，在經(jīng)過10 h退火后未發(fā)生脆化，因?yàn)樗鼪]有δ-鐵素體。鉬含量達(dá)到6.5%的8號焊縫金屬，雖然焊態(tài)下是全奧氏體組織，但在700～1 100 ℃退火后，由于含鉬金屬間相的析出可導(dǎo)致嚴(yán)重脆化。

關(guān)于熱處理時(shí)間對σ相析出的影響，在圖4中的曲線變化十分清晰。無論哪種類型奧氏體不銹鋼，隨著700 ℃時(shí)效時(shí)間的增大，σ相析出數(shù)量的總趨勢呈上升態(tài)勢。只不過不同類型不銹鋼上升速度存在差異。如304、316上升慢一些，而347、321較快些，Tempaloy-A1速度居中。這種變化與鋼中合金元素類型及其含量對σ相析出機(jī)制的影響有關(guān)（已在上文予以說明）。

2.3 熱輸入的影響

這類鋼焊接時(shí)控制熱輸入和層間溫度主要為了防止熱裂紋。當(dāng)然，熱輸入會影響HAZ過熱區(qū)寬度和晶粒尺寸，進(jìn)而影響接頭高溫運(yùn)行時(shí)σ相析出。文獻(xiàn)[10]執(zhí)行表7所列工藝要點(diǎn)，對1G位置φ38×6.3 mm鋼管GTAW焊接試件進(jìn)行650 ℃、700 ℃和750 ℃、105 h蠕變斷裂試驗(yàn)。HR3C管接頭經(jīng)受高溫前后顯微組織變化實(shí)例如表8所示[10]。可以看出，焊后狀態(tài)各區(qū)均未出現(xiàn)σ相。試件經(jīng)受750 ℃/50 MPa下、7 704 h蠕變后，在母材區(qū)析出的顆粒狀σ相呈隨機(jī)分布狀態(tài)（見圖7），而在HAZ過熱區(qū)出現(xiàn)的顆粒狀σ相卻是沿晶界呈網(wǎng)狀分布形態(tài)（見圖8）。這可以用文獻(xiàn)[6]提出的“在σ相的形核過程中，實(shí)際的結(jié)晶重排列是關(guān)鍵性的，而擴(kuò)散過程不是決定轉(zhuǎn)變速度的主要因素”理論予以解釋。正是焊接接頭HAZ粗晶區(qū)發(fā)生的再結(jié)晶促進(jìn)了該區(qū)σ相的形成。后者σ相分布狀態(tài)其危害性更大。蠕變試件斷裂裂紋啟裂于熔合線并沿HAZ粗晶區(qū)擴(kuò)展，與脆性σ相在該區(qū)網(wǎng)狀分布形成了對應(yīng)關(guān)系。不難看出，熱輸入對奧氏體耐熱鋼接頭中脆性相析出的影響，是試件經(jīng)歷高溫作用后，HAZ過熱區(qū)寬度和析出相分布變化的結(jié)果。熱輸入越大，HAZ過熱區(qū)寬度越寬，σ相析出越多，產(chǎn)生的危害越大。

3 σ相對接頭斷裂行為的影響

Super 304H和HR3C鋼的管材和焊件的蠕變試驗(yàn)比較如圖9所示[10]。圖中母材用深色符號，焊接接頭用淺色符號，仍在運(yùn)行的應(yīng)力斷裂試驗(yàn)用箭頭標(biāo)記。實(shí)線表示兩種鋼及其焊件的平均蠕變斷裂強(qiáng)度，虛線則對應(yīng)于-20%的公差下限。650 ℃、700 ℃、750 ℃三種溫度下的母材和焊件的試驗(yàn)數(shù)據(jù)均落在實(shí)線上或其附近，表明了被測管及其焊接接頭的良好抗蠕變性。然而，從圖10中可以看出，隨Larson-Miller參數(shù)PLM的增大，試件的斷面收縮率明顯下降。表明高溫下蠕變試驗(yàn)管子或接頭中有脆性σ相析出，不僅降低其蠕變強(qiáng)度，而且耗盡其塑性而脆化。

從焊后狀態(tài)和經(jīng)受750 ℃/50 MPa下、7 704 h蠕變后管接頭組織形態(tài)的變化比較（如圖6～圖8所示）可以看出，焊后狀態(tài)HAZ和母材中除了奧氏體外，只有少量一次碳化物析出;而經(jīng)受750 ℃/50 MPa下、7 704 h蠕變后，在HAZ粗晶區(qū)出現(xiàn)了網(wǎng)狀分布的σ相，母材區(qū)則出現(xiàn)了隨機(jī)分布的σ相。HAZ粗晶區(qū)成為接頭的薄弱環(huán)節(jié)。蠕變試件斷裂裂紋啟裂于熔合線并沿HAZ粗晶區(qū)擴(kuò)展，與該區(qū)薄弱環(huán)節(jié)組織特征存在良好的對應(yīng)關(guān)系。據(jù)此可以推斷，經(jīng)歷更長時(shí)間試件的HAZ粗晶區(qū)將析出更多網(wǎng)狀分布的σ相，性能更脆，蠕變斷裂強(qiáng)度更低。

4 接頭中σ相組織控制原理

雖然σ相的析出可以通過固溶處理消除或延緩，但電廠鍋爐生產(chǎn)現(xiàn)場對過熱器或再熱器進(jìn)行固溶處理是不現(xiàn)實(shí)的。況且現(xiàn)場σ相的無損檢測手段受限，目前對高溫運(yùn)行管子或接頭中σ相及其數(shù)量的確定，通常通過焊接工藝評定間接測評。為此，對于高溫持久服役的奧氏體耐熱鋼管接頭中的σ相，可以考慮以下幾個(gè)方面進(jìn)行控制（見表9）。首先是焊接材料的選擇。通常按照“成分匹配”選用原則，根據(jù)焊縫中δ-鐵素體含量最小化原理，對所需元素進(jìn)行量的調(diào)整和控制，最大限度控制σ相形成的成分因素，最終獲得δ-鐵素體含量很少（鐵素體數(shù)FN=3～8[11]），或純奧氏體焊縫的焊后狀態(tài)焊接接頭。第二是焊接熱輸入的控制?；讦蚁嘈纬蓽囟纫蛩乜刂圃恚梢圆捎玫蜔彷斎牒徒档蛯娱g溫度的焊接方法（如TIG）和工藝措施（含合理的工藝參數(shù)），盡量縮短焊件在600～900 ℃停留時(shí)間，獲得無σ相形成的焊后狀態(tài)接頭。最后是焊件的焊后熱處理。涉及的是試件在600～900 ℃停留時(shí)間，應(yīng)當(dāng)避免該溫度區(qū)間的熱處理，以免接頭中σ相形成提供合適的溫度因素。

不難看出，焊接材料的選擇是控制σ相形成的成分因素，也是控制焊縫中δ-鐵素體含量的必要條件;而焊接熱輸入和焊件的焊后熱處理控制則是控制σ相形成的溫度因素，也是控制σ相形成的充分條件。二者缺一不可。如果說基于上述控制原理，焊后狀態(tài)接頭中的σ相是可控的;那么，由于焊接熱循環(huán)作用在HAZ粗晶區(qū)發(fā)生的再結(jié)晶，使該區(qū)在高溫運(yùn)行期間發(fā)生σ相析出則是難免的。

5 結(jié)論

（1）高溫時(shí)效后的奧氏體鋼接頭中析出了形態(tài)各異的σ相。σ相的形成條件：一是成分因素，二是溫度因素，二者缺一不可。σ相形成的速度問題，存在多種觀點(diǎn)。

（2）在σ相形成影響因素中，化學(xué)成分的影響十分關(guān)鍵且比較復(fù)雜;σ相析出數(shù)量隨時(shí)效溫度和時(shí)間的增大而增多;熱輸入差異使HAZ再結(jié)晶程度變化，在高溫時(shí)效中具有促進(jìn)σ相析出趨勢。

（3）試樣經(jīng)歷高溫蠕變，HAZ粗晶區(qū)出現(xiàn)了網(wǎng)狀分布的σ相，該區(qū)被脆化成為接頭的薄弱環(huán)節(jié)，接頭的蠕變斷裂強(qiáng)度明顯下降。

（4）優(yōu)化焊縫化學(xué)成分是控制焊縫中σ相形成的必要條件，而合理的熱輸入及其工藝措施則是控制接頭σ相形成的充分條件，二者缺一不可。

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