超超臨界鍋爐水冷壁T23接頭時(shí)效性能

王 學(xué)， 李夕強(qiáng)， 楊 超， 葛兆祥， 楊賢彪， 任遙遙

（1.武漢大學(xué) 動(dòng)力與機(jī)械學(xué)院，武漢430072；

2.武漢大學(xué) 流體機(jī)械與動(dòng)力工程裝備技術(shù)湖北省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，武漢430072；3.江蘇方天電力技術(shù)有限公司，南京211102）

T23（HCM2S）鋼是由日本開(kāi)發(fā)的一種新型貝 氏體耐熱鋼，其在2.25Cr－1Mo基礎(chǔ)上降低碳含量，添加鎢，減少鉬，并加入微合金化元素釩、鈮、氮和硼，進(jìn)行正火和回火處理后具有穩(wěn)定的回火貝氏體組 織［1－2］.T23鋼 在600 ℃以 下 溫 度 的 蠕 變 性 能 優(yōu)異，與T91鋼的蠕變斷裂強(qiáng)度相當(dāng)［3－4］.合金化改良改善了T23鋼的焊接性，薄壁管焊接時(shí)可取消預(yù)熱和焊后熱處理，從而簡(jiǎn)化水冷壁管排的制作和現(xiàn)場(chǎng)安裝工藝［5－6］.但國(guó)內(nèi)的實(shí)際應(yīng)用表明，未經(jīng)熱處理的水冷壁T23接頭在運(yùn)行中容易發(fā)生早期裂紋失效，使機(jī)組頻繁停運(yùn)，成為制約超超臨界塔式爐高效運(yùn)行的首要問(wèn)題［7］.理論上，T23鋼的碳含量和合金含量較低，焊縫和熱影響區(qū)在快冷條件下形成低碳板條馬氏體和貝氏體的混合組織，即使不進(jìn)行焊后熱處理，接頭也應(yīng)具有良好的強(qiáng)韌性［8］.但在運(yùn)行條件下，上述混合組織并不穩(wěn)定，有可能產(chǎn)生回火脆性［9］或時(shí)效脆化.另外，不穩(wěn)定組織在應(yīng)力作用下還可能發(fā)生蠕變脆性斷裂［10］.目前，國(guó)內(nèi)外對(duì)超超臨界鍋爐中新型9%Cr馬氏體耐熱鋼及其焊接接頭的高溫時(shí) 效 性 能 已 有 不 少 研 究［11－12］，但 對(duì)T23 鋼，特別是其接頭時(shí)效性能的研究卻較少［13－14］.因此，筆者對(duì)未經(jīng)熱處理的T23接頭在時(shí)效過(guò)程中的組織演變規(guī)律和性能變化進(jìn)行研究，目的是揭示水冷壁T23接頭早期失效機(jī)理，以評(píng)價(jià)其在長(zhǎng)期運(yùn)行中的安全性.

1 試驗(yàn)材料及方法

試驗(yàn)用T23接頭的管子規(guī)格為外徑38.1mm，壁 厚6.5 mm，填 充 材 料 為 直 徑2.4 mm 的WZCr2WV 焊絲，管材和焊絲的化學(xué)成分列于表1.

接頭形式為對(duì)接，V 形坡口，2G 位置焊接.焊接方法為手工GTAW 焊，3層單道焊.150～200 ℃預(yù)熱，焊接電流為100～115A，焊接電壓為10～14V，焊接速度為40～60 mm／min.焊后緩冷，不進(jìn)行焊后熱處理.

從該接頭取樣加工成時(shí)效毛坯試樣，時(shí)效溫度分別為500℃、550℃、600℃和650℃，每個(gè)溫度下的時(shí)效時(shí)間分別為500h、1 000h、2 000h和3 000 h.時(shí)效后加工為5mm×10mm×55mm 的夏比V型缺口試樣，缺口開(kāi)在焊縫中心，每個(gè)時(shí)效條件下的室溫沖擊試樣數(shù)量為3個(gè)，取測(cè)試結(jié)果的平均值.

從接頭取樣加工成標(biāo)距長(zhǎng)度25 mm、直徑5 mm 的光滑持久試樣，焊縫在試樣中心.按照GB／T 2039—2012《金屬材料單軸拉伸蠕變?cè)囼?yàn)方法》，在RD2－3型高溫蠕變和持久強(qiáng)度試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行持久試驗(yàn).為模擬水冷壁背火面和向火面的運(yùn)行工況，試驗(yàn)溫度分別為470℃和550℃.另外，考慮到現(xiàn)場(chǎng)安裝條件苛刻，拘束度大，焊縫部位存在較大的殘余拉伸應(yīng)力，使焊縫的蠕變應(yīng)力高于母材.為模擬接頭焊縫部位的高應(yīng)力蠕變，通過(guò)減小焊縫截面積來(lái)提高應(yīng)力水平.具體方法是加工變截面接頭持久試樣，將試樣焊縫部位的直徑由5mm 減至3mm，其他部位直徑不變，試驗(yàn)溫度為550 ℃.

從時(shí)效試樣中取樣進(jìn)行光學(xué)金相分析、硬度測(cè)試和電鏡分析.光學(xué)金相分析在OLYMPUSPMG3型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行，觀察組織形貌的變化；在QUANTA400 型掃描電鏡下觀察沉淀相的析出；采用320HBS－300／0035布氏硬度計(jì)測(cè)試焊縫和母材的硬度，施加載荷為187.5kg.

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 顯微組織

圖1為焊縫在500 ℃、550 ℃、600 ℃和650 ℃時(shí)效3 000h后的顯微組織照片.當(dāng)時(shí)效溫度低于550 ℃時(shí)，焊縫組織中板條馬氏體位向特征非常明顯；當(dāng)時(shí)效溫度超過(guò)600 ℃時(shí)，板條束外形部分消失，顯示馬氏體開(kāi)始分解，但未觀察到明顯的碳化物析出；當(dāng)時(shí)效溫度超過(guò)650℃時(shí)，板條束分解特征更加明顯，且在晶界上觀察到析出的細(xì)小碳化物.

表1 試驗(yàn)材料的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of test materials %

圖2為 焊 縫 在500 ℃、550 ℃、600 ℃和650 ℃時(shí)效3 000h后的SEM 照片.從圖2可以看出，時(shí)效溫度為500 ℃時(shí)，在晶界和晶內(nèi)都很少發(fā)現(xiàn)沉淀相的析出，表明合金元素仍處于過(guò)飽和固溶狀態(tài)；時(shí)效溫度為550 ℃時(shí)，晶界上析出少量非常細(xì)小的沉淀相；時(shí)效溫度為600℃時(shí)，晶界沉淀相析出明顯增多，且隨著時(shí)效溫度的進(jìn)一步升高，沉淀相數(shù)量增多并且長(zhǎng)大.有研究表明，T23 鋼中的晶界沉淀相為M23C6型合金碳化物［2］.

圖1 不同溫度下時(shí)效3 000h后焊縫的顯微組織Fig.1 Microstructures of the weld metal after aging at different temperatures for 3 000h

圖2 焊縫在不同溫度下時(shí)效3 000h后的SEM 照片F(xiàn)ig.2 SEM images of the weld metal after aging at different temperatures for 3 000h

以上顯微分析表明，時(shí)效溫度在550 ℃以下時(shí) 對(duì)焊縫組織的影響不大，焊縫保持焊態(tài)下的原始板條馬氏體組織，合金元素大部分固溶于基體，析出的碳化物很少.由于T23水冷壁當(dāng)量溫度一般不超過(guò)550 ℃，因此焊縫和近縫區(qū)中的合金元素將長(zhǎng)期處于過(guò)飽和固溶狀態(tài).

2.2 硬度和沖擊韌性

圖3為焊縫在不同時(shí)效條件下的硬度和沖擊韌性測(cè)試結(jié)果.由圖3（a）可以看出，當(dāng)時(shí)效溫度低于550 ℃時(shí)，焊縫基本上保持焊態(tài)時(shí)的高硬度狀態(tài)，硬度在長(zhǎng)期時(shí)效中幾乎沒(méi)有下降的跡象.當(dāng)時(shí)效溫度超過(guò)600 ℃時(shí)，焊縫硬度總體隨時(shí)效時(shí)間的增加而降低，但在時(shí)效初期（1 000h 左右）存在一個(gè)硬化峰，而后逐漸降低.測(cè)試結(jié)果表明，在600 ℃時(shí)效1 000h后，焊縫的軟化加速，時(shí)效2 500h后的硬度值開(kāi)始低于250HB.焊縫在650 ℃下時(shí)效500h后就已明顯軟化，硬度值低于250HB.

由圖3（b）所示的沖擊測(cè)試結(jié)果可以看出，焊縫的初始沖擊韌性值很高，超過(guò)110J／cm2，但時(shí)效500h后沖擊韌性陡降.特別是在時(shí)效溫度低于550℃時(shí)，焊縫沖擊韌性長(zhǎng)期處于極低水平，最低值不足10J／cm2，時(shí)效脆化非常嚴(yán)重.當(dāng)時(shí)效溫度超過(guò)600℃、時(shí)效時(shí)間大于2 000h后，焊縫沖擊韌性才逐漸回升.

焊縫在時(shí)效前的沖擊韌性良好，說(shuō)明脆化是時(shí)效導(dǎo)致的，即T23接頭焊縫在運(yùn)行中發(fā)生了時(shí)效脆化.比較圖3（a）和圖3（b）還可以發(fā)現(xiàn)，時(shí)效階段焊縫的韌性變化與硬度水平之間有密切關(guān)系.焊縫處于高硬度水平時(shí)，其沖擊韌性很低，時(shí)效脆化嚴(yán)重.隨著硬度的降低，焊縫沖擊韌性回升.當(dāng)硬度低于250HB以后，焊縫沖擊韌性的改善尤其顯著.硬度是金屬監(jiān)督中容易檢測(cè)的指標(biāo)，基于焊縫硬度與沖擊韌性之間的相關(guān)性，建議焊縫硬度上限不超過(guò)250HB，以保證T23接頭的沖擊韌性.

圖3 時(shí)效溫度和時(shí)效時(shí)間對(duì)焊縫硬度和沖擊韌性的影響Fig.3 Effect of aging temperature and aging time on the hardness and toughness of weld metals

2.3 蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果

圖4 為光滑均勻截面試樣的持久強(qiáng)度試驗(yàn)曲線，典型試樣照片見(jiàn)圖5.由圖5可以看出，無(wú)論470℃還是550℃下的持久強(qiáng)度試驗(yàn)，試樣均斷于母材，斷裂處有明顯的縮頸變形，并未在焊縫處發(fā)生脆性斷裂.這一方面說(shuō)明焊縫的強(qiáng)度高于母材，另一方面說(shuō)明均勻截面試樣的持久強(qiáng)度試驗(yàn)不能反映實(shí)際水冷壁接頭的蠕變斷裂行為.

圖6（a）給出了550 ℃時(shí)變截面試樣的蠕變斷裂照片，由于焊縫部位的截面積減小，應(yīng)力增大（高于母材部位的應(yīng)力），使斷裂位置轉(zhuǎn)移到焊縫.與圖5相比，可以看到焊縫斷裂處的變形非常小，延伸率與斷面收縮率均接近零，與實(shí)際失效水冷壁T23接頭的宏觀脆性特征相似.斷口附近的SEM 分析照片如圖6（b）所示，裂紋發(fā)生在焊縫晶界，也與實(shí)際失效T23接頭裂紋的微觀形態(tài)和分布相似.應(yīng)力時(shí)效模擬試驗(yàn)結(jié)果說(shuō)明T23接頭的早期失效是一種蠕變裂紋失效.

圖4 接頭持久強(qiáng)度曲線Fig.4 Creep rupture strength of the weld joint

圖5 接頭持久斷裂試樣Fig.5 Profile of fractured weld joint specimens

圖6 接頭變截面試樣的蠕變斷裂（550 ℃，220 MPa，2 391h）Fig.6 Image of a varying section creep rupture specimen of weld joint（550 ℃，220 MPa，2 391h）

3 分析與討論

3.1 焊縫時(shí)效性能

由于冷卻速度快，T23接頭焊縫會(huì)形成亞穩(wěn)態(tài)的馬氏體和貝氏體混合組織，雖然其初始性能良好，但在時(shí)效（運(yùn)行）過(guò)程中將發(fā)生回復(fù)與再結(jié)晶、碳化物析出等，使性能發(fā)生變化.時(shí)效溫度對(duì)焊縫時(shí)效性能的影響很大，當(dāng)時(shí)效溫度低于550℃時(shí)，固溶于基體中的碳和合金元素很難析出，焊縫不僅保持焊態(tài)下的高硬度，還發(fā)生了嚴(yán)重的時(shí)效脆化，使性能惡化.沖擊試樣斷口形貌為穿晶解理，并不是沿晶斷裂，說(shuō)明時(shí)效脆化原因不是第二類回火脆性，可能與馬氏體回火脆性（TME）有關(guān)［9］.當(dāng)時(shí)效溫度升高至600 ℃時(shí)，由于在晶界和晶內(nèi)析出碳化物，焊縫硬度降低，當(dāng)時(shí)效時(shí)間超過(guò)1 000h后軟化過(guò)程明顯加速.時(shí)效溫度升高至650 ℃時(shí)，碳擴(kuò)散能力明顯增強(qiáng)，碳化物的析出加速，短時(shí)間內(nèi)焊縫硬度就明顯降低.從圖3（a）的硬度變化曲線來(lái)看，650 ℃時(shí)效500 h的軟化效果就超過(guò)了600 ℃時(shí)效3 000h時(shí).繼續(xù)延長(zhǎng)時(shí)效時(shí)間，焊縫硬度降低趨勢(shì)減緩，表明焊縫中析出的碳化物比較穩(wěn)定，不易聚集長(zhǎng)大.

超超臨界（USC）塔式爐水冷壁出口端的汽水溫度為475 ℃，在運(yùn)行初期，中墻的管壁溫度達(dá)到497℃.長(zhǎng)期運(yùn)行后，由于管壁形成垢層，管壁溫度可升高至513 ℃.熱負(fù)荷最高區(qū)域的管壁溫度和出口附近的管壁溫度可達(dá)520 ℃［15］.因此，依據(jù)設(shè)計(jì)參數(shù)和運(yùn)行工況，水冷壁在長(zhǎng)期運(yùn)行中的壁溫不超過(guò)550 ℃.由時(shí)效試驗(yàn)結(jié)果，水冷壁在時(shí)效溫度550 ℃以下運(yùn)行時(shí)對(duì)T23接頭焊縫組織的影響很小，合金元素將長(zhǎng)期處于過(guò)飽和固溶的不利狀態(tài)，焊縫性能很難得到改善.

3.2 接頭早期失效機(jī)理的探討

根據(jù)蠕變斷裂試驗(yàn)結(jié)果，T23接頭焊縫部位發(fā)生脆性蠕變失效.蠕變沿晶裂紋的形核主要有2種機(jī)制：三叉晶界處形核機(jī)制和晶界孔洞形核機(jī)制［10］.選取哪種機(jī)制開(kāi)裂取決于蠕變應(yīng)力與溫度：在高應(yīng)力和較低溫度下，由于晶界滑動(dòng)在三晶粒交界處受阻，從而在三叉晶界處萌生裂紋并發(fā)展成楔形蠕變裂紋；在較低應(yīng)力和較高溫度下，晶界上的突起部位或第二相質(zhì)點(diǎn)附近以孔洞形式開(kāi)裂.圖6表明，焊縫晶界未見(jiàn)孔洞，呈楔形開(kāi)裂特征，這與水冷壁運(yùn)行條件（溫度較低，應(yīng)力較高）相符.楔形蠕變裂紋的形成機(jī)理為：由于晶內(nèi)過(guò)分強(qiáng)化，不易變形，相鄰的三晶粒變形協(xié)調(diào)性差，則蠕變時(shí)在三晶粒交界處會(huì)產(chǎn)生相當(dāng)高的應(yīng)力集中，一旦應(yīng)力集中超過(guò)了晶界的結(jié)合力，便會(huì)在三晶粒的交界處產(chǎn)生一個(gè)尖劈形的裂紋源頭.由于外力的不斷作用，在裂紋的尖端將產(chǎn)生新的應(yīng)力集中點(diǎn)，如果此時(shí)晶界相當(dāng)平直且沒(méi)有析出相的存在來(lái)阻止裂縫的擴(kuò)展，那么裂紋就很快沿晶界向前擴(kuò)展，同時(shí)蠕變裂紋繼續(xù)開(kāi)啟以及與其他晶界的裂紋連接，最后導(dǎo)致晶界斷裂.根據(jù)該理論，T23接頭焊縫中的沉淀相很少，碳和其他合金元素處于過(guò)飽和固溶狀態(tài)，晶格畸變嚴(yán)重，處于高硬度狀態(tài).晶內(nèi)硬化使焊縫具備了產(chǎn)生楔形蠕變裂紋的冶金學(xué)條件.

此外，國(guó)內(nèi)有研究表明在水冷壁向火側(cè)鰭片與管子角焊縫附近出現(xiàn)了沿T23管子側(cè)熔合線走向的裂紋［7］，該裂紋的形成機(jī)理與焊縫裂紋在本質(zhì)上是相同的.因?yàn)闊嵊绊憛^(qū)的冷卻速度也很快，具有與焊縫類似的組織和相近的高硬度水平，因此近縫區(qū)也有楔形蠕變裂紋傾向.

3.3 防止早期失效的措施

為了避免T23接頭的蠕變失效，首先要消除產(chǎn)生裂紋的內(nèi)因，即消除運(yùn)行前焊縫和近縫區(qū)的不利組織狀態(tài)，使基體中過(guò)飽和固溶的碳析出，降低硬度水平.此外，降低接頭的殘余應(yīng)力和結(jié)構(gòu)應(yīng)力也非常重要.焊后熱處理具有改善焊縫組織、降低硬度和消除殘余應(yīng)力等優(yōu)點(diǎn)，從理論上分析是防止T23水冷壁失效的最有效措施.失效一般發(fā)生在未經(jīng)熱處理的基建焊口，很少發(fā)生在進(jìn)行過(guò)整體熱處理的廠家焊口，證明了焊后熱處理的顯著效果.此外，某電廠于2012年11月對(duì)1 244只泄露的T23焊口進(jìn)行更換時(shí)，對(duì)焊口進(jìn)行了局部焊后熱處理，迄今未發(fā)生泄露事故，再次驗(yàn)證了焊后熱處理的有效性.

水冷壁管排表面凹凸不平，保溫效果不好，且加熱元件與不同部位的接觸緊密程度可能存在較大差異，造成溫度場(chǎng)不均勻，加大了焊后熱處理的質(zhì)量控制難度.為了保證熱處理的質(zhì)量，需采取嚴(yán)格的監(jiān)控措施.硬度是檢驗(yàn)熱處理質(zhì)量可行且簡(jiǎn)便的方法，焊縫硬度指標(biāo)不僅關(guān)系到?jīng)_擊韌性，而且能反映合金元素的狀態(tài)（固溶還是析出），直接影響楔形蠕變裂紋的失效傾向，因此控制接頭硬度水平對(duì)于保證運(yùn)行可靠性非常關(guān)鍵.根據(jù)所研究結(jié)果，建議焊縫及熱影響區(qū)（HAZ）的硬度上限以不超過(guò)250 HB 為宜.需要說(shuō)明的是，T23 鋼的推薦焊后熱處理溫度為720～740 ℃，處于再熱裂紋敏感溫度區(qū)間，在熱處理時(shí)要注意避免在熔合線附近產(chǎn)生再熱裂紋，尤其對(duì)于軸向拉伸應(yīng)力大的焊口，應(yīng)特別注意.

細(xì)化晶粒不僅能抑制楔形蠕變裂紋的發(fā)生，而且可以提高熱疲勞抗力［10］，也能明顯提高焊縫的抗裂性.但該措施的實(shí)施難度較大，因?yàn)槟壳艾F(xiàn)場(chǎng)焊接一般采用普通的手工GTAW 焊，熱輸入較大，而采用脈沖GTAW 方法的效率太低，不能滿足生產(chǎn)要求.比較可行的是限制層間溫度，盡量多層多道焊.另一個(gè)方法是改進(jìn)焊接材料的合金化設(shè)計(jì)，加入能細(xì)化焊縫晶粒的合金元素，該措施的效果還有待研究.

4 結(jié) 論

（1）時(shí)效溫度對(duì)T23 接頭焊縫性能的影響很大，在時(shí)效溫度550℃以下時(shí)，焊縫長(zhǎng)期處于高硬度狀態(tài)，且有明顯的時(shí)效脆化傾向.當(dāng)時(shí)效溫度超過(guò)600 ℃后，焊縫中析出碳化物，硬度降低，沖擊韌性逐漸恢復(fù).

（2）T23接頭焊縫部位的早期失效與楔形蠕變裂紋有關(guān).由于水冷壁T23 管壁溫度不超過(guò)550℃，焊縫在運(yùn)行中長(zhǎng)期處于不利的組織狀態(tài)，接頭始終存在泄露的危險(xiǎn).

（3）焊后熱處理是防止T23接頭早期失效的最有效措施.為保證焊后熱處理的效果，建議將250 HB作為焊縫硬度控制的上限.

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