超临界电站锅炉马氏体/奥氏体异种钢焊接接头失效模式分析

张志新 王 颖 梁 奎 马少海 张树利

（1.天津国能津能滨海热电有限公司 天津 300459）

（2.中国特种设备检测研究院 北京 100029）

锅炉“四管”泄漏是造成电厂非正常停机最普遍、最常见的形式，一般占机组非正常停机事故的50%以上[1]，异种钢焊接接头爆管事故是造成机组“非停”的重要因素之一。异种钢焊接接头由于两侧母材和焊材化学成分、物理性能、组织结构、力学性能存在明显差异，其稳定性受焊接热处理、焊后残余应力及运行工况的影响较大[2]。本文对某厂超临界电站锅炉T91+TP347HFG焊接接头失效原因进行深入分析，其研究结果可为类似结构锅炉管的服役特性的研究及预防此类失效事故的发生提供参考。

某厂1号锅炉是东方锅炉自主设计开发的350 MW超临界循环流化床锅炉，型号为DG1131/25.4-II3，采用单布风板、单炉膛、M型布置、平衡通风、一次中间再热技术，高温冷却式旋风分离器进行气固分离，锅炉整体支吊在锅炉钢架上。锅炉运行期间，顶棚梳形弯板附近工厂预制T91+TP347HFG异种钢焊接接头T91侧发生泄漏，泄漏后电厂带压堵漏继续运行至供暖期结束，泄漏位置如图1所示。

图1 顶棚管泄漏位置

1 试验方法

本文采用宏观检查、化学成分分析、力学性能测试、硬度测定、金相组织形貌观察等方法，对失效管样进行了分析。

1.1 宏观检查

失效管样母材材质为T91，规格为φ76×6 mm，宏观形貌见图2（a），左端为现场安装焊缝（T91+T91，手工焊），右端为制造焊缝（T91+TP347HFG，机械焊），泄漏发生在制造焊缝的T91侧焊趾附近，下文的检测或叙述涉及的接头均指上述制造焊缝。管样外壁泄漏区域表面覆盖有堵漏层，无法观察外壁开裂形貌，解剖后进行内壁检查，发现2条环状裂纹，一条距离焊缝约10 mm（标识为裂纹1），另一条在内壁焊趾根部，沿熔合线扩展（标识为裂纹 2）。

图2 泄漏管样形貌及试验位置

1.2 化学成分分析

用Spectrolab M9直读光谱仪对管样母材进行试验，取样位置见图2（a），试验结果见表1。由表1可以看出，T91母材化学成分符合ASME SA-213M《锅炉、过热器和换热器用无缝铁素体和奥氏体合金钢管子》要求；焊缝化学成分因母材稀释作用[3]，Ni元素含量低于ERNiCr-3要求，Cr和Mn元素含量处于标准下限，结果仅供参考。

表1 管样化学成分质量分数，%

1.3 力学性能试验

用UH-F500KNX拉力试验机，按ASTM E8《金属材料拉伸试验方法》对管样进行室温拉伸试验，取样位置见图2（a），试验结果见表2。由表2可以看出，拉伸试验结果均满足ASME SA-213M要求。

表2 拉伸试验结果

1.4 硬度测定

用HW187.5布洛维三用硬度计，按ASTM E10《金属材料布氏硬度的标准试验方法》对管样进行硬度检验，试验位置见图2（c），试验结果见表3。由表3可以看出，母材和焊缝硬度均满足标准要求，而T91侧热影响区局部硬度偏高。

表3 硬度测定结果

1.5 金相检验

按图2（c）标识，在管样内壁开裂位置切取纵向金相试样，按GB/T 13298—2015《金属显微组织检验方法》和ASTM E112《测定平均晶粒度的标准试验方法》的要求进行母材金相检验，金相组织形貌见图3，组织均为回火马氏体，晶粒度7～8级，满足GB/T 5310—2017《高压锅炉用无缝钢管》要求（对照GB/T 5310—2017中相近牌号材料10Cr9Mo1ⅤNbN 要求评判）。管样泄漏口外壁已经带压堵漏，无法检测外壁裂纹情况。截面微观检查，1位置金相试样一面（标识A面）T91侧裂纹产生在外壁焊趾附近，外壁向内壁垂直扩展，内部有大量氧化物，未穿透管壁，由于该区域外壁为带压堵漏层，宏观无法观察外壁裂纹形貌。1位置金相试样另一面（标识B面）T91侧裂纹已经穿透管壁。1位置金相试样的2个截面裂纹检测表明内壁裂纹1是由外壁焊趾附近产生的裂纹向内壁扩展形成的。2位置金相试样（内壁焊趾存在裂纹）截面可见裂纹，裂纹位于 T91侧熔合线，沿着熔合线剥离，已贯穿管壁。裂口的T91侧存在1条块状高温铁素体带，从内壁到外壁沿着熔合线分布，在焊接高温条件下形成。裂口的焊缝一侧可见1条沿熔合线分布的黑色条带，为焊接高温下碳迁移形成的高碳带，由于T91的碳含量高于焊缝，存在成分梯度，因此在焊接高温下碳元素从T91一侧向焊缝一侧迁移，从而在熔合线附近形成1条高碳带。微观可见裂纹2为沿着高温铁素体带和高碳带之间开裂扩展。宏观及微观裂纹形貌见图3～图6。

图3 管样母材金相组织

图4 1位置A面形貌

图5 1位置B面形貌

图6 2位置裂纹形貌

2 试验结果与讨论

管样母材的化学成分、拉伸性能和硬度满足ASME SA-213M要求，金相组织和晶粒度满足GB/T 5310—2017中对相近钢牌号10Cr9Mo1ⅤNbN的要求。通过对焊缝、热影响区到母材的硬度检验，可知热影响区局部硬度较高。宏观、微观检验发现制造焊缝T91侧热影响区存在2条裂纹，以下分别对2条裂纹进行分析：

1）裂纹1是外壁焊趾附近热影响区产生的裂纹（已经带压堵漏，宏观无法观察到），向内壁垂直扩展至穿透管壁，为脆性开裂。硬度检测结果可知，T91侧热影响区局部硬度较高，会在一定程度上引起塑性降低、脆性增大的情况，从热影响区硬度检测结果显示，个别点的硬度值略超标准要求值。并且奥氏体不锈钢和马氏体不锈钢热膨胀系数差异较大，锅炉启停及运行过程中的温度变化会导致较大的热应力[4]。如果承受正常应力开裂的风险也较小，较大结构拘束应力、焊接残余应力、熔合线应力集中或振动交变应力叠加时，开裂风险将增大。

2）裂纹2产生在T91侧熔合线，沿熔合线剥离，贯穿整个管壁，T91侧熔合线边缘即裂纹边缘，可见1条高温铁素体带，铁素体带相比两侧的焊缝以及T91过热组织，强度韧性均较低[5]，承受应力时，应变会相对集中在铁素体带附近，使得此位置易开裂。

高温铁素体形成的原因分析如下：1）焊接过程中近缝区温度高，会促进T91母材重新相变生成高温铁素体[6]；2）焊缝中Cr、Ni含量比T91高，浓度差导致焊接过程中焊缝中的 Cr、Ni向熔合线一侧的T91迁移，而T91的C含量高于焊缝，C向焊缝迁移，近缝区形成1条Cr含量相对较高、C含量相对较低的区域[7]。添加Cr元素可以使铁素体相区扩大，添加C元素可以使奥氏体相区扩大，故而抑制了奥氏体的形成，促进了铁素体的形成。上述两方面原因共同作用下使得通常情况下9Cr钢焊缝的近缝区均会形成高温铁素体，是不能完全避免的一种现象，但是此位置的开裂并不多见，只有承受较大异常应力时才会开裂。

同时，对泄漏位置的相邻管子取样分析，其金相组织中并未发现明显的高温铁素体组织，因此可以推断此次管子发生泄漏的原因并非普遍现象，需要具体分析。

接头T91侧的2条裂纹是由于运行过程中的异常应力导致（包括热应力、疲劳应力等），更深层次的原因则是由于其管子的金相组织发生变化，从而导致力学性能下降。裂纹1是由于T91侧热影响区局部硬度较高，塑性降低、脆性增大，且热膨胀系数差异导致裂纹敏感性大，管子焊接时应按照要求进行焊后热处理工作，否则淬硬的马氏体组织则会导致其热影响区硬度值偏高。裂纹2是由于焊缝的近缝区形成硬度、强度均较低的高温铁素体带，承受复杂应力时，应变会相对集中在铁素体带附近，使得此位置易开裂，管子焊接时应严格把控焊接质量（严控焊接参数），过高的焊接热输入极易产生异常的金相组织。综合上述分析，以上2处位置裂纹的产生均是由于未严格把控焊接质量，且未按照要求进行焊后热处理工作，导致其焊接接头出现硬度偏高、异常金相组织等问题。

3 结论

1）管样母材的化学成分、拉伸性能、硬度、金相组织和晶粒度均满足相应标准要求，排除母材原因导致的泄漏。

2）管子裂纹产生原因是焊接质量不过关，同时未按照要求进行焊后热处理工作。