高溫鍋爐管T22/TP347H異種鋼焊接接頭早期失效原因

李昱偉,張驍勇,周 勇,王彩俠

(1.西安石油大學(xué),西安 710065；2.西安熱工研究院有限公司,西安 710032)

近年來,隨著火力發(fā)電機(jī)組的發(fā)電功率以及運(yùn)行溫度的提高，亞臨界和超(超)臨界電站鍋爐過熱器、再熱器等對耐熱鋼材料等級的要求也越來越高。目前許多大型電廠的過熱器、再熱器等越來越多地采用TP347奧氏體不銹鋼替代低合金鋼，以進(jìn)一步提高機(jī)組的運(yùn)行溫度及管子工作溫度[1]。TP347H鋼的組織結(jié)構(gòu)、高溫性能、化學(xué)成分與低合金鋼有差異，TP347H鋼與低合金鋼的焊接接頭性能比較復(fù)雜，易發(fā)生早期失效[2]。

某電廠鍋爐發(fā)電功率為660 MW，過熱器的進(jìn)口流量為2 100.1 t/h，出口壓力為18.2 MPa，出口溫度為540 ℃；再熱器的出口壓力為4.16 MPa，出口溫度為542.7 ℃，鍋爐累計運(yùn)行約60 000 h。異種鋼焊接接頭兩側(cè)的材料分別為TP347H鋼和T22鋼，TP347H鋼側(cè)母材規(guī)格為50.8 mm×5.49 mm(外徑×壁厚)，T22鋼側(cè)母材規(guī)格為50.8 mm×7.62 mm(外徑×壁厚)，焊條材料為E309L鋼。異種鋼焊接接頭兩側(cè)材料的化學(xué)成分、力學(xué)性能、熱膨脹系數(shù)、導(dǎo)熱系數(shù)等方面存在差異，在鍋爐運(yùn)行過程中易發(fā)生早期失效。筆者對異種鋼焊接接頭的末級過熱器進(jìn)行一系列理化檢驗，分析該焊接接頭早期失效的原因，并提出了改進(jìn)建議，以避免焊接接頭發(fā)生早期失效。

1 理化檢驗

1.1 化學(xué)成分分析

在焊接接頭兩側(cè)母材及焊縫處取粉末樣，按照GB/T 20123—2006 《鋼鐵 總碳硫含量的測定高頻感應(yīng)爐燃燒后紅外吸收法(常規(guī)方法)》、GB/T 223.62—1988 《鋼鐵及合金化學(xué)分析方法 乙酸丁酯萃取光度法測定磷量》、GB/T 20125—2006 《低合金鋼 多元素含量的測定 電感耦合等離子體原子發(fā)射光譜法》等對T22鋼、TP347H鋼和E309L鋼進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果如表1～3所示。由表1～3可知：焊接接頭兩側(cè)母材的化學(xué)成分符合ASME SA-213—2019 《鍋爐、過熱器和換熱器用無縫鐵素體和奧氏體合金鋼管子》對T22鋼和TP347H鋼的要求；焊縫的化學(xué)成分符合GB/T 983—2012 《不銹鋼焊條》對E309L鋼的要求。

表1 T22鋼側(cè)母材的化學(xué)成分分析結(jié)果 %

表2 TP347H鋼側(cè)母材的化學(xué)成分分析結(jié)果 %

表3 焊縫的化學(xué)成分分析結(jié)果 %

1.2 力學(xué)性能測試

從焊接接頭兩側(cè)母材及異種鋼焊接接頭的迎煙側(cè)、背煙側(cè)取板狀試樣，按照GB/T 228.1—2010 《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進(jìn)行拉伸試驗。T22鋼側(cè)母材的拉伸試樣編號為1T、2T，TP347H鋼側(cè)母材的拉伸試樣編號為1S、2S，焊接接頭的拉伸試樣編號為1#,2#，測試結(jié)果如表4～6所示，其中焊接接頭的拉伸試樣均斷在T22鋼側(cè)。由表4～6可知：T22鋼、TP347H鋼和焊接接頭背煙側(cè)的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率均略高于迎煙側(cè)；1T、2T、1S、2S試樣的力學(xué)性能均符合ASME SA-213—2019的要求；1#，2#試樣的抗拉強(qiáng)度高于1T、2T試樣，低于1S、2S試樣，且符合DL/T 869—2012 《火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程》的要求，表明T22鋼側(cè)母材為焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)[3-4]。

表4 T22鋼側(cè)母材的力學(xué)性能測試結(jié)果

表5 TP347H鋼側(cè)母材的力學(xué)性能測試結(jié)果

表6 異種鋼焊接接頭的抗拉強(qiáng)度測試結(jié)果

1.3 金相檢驗

在焊接接頭部位沿管軸向取包含焊縫、熔合區(qū)、熱影響區(qū)和兩側(cè)母材的試樣，按照GB/T 13298—2015 《金屬顯微組織檢驗方法》的要求制樣，在ZEISS型光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行觀察。母材及焊縫的顯微組織形貌如圖1所示，由圖1可知：T22鋼側(cè)母材的組織為鐵素體+貝氏體，晶粒度等級為6級，球化等級為2～3級；TP347H鋼側(cè)母材的組織為孿晶奧氏體+少量碳化物，孿晶特征明顯，晶粒度等級為5～7級；焊縫的組織為奧氏體+δ鐵素體。母材及焊縫的組織均未見異常。

圖1 母材及焊縫的顯微組織形貌

焊接接頭兩側(cè)熱影響區(qū)的顯微組織形貌如圖2所示，可見從焊縫到母材方向，T22鋼側(cè)熱影響區(qū)依次為粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)和部分相變區(qū)，其中粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)組織均為回火馬氏體+回火索氏體+回火貝氏體，部分相變區(qū)組織為鐵素體+回火貝氏體；TP347H鋼側(cè)熱影響區(qū)的粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)與母材組織無明顯差異，均為奧氏體+碳化物，晶界、孿晶界清晰。

圖2 焊接接頭兩側(cè)熱影響區(qū)的顯微組織形貌

焊接接頭兩側(cè)熔合區(qū)的顯微組織形貌如圖3所示。由圖3可知：T347H鋼側(cè)熔合區(qū)有顯著的增碳層，增碳層中碳元素以鉻的碳化物形態(tài)析出，并導(dǎo)致硬化，熔合區(qū)附近的焊縫組織有柱狀晶特征；T22鋼側(cè)熔合區(qū)有脫碳現(xiàn)象，導(dǎo)致軟化，而T22鋼側(cè)熔合區(qū)附近的焊縫組織有增碳現(xiàn)象，產(chǎn)生硬化區(qū)，并可見沿晶裂紋。

圖3 焊接接頭兩側(cè)熔合區(qū)的顯微組織形貌

1.4 硬度測試

取焊接接頭的縱向試樣，經(jīng)鑲嵌、磨制、拋光、腐蝕后進(jìn)行硬度測試，測試位置為焊接接頭中間(約1/2壁厚)處。焊接接頭焊縫、熔合區(qū)、熱影響區(qū)及附近母材的硬度變化曲線如圖4所示。由圖4可知：從焊縫到熔合區(qū)，T22鋼、TP347H鋼側(cè)的硬度逐漸升高；從熱影響區(qū)至母材，T22鋼、TP347H鋼側(cè)的硬度逐漸下降，T22鋼、TP347H鋼側(cè)熔合區(qū)的硬度基本一致。

圖4 焊接接頭焊縫、熔合區(qū)、熱影響區(qū)及附近母材的硬度變化曲線

2 綜合分析

2.1 異種鋼焊接接頭的凝固過渡層

焊接時，熔化的液態(tài)金屬冷卻，使熔合線附近半熔化段的母材溫度降低，成為焊縫金屬凝固時的結(jié)晶表面。在該結(jié)晶表面，TP347鋼側(cè)的熔合區(qū)有顯著的增碳層，T22鋼側(cè)熔合區(qū)有脫碳現(xiàn)象，T22鋼與焊縫的邊界附近(100 μm寬度范圍內(nèi))元素的濃度梯度很明顯，特別是Cr、Ni元素含量的變化，因該寬度范圍內(nèi)的組織為馬氏體，故該寬度范圍稱為馬氏體脆化層。馬氏體脆化層硬度很高(430 HV)，而TP347鋼側(cè)母材的硬度為170 HV，T22鋼側(cè)母材的硬度為140 HV，焊縫的硬度為210 HV，所以易產(chǎn)生裂紋，裂紋在馬氏體脆化層萌生，在焊縫沿著奧氏體晶界擴(kuò)展。在Cr元素含量一定的條件下，提高焊縫的Ni元素含量，可以減小馬氏體脆化層的寬度。

2.2 異種鋼焊接接頭氧化缺口

氧化缺口的形成是由于碳化物的析出使得熔合線附近Cr元素含量減少，降低了接頭的抗氧化性，高溫運(yùn)行過程中，該處發(fā)生優(yōu)先氧化；同時，晶界碳化物的析出破壞了顯微組織的連續(xù)性，環(huán)境中的氧元素向焊接接頭內(nèi)部擴(kuò)散加快；氧化后形成的氧化物體積增大，在界面和晶界形成“楔子效應(yīng)”，使界面應(yīng)力增大，蠕變速率加快。氧化缺口使接頭實際承載截面積減小，并在缺口根部形成應(yīng)力集中。熔合線兩側(cè)強(qiáng)度不同，使得接頭不能在應(yīng)力作用下產(chǎn)生均勻的應(yīng)變，變形首先集中在低強(qiáng)度T22鋼側(cè)近熔合線區(qū)域，進(jìn)一步加大了因幾何形狀不連續(xù)而產(chǎn)生的應(yīng)力集中，最終導(dǎo)致裂紋沿熔合線擴(kuò)展。

3 結(jié)論及建議

異種鋼焊接接頭中T22低合金鋼、TP347H不銹鋼的化學(xué)成分、力學(xué)性能符合相應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)要求，顯微組織未見異常。焊縫的化學(xué)成分和力學(xué)性能符合標(biāo)準(zhǔn)要求。T22鋼側(cè)熔合區(qū)是異種鋼焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)，焊縫熔合區(qū)存在氧化缺口；在T22鋼與焊縫的邊界附近存在元素濃度梯度，產(chǎn)生了馬氏體脆化層，易出現(xiàn)裂紋。

焊接接頭兩側(cè)母材選用強(qiáng)度相匹配的焊材，提高焊縫的Ni元素含量，選用合金元素含量更高的焊材或者Ni基焊材，可以避免異種鋼焊接接頭發(fā)生早期失效。