韓光海
(神華國能寶清煤電化有限公司,黑龍江雙鴨山 155600)
某火電廠#2機組鍋爐是由上海鍋爐廠設計制造的亞臨界、額定功率為330 MW的直流鍋爐,鍋爐末級過熱器管的設計出口溫度為540℃。
2018年5月,該鍋爐末級過熱器管出現泄漏爆管。泄漏的末過管材質為12Cr1MoVG+TP347H的異種鋼接頭管,管段規格?54×9 mm。管子開裂泄漏位置位于焊縫處,泄漏后溢出的高壓蒸汽對其周邊管段造成了吹損,導致其周邊管段也出現爆管。至爆管發生時,鍋爐累計運行時間約10萬h。為查找異種鋼接頭管的開裂原因,防止后續泄漏爆管的發生,對該開裂泄漏的異種鋼末過管段取樣進行了理化性能檢驗并分析。
失效管段開裂位置宏觀形貌如圖1所示。裂口沿12Cr1MoVG側熔合線呈狹長的縫隙狀開裂。裂縫長度約占整個環焊縫周長的一半。焊縫附近管段未見明顯的脹粗,管段表面因受到臨近破裂管段氣流反吹,出現光滑的吹損凹坑,且兩處位置已出現邊緣鋒利的破口。將管段沿破裂的焊縫位置縱向剖開可見,該焊縫存在明顯的錯口,12Cr1MoVG側內壁還出現氧化皮剝落。
圖1 泄漏管外壁及內壁宏觀形貌
表1為開裂管焊縫兩側母材取樣化學成分分析結果。結果可見,焊縫兩側母材化學成分均符合標準要求。
接頭兩側母材硬度如表2所示,兩側硬度值均符合DL/T 438-2016對相應鋼種硬度要求。
表1 化學成分分析結果(質量分數)%
表2 硬度檢驗結果
12Cr1MoVG側母材金相組織為鐵素體+珠光體+貝氏體,晶粒度7~8級,如圖2(a)所示。TP347H側母材組織為奧氏體+孿晶,晶粒度5~7級,如圖2(b)所示,兩側母材均未見明顯的過熱老化特征。焊縫組織為奧氏體枝晶,焊縫中存在多處氣孔,如圖2(c)、2(d)所示,部分氣孔邊緣較尖銳。焊縫沿12Cr1MoVG側熔合線開裂,裂紋內部氧化嚴重,在裂紋內還能看到由裂紋表面向焊縫內部形成的微裂紋,如圖2(e)所示。在裂紋尖端附近未開裂的區域內,熔合線位置存在明顯的偏析,如圖2(f)所示。
圖2 接頭管微觀形貌
在裂紋尖端未開裂的熔合區偏析區域進行顯微硬度測試,結果如圖3所示。可見,黑色偏析區域的硬度值顯著高于白色偏析區域。
表3 熔合區能譜分析結果(質量分數)%
圖3 熔合區硬度測試結果(HV0.02)
對熔合區的偏析區域進行掃描電鏡半定量能譜分析,結果如表3及圖4所示。結果顯示,黑色偏析區域的碳含量顯著高于白色區域,表明該位置已形成明顯的脫碳層和增碳層。
圖4 能譜分析結果譜線圖
接頭管開裂焊縫兩側母材化學成分及布氏硬度均符合相關標準要求。開裂焊縫附近管段未見明顯脹粗或塑性變形,金相組織也未見明顯的老化特征,可排除管段長時超溫或短時超溫過熱導致開裂的可能性[1-2]。裂縫附近表面光滑,兩處爆口邊緣呈鋒利的刀刃狀,為明顯的吹損減薄而導致的爆管[3],而焊縫位置裂口為最早開裂泄漏的破口。
焊縫存在明顯錯口,且金相檢驗發現焊縫內部有多處氣孔,部分氣孔較大且邊緣尖銳。少量球形顯微氣孔對接頭的性能影響較小,但當氣孔數量較多,尤其是呈密集型出現時,會割裂基體的連續性,降低接頭的實際承載面積。尖銳的氣孔邊緣有可能在高溫高壓的環境下形成微裂紋并擴展。另外,焊縫兩側還存在明顯的錯口,也會在蒸汽流動時加劇焊縫熔合區的應力集中程度。上述焊接缺陷(或缺欠)促進了接頭的破壞。
開裂管沿12Cr1MoVG側熔合線開裂,裂紋內部氧化嚴重,且形成較多向焊縫內部擴展的微裂紋。可見,熔合區的抗氧化性能已明顯降低。在未開裂的焊縫區域,12Cr1MoVG側熔合區存在明顯偏析,能譜分析表明該偏析區域存在脫碳層和增碳層,其中12Cr1MoVG側形成脫碳層,而焊縫側則形成增碳層。12Cr1MoVG與奧氏體不銹鋼采用奧氏體焊材焊接后,在焊后熱處理或高溫下長期運行中,由于12Cr1MoVG與焊材碳含量的差異,形成了碳元素的擴展,導致熔合區12Cr1MoVG母材側形成一層脫碳軟化層,而焊縫側則形成增碳硬化層[4]。軟化層和硬化層的形成會降低接頭的蠕變性能,在高溫下長期運行時,在殘余應力及熱應力共同作用下,容易在該熔合區產生蠕變裂紋或蠕變破壞[5]。此外,12Cr1MoVG和奧氏體焊縫金屬線膨脹系數相差較大,接頭溫度變化時會在熔合區產生熱應力,對裂紋形成有一定的促進作用[6]。
(1)接頭長期高溫使用后,焊縫熔合區形成了脫碳層和增碳層,降低了接頭的蠕變性能,是裂紋形成的主要原因。12Cr1MoVG和奧氏體焊縫金屬線膨脹系數相差較大,接頭溫度變化時會在熔合區產生熱應力,也促進了裂紋的形成。
(2)焊縫氣孔、錯口等焊接缺陷,使得接頭更容易產生應力集中,也在一定程度上加速了接頭的開裂。