DL/T 438—2009火力發電廠金屬技術監督規程解讀

李益民，范長信，楊百勛，趙彥芬，梁軍，嚴蘇星，蔡文河，林介東

(1.西安熱工研究院有限公司，西安市，710032;2.蘇州熱工研究院有限公司，蘇州市，215000;3.神華國華(北京)電力研究院有限公司，北京市，101402;4.陜西電力科學研究院，西安市，710054;5.華北電力科學研究院有限責任公司，北京市，100045;6.廣東電網公司電力科學研究院，廣州市，510080)

0 引言

金屬監督對保障火電廠機組的安全運行提供了重要的技術支持，20世紀40年代初至60年代初，美國、蘇聯、德國制訂了碳鋼、0.5%Mo、1%Cr-0.5%Mo鋼的球化評級標準，20世紀80年代，德國技術監督協會和魯爾電力公司制定了材質損傷的《金相組織評級方法》。1965年，國內水利電力部電力科學研究院制定了《12Cr1MoV鋼球化級標準(試行)》，1967年制訂了25Cr2Mo1V和25Cr2MoV鋼制螺栓沖擊韌度和硬度指標。到20世紀70年代初，國內主要對主蒸汽管道材質老化損傷進行檢測監督，同時對鍋筒、汽輪機轉子等部件進行檢查與評估。

20世紀90年代以來，火電廠金屬監督技術發展迅速，同時將部件損傷監督與壽命評估相結合。例如，水冷壁管氫損傷的超聲檢測和腐蝕的電磁、渦流檢測;聯箱接管角焊縫缺陷的磁記憶檢測;監測高溫部件高應力區局部蠕變的散斑圖像相關性分析(speckle image correlation analysis，SPICA)技術;檢測管道內壁腐蝕、結垢及缺陷的超聲導波技術;利用衍射時差法超聲檢測(time of flight diffraction，TOFD)技術對設備缺陷進行精確的三維定位檢測;奧氏體爐管內氧化層剝落的監測等。對高溫部件的蠕變、疲勞和蠕變－疲勞交互作用的壽命評估。2000年以后，隨著超(超)臨界機組的發展，對9% ～12%Cr和奧氏體新型耐熱鋼制部件的質量監控和老化損傷研究取得了重要的進展，對保障超(超)臨界機組的安全運行發揮了重要的作用。

1983年，利電力部首次頒布了SD 107—83火力發電廠金屬技術監督規程，1991年第1次修訂，由能源部頒布，標準號改為DL 438—1991。2000年第2次修訂，由國家經貿部頒布DL 438—2000。2009年第3次修訂，由國家發展和改革委員會能源局頒布DL/T 438—2009。本文主要對DL/T 438—2009中的重要技術條款的修訂加以說明和解讀，便于規程更好地執行。

1 取消對合金耐熱鋼碳化物的檢測監督

高溫部件在長期運行中，金屬材料會發生微觀組織的老化，例如碳鋼和鉬鋼的石墨化，珠光體鋼中珠光體的分散、球化。同時，金屬材料基體中的合金元素會向碳化物中轉移，伴隨著碳化物結構類型、數量和分布的變化。上述過程的發生是由于高溫下合金元素原子擴散的結果。金屬材料微觀組織的老化和鋼中合金元素的，碳化物成分和結構類型的變化導致了金屬材料強度、硬度以及蠕變強度的下降。所以，原規程DL438—2000中7.36條有對低合金鋼制主蒸汽管道和再熱蒸汽管道碳化物中Mo含量的規定，但大量的試驗結果表明:碳化物中合金元素的含量規律性較差。

圖1顯示了12CrMo和15CrMo鋼在高溫下運行不同時間后，碳化物中Mo含量占基體中Mo含量的百分比。由圖1可見，數據分散性很大，隨著運行時間的增長，分散性更大。

圖1 低合金鋼運行不同時間后碳化物中Mo元素含量Fig.1 Mo element content in carbide for low alloy steel operating different time

文獻［1］綜述了對1Cr-0.5Mo和2.25Cr-1Mo鋼在高溫下碳化物結構衍化的研究結果，表明1Cr-0.5Mo鋼在高溫時效開始階段，基體中的合金元素含量快速減少，隨著時效時間的延長，M23C6/M3C的比值增加。其研究結果雖有一定的趨勢，但這些參數與時效歷程的定量關系因數據的分散度而無法建立。對2.25Cr-1Mo鋼的碳化物衍化研究結果表明:M6C的量占鋼中碳化物總量的百分比隨著時間的延長和溫度的升高而增加，借助于拉爾森－米列爾參數(Larson-Miler parameter，LMP)建立的與M6C的關系曲線見圖2。由圖2可知，M6C的量隨著LMP的增加而增加，但幾條曲線差異很大，圖中同時顯示了鋼中磷含量對M6C量的顯著影響。

圖2 LMP與M6C的關系曲線［1］Fig.2 Relationship of LMP parameter withm6C［1］

鑒于合金元素在碳化物與基體間的重新分配與碳化物結構的衍化檢測結果分散度大，國內對大量12CrMo、15CrMo、12Cr1MoV 和 10CrMo910 鋼制高溫蒸汽管道長期運行后碳化物中Cr、Mo含量的檢測結果規律性也不明顯，所以DL/T 438—2009中取消了對合金耐熱鋼碳化物的檢測監督。

2 取消對低合金耐熱鋼蠕變孔洞的檢驗監督

關于低合金耐熱鋼蠕變孔洞的檢驗，目前國內外有3種觀點:(1)在蠕變第Ⅱ階段開始即出現蠕變孔洞;(2)在蠕變第Ⅱ階段末出現蠕變孔洞;(3)在蠕變斷裂前才出現蠕變孔洞。

文獻［2］對低合金耐熱鋼的蠕變損傷進行了研究，表明在蠕變第Ⅱ階段末出現蠕變孔洞［圖3(a)］，且將蠕變孔洞劃分為A、B、C、D 4個級別。文獻［3］對P11、P22鋼制主蒸汽管道、再熱蒸汽管道的蠕變損傷進行了長期的研究，表明在蠕變第Ⅱ階段開始就出現亞微觀尺度的孔洞，也將蠕變孔洞劃分為A、B、C、D 4個級別［圖3(b)］，在A級中又劃分為3個小的級別。

圖3 低合金耐熱鋼的蠕變孔洞分級示意圖Fig.3 Schematic diagram of creep void levels for low alloy heat-resistant steel

A級，獨立的蠕變孔洞:個別孔洞，在復型面積的25%內發現孔洞，密度小于300 N/mm2;少量孔洞，在近復型面積50%內發現孔洞，密度為300～1 000 N/mm2;密集孔洞，密度大于1 000 N/mm2。B級，帶有位向的蠕變孔洞。C級，微裂紋。D級，宏觀裂紋。

文獻［2］中引用 Rosselet.A 和 Wickens.A 對低合金耐熱鋼蠕變孔洞的研究結果，表明在蠕變斷裂前的短時間內才觀察到蠕變孔洞，表明在蠕變的第Ⅰ、Ⅱ階段觀察不到蠕變孔洞。

國內電站金屬工作者對Cr-Mo、Cr-Mo-V低合金耐熱鋼的蠕變孔洞進行了大量的試驗研究。除了在爆管裂紋尖端附近發現有確切的蠕變孔洞外，在遠離爆口的區段和運行中割管樣品中均未發現確切的蠕變孔洞，這種爆管裂紋尖端附近的蠕變孔洞主要與裂紋尖端的應力集中有關。

文獻［4-5］分別對2臺蘇聯建造、各自運行30.8萬h(540℃)和38.5萬 h(510℃)的12Х1МФ 和12МХ鋼制主蒸汽母管進行了微觀組織老化研究，結果表明:在光學顯微鏡下均未發現確切的蠕變孔洞。圖4為運行38.5萬h(510℃)的12МХ鋼的金相組織形貌。

圖4 12МХ彎管外弧側的微觀組織(400×)Fig.4 Microstructure of extrados of 12МХ elbow(400×)

對幾個經長期運行后發生蠕變破裂的12CrMo、12Cr1MoV鋼制主蒸汽管道彎頭進行的微觀蠕變損傷研究表明［6］:按常規的金相檢測方法在顯微鏡下觀察不到蠕變孔洞，組織清晰，晶界上有大量的碳化物;將試樣拋光腐蝕1～2次后，在光學顯微鏡下仍觀察不到蠕變孔洞，但在掃描電子顯微鏡下可見碳化物與基體間有微裂紋;再將試樣拋光腐蝕3～4次后，在光學顯微鏡和掃描電子顯微鏡下可觀察到沿晶界分布的蠕變“孔洞”(圖5)，“孔洞”形狀與碳化物形狀相似，尺寸稍大于碳化物。該“孔洞”實際上是試樣經多次拋光腐蝕而使碳化物剝落的痕跡，并非蠕變損傷理論中所述的孔洞。這一研究結果也表明:在低合金耐熱鋼中幾乎也未發現蠕變損傷理論中所述的孔洞。

圖5 15CrMo鋼制管道多次拋光腐蝕后的蠕變“孔洞”Fig.5 Creep voids of 15CrMo steel pipe after repeated polishing and corrosion

對在役的蒸汽管道、高溫聯箱等部件，主要通過復型金相技術來檢測蠕變孔洞。復型技術反映的蠕變孔洞的準確性與復型材料(有機玻璃片或醋酸纖維紙)、醋酸纖維紙的厚度、磨面光潔度、腐蝕工藝等有關。國家發展和改革委員會2005年第45號公告廢止了DL/T 551—1994“低合金耐熱鋼蠕變孔洞檢驗技術工藝導則”，表明該工藝導則不能準確檢驗低合金耐熱鋼的蠕變孔洞。

基于上述原因，DL/T 438—2009中對 DL/T 438—2000中的附錄C“蠕變損傷的評級”的內容取消了蠕變孔洞的評判。

3 關于蒸汽管道的蠕脹檢測

DL/T 438—2009中7.1.9條對“對新建機組蒸汽管道，不強制要求安裝蠕變變形測點;對已安裝了蠕變變形測點的蒸汽管道，則繼續按照DL/T 441進行檢驗”。

根據國內幾十年來對蒸汽管道的蠕脹檢測結果，鮮有周向蠕變應變達到1%。某電廠運行30.8萬h(540℃)的12Cr1MoV鋼制主蒸汽母管，其最大周向蠕變應變僅為0.7%，另一電廠運行38.5萬 h(510℃)的12MX鋼制主蒸汽母管，其最大周向蠕變應變僅為0.264%。

另外，目前的蒸汽管道蠕脹檢測誤差較大，特別是300MW以上機組的再熱蒸汽管道，用很大的千分尺測量，其零點位置由于千分尺的自重會變化，故檢測誤差更大。采用圍帶尺檢測，則高溫下管道外壁氧化層的剝落對檢測結果影響較大。而引進的一些國外機組，在管道設計上無蠕脹檢測。

4 9% ～12%Cr鋼制高溫部件的檢驗監督

超(超)臨界機組9% ～12%Cr鋼制高溫部件的檢驗監督，除了控制表面質量、內部缺陷、幾何尺寸之外，還要檢測控制硬度與金相組織。試驗表明:此類鋼在高溫下長期運行，除非組織老化十分嚴重，一般運行105h左右其金相組織的變化在光學顯微鏡下很難分辨。P92鋼在110 MPa、600℃下試驗60 628 h的微觀組織見圖6(b)，與原始管相比［圖6(a)］，兩者無明顯差異［7］，故對此類鋼強調硬度的檢測監督。

大量試驗表明:P91鋼的布氏硬度低于165時，其拉伸強度低于相關標準要求;布氏硬度為180時拉伸強度略高于標準下限［8-11］。P91鋼焊縫布氏硬度約270時，其沖擊功遠低于相關標準要求大于40 J的要求［9-10，12］。

對P91鋼焊縫布氏硬度與室溫斷裂韌度的試驗研究表明［12］:低硬度焊縫的表觀啟裂韌度和條件啟裂韌度分別為δ0.05=0.186 mm和δ0.2=0.322 mm;高硬度焊縫的載荷－位移(P-V)曲線在直線段最大載荷點時突然斷裂(圖7)，無裂紋擴展區段，呈現明顯的脆斷。當Δa＞0.2 mm時的脆性失穩裂紋張開位移值CTOD的最小值和平均值分別為δUmin=0.015 mm和δUp=0.02 mm。

低硬度的T/P91鋼除拉伸強度降低外，持久強度也明顯下降。圖8為硬度對P91鋼持久強度的影響。

根據大量的試驗結果和有關硬度與材料拉伸強度的標準，DL/T 438—2009對9% ～12%Cr鋼制部件的布氏硬度控制在180～250，焊縫布氏硬度控制在180～270，而華能電力公司企業標準規定焊縫布氏硬度為180 ～250［14］，修訂的 DL/T869“火力發電廠焊接技術規程(報批稿)，對9% ～12%Cr鋼焊縫的要求與DL/T 438—2009一致。

圖8 硬度對P91鋼持久強度的影響［13］Fig.8 Dependence of creep rupture strength of P91 steel on hardness

ASME SA—335規范對9% ～12%Cr鋼規定了硬度上限(≤250)，但無下限規定。2010年6月在西安舉行的超(超)臨界火電機組P91/P92鋼技術研討會上，美國機械工程師協會介紹了對9%～12%Cr鋼的最新技術要求。原材料布氏硬度195～250;考慮到后續加工(例如焊后熱處理)，最低布氏硬度為200～210;要求焊縫布氏硬度低于250，母材的則高于190;焊接熱處理后布氏硬度若低于190，重新正火+回火;焊接熱處理后焊縫布氏硬度高于280，重新回火;對在役運行的9% ～12%Cr鋼制部件，布氏硬度高于190，若低于190則進行金相組織檢查;對于布氏硬度為170～185的材料尚不能確定好與壞［15］。

5 結語

本文主要介紹DL/T 438—2009中一些重要技術條款的修訂技術背景和技術依據，闡述國內外一些相關的研究結果和最新研究動態，以便加深對DL/T 438—2009修訂條款的理解和便于執行，促進電站金屬監督技術水平的提高，保障機組的制造、安裝質量和安全運行。

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