超臨界電站鍋爐馬氏體/奧氏體異種鋼焊接接頭失效模式分析

張志新 王 穎 梁 奎 馬少海 張樹利

（1.天津國能津能濱海熱電有限公司 天津 300459）

（2.中國特種設備檢測研究院 北京 100029）

鍋爐“四管”泄漏是造成電廠非正常停機最普遍、最常見的形式，一般占機組非正常停機事故的50%以上[1]，異種鋼焊接接頭爆管事故是造成機組“非?！钡闹匾蛩刂?。異種鋼焊接接頭由于兩側母材和焊材化學成分、物理性能、組織結構、力學性能存在明顯差異，其穩定性受焊接熱處理、焊后殘余應力及運行工況的影響較大[2]。本文對某廠超臨界電站鍋爐T91+TP347HFG焊接接頭失效原因進行深入分析，其研究結果可為類似結構鍋爐管的服役特性的研究及預防此類失效事故的發生提供參考。

某廠1號鍋爐是東方鍋爐自主設計開發的350 MW超臨界循環流化床鍋爐，型號為DG1131/25.4-II3，采用單布風板、單爐膛、M型布置、平衡通風、一次中間再熱技術，高溫冷卻式旋風分離器進行氣固分離，鍋爐整體支吊在鍋爐鋼架上。鍋爐運行期間，頂棚梳形彎板附近工廠預制T91+TP347HFG異種鋼焊接接頭T91側發生泄漏，泄漏后電廠帶壓堵漏繼續運行至供暖期結束，泄漏位置如圖1所示。

圖1 頂棚管泄漏位置

1 試驗方法

本文采用宏觀檢查、化學成分分析、力學性能測試、硬度測定、金相組織形貌觀察等方法，對失效管樣進行了分析。

1.1 宏觀檢查

失效管樣母材材質為T91，規格為φ76×6 mm，宏觀形貌見圖2（a），左端為現場安裝焊縫（T91+T91，手工焊），右端為制造焊縫（T91+TP347HFG，機械焊），泄漏發生在制造焊縫的T91側焊趾附近，下文的檢測或敘述涉及的接頭均指上述制造焊縫。管樣外壁泄漏區域表面覆蓋有堵漏層，無法觀察外壁開裂形貌，解剖后進行內壁檢查，發現2條環狀裂紋，一條距離焊縫約10 mm（標識為裂紋1），另一條在內壁焊趾根部，沿熔合線擴展（標識為裂紋 2）。

圖2 泄漏管樣形貌及試驗位置

1.2 化學成分分析

用Spectrolab M9直讀光譜儀對管樣母材進行試驗，取樣位置見圖2（a），試驗結果見表1。由表1可以看出，T91母材化學成分符合ASME SA-213M《鍋爐、過熱器和換熱器用無縫鐵素體和奧氏體合金鋼管子》要求；焊縫化學成分因母材稀釋作用[3]，Ni元素含量低于ERNiCr-3要求，Cr和Mn元素含量處于標準下限，結果僅供參考。

表1 管樣化學成分質量分數，%

1.3 力學性能試驗

用UH-F500KNX拉力試驗機，按ASTM E8《金屬材料拉伸試驗方法》對管樣進行室溫拉伸試驗，取樣位置見圖2（a），試驗結果見表2。由表2可以看出，拉伸試驗結果均滿足ASME SA-213M要求。

表2 拉伸試驗結果

1.4 硬度測定

用HW187.5布洛維三用硬度計，按ASTM E10《金屬材料布氏硬度的標準試驗方法》對管樣進行硬度檢驗，試驗位置見圖2（c），試驗結果見表3。由表3可以看出，母材和焊縫硬度均滿足標準要求，而T91側熱影響區局部硬度偏高。

表3 硬度測定結果

1.5 金相檢驗

按圖2（c）標識，在管樣內壁開裂位置切取縱向金相試樣，按GB/T 13298—2015《金屬顯微組織檢驗方法》和ASTM E112《測定平均晶粒度的標準試驗方法》的要求進行母材金相檢驗，金相組織形貌見圖3，組織均為回火馬氏體，晶粒度7～8級，滿足GB/T 5310—2017《高壓鍋爐用無縫鋼管》要求（對照GB/T 5310—2017中相近牌號材料10Cr9Mo1ⅤNbN 要求評判）。管樣泄漏口外壁已經帶壓堵漏，無法檢測外壁裂紋情況。截面微觀檢查，1位置金相試樣一面（標識A面）T91側裂紋產生在外壁焊趾附近，外壁向內壁垂直擴展，內部有大量氧化物，未穿透管壁，由于該區域外壁為帶壓堵漏層，宏觀無法觀察外壁裂紋形貌。1位置金相試樣另一面（標識B面）T91側裂紋已經穿透管壁。1位置金相試樣的2個截面裂紋檢測表明內壁裂紋1是由外壁焊趾附近產生的裂紋向內壁擴展形成的。2位置金相試樣（內壁焊趾存在裂紋）截面可見裂紋，裂紋位于 T91側熔合線，沿著熔合線剝離，已貫穿管壁。裂口的T91側存在1條塊狀高溫鐵素體帶，從內壁到外壁沿著熔合線分布，在焊接高溫條件下形成。裂口的焊縫一側可見1條沿熔合線分布的黑色條帶，為焊接高溫下碳遷移形成的高碳帶，由于T91的碳含量高于焊縫，存在成分梯度，因此在焊接高溫下碳元素從T91一側向焊縫一側遷移，從而在熔合線附近形成1條高碳帶。微觀可見裂紋2為沿著高溫鐵素體帶和高碳帶之間開裂擴展。宏觀及微觀裂紋形貌見圖3～圖6。

圖3 管樣母材金相組織

圖4 1位置A面形貌

圖5 1位置B面形貌

圖6 2位置裂紋形貌

2 試驗結果與討論

管樣母材的化學成分、拉伸性能和硬度滿足ASME SA-213M要求，金相組織和晶粒度滿足GB/T 5310—2017中對相近鋼牌號10Cr9Mo1ⅤNbN的要求。通過對焊縫、熱影響區到母材的硬度檢驗，可知熱影響區局部硬度較高。宏觀、微觀檢驗發現制造焊縫T91側熱影響區存在2條裂紋，以下分別對2條裂紋進行分析：

1）裂紋1是外壁焊趾附近熱影響區產生的裂紋（已經帶壓堵漏，宏觀無法觀察到），向內壁垂直擴展至穿透管壁，為脆性開裂。硬度檢測結果可知，T91側熱影響區局部硬度較高，會在一定程度上引起塑性降低、脆性增大的情況，從熱影響區硬度檢測結果顯示，個別點的硬度值略超標準要求值。并且奧氏體不銹鋼和馬氏體不銹鋼熱膨脹系數差異較大，鍋爐啟停及運行過程中的溫度變化會導致較大的熱應力[4]。如果承受正常應力開裂的風險也較小，較大結構拘束應力、焊接殘余應力、熔合線應力集中或振動交變應力疊加時，開裂風險將增大。

2）裂紋2產生在T91側熔合線，沿熔合線剝離，貫穿整個管壁，T91側熔合線邊緣即裂紋邊緣，可見1條高溫鐵素體帶，鐵素體帶相比兩側的焊縫以及T91過熱組織，強度韌性均較低[5]，承受應力時，應變會相對集中在鐵素體帶附近，使得此位置易開裂。

高溫鐵素體形成的原因分析如下：1）焊接過程中近縫區溫度高，會促進T91母材重新相變生成高溫鐵素體[6]；2）焊縫中Cr、Ni含量比T91高，濃度差導致焊接過程中焊縫中的 Cr、Ni向熔合線一側的T91遷移，而T91的C含量高于焊縫，C向焊縫遷移，近縫區形成1條Cr含量相對較高、C含量相對較低的區域[7]。添加Cr元素可以使鐵素體相區擴大，添加C元素可以使奧氏體相區擴大，故而抑制了奧氏體的形成，促進了鐵素體的形成。上述兩方面原因共同作用下使得通常情況下9Cr鋼焊縫的近縫區均會形成高溫鐵素體，是不能完全避免的一種現象，但是此位置的開裂并不多見，只有承受較大異常應力時才會開裂。

同時，對泄漏位置的相鄰管子取樣分析，其金相組織中并未發現明顯的高溫鐵素體組織，因此可以推斷此次管子發生泄漏的原因并非普遍現象，需要具體分析。

接頭T91側的2條裂紋是由于運行過程中的異常應力導致（包括熱應力、疲勞應力等），更深層次的原因則是由于其管子的金相組織發生變化，從而導致力學性能下降。裂紋1是由于T91側熱影響區局部硬度較高，塑性降低、脆性增大，且熱膨脹系數差異導致裂紋敏感性大，管子焊接時應按照要求進行焊后熱處理工作，否則淬硬的馬氏體組織則會導致其熱影響區硬度值偏高。裂紋2是由于焊縫的近縫區形成硬度、強度均較低的高溫鐵素體帶，承受復雜應力時，應變會相對集中在鐵素體帶附近，使得此位置易開裂，管子焊接時應嚴格把控焊接質量（嚴控焊接參數），過高的焊接熱輸入極易產生異常的金相組織。綜合上述分析，以上2處位置裂紋的產生均是由于未嚴格把控焊接質量，且未按照要求進行焊后熱處理工作，導致其焊接接頭出現硬度偏高、異常金相組織等問題。

3 結論

1）管樣母材的化學成分、拉伸性能、硬度、金相組織和晶粒度均滿足相應標準要求，排除母材原因導致的泄漏。

2）管子裂紋產生原因是焊接質量不過關，同時未按照要求進行焊后熱處理工作。