服役期間T91/TP347H異種鋼接頭TP347H鋼側熱影響區沿晶開裂分析

李 勇

(1.大唐鍋爐壓力容器檢驗中心有限公司，合肥 230088；2.中國大唐集團科學技術研究總院有限公司華東電力試驗研究院，合肥 230088)

0 引 言

為提高鍋爐的熱效率和安全性，降低建造成本，超(超)臨界機組電站鍋爐采用了大量的異種鋼接頭來連接鐵素體/馬氏體耐熱鋼與奧氏體不銹鋼[1]。然而，研究結果和多年運行經驗均表明，異種鋼接頭的實際服役壽命遠低于設計壽命，普遍存在早期失效問題[2-4]。異種鋼接頭的早期失效(開裂)嚴重影響鍋爐的安全穩定運行，造成的非計劃停機給電廠帶來巨大的經濟損失。電廠服役期間早期失效的異種鋼接頭失效位置多數出現在鐵素體/馬氏體鋼側熱影響區與焊縫的界面處，少量出現在鐵素體/馬氏體鋼側的熱影響區，且大部分裂紋起源于鋼管外壁[5-11]。劉課秀等[5]分析了某電站鍋爐末級再熱器12Cr1MoVG/TP304H異種鋼焊接接頭在服役過程中發生斷裂的原因，發現接頭沿12Cr1MoVG鋼管側熔合線發生脆斷，認為碳遷移導致的碳化物沿晶界的析出和聚集是致使該區域性能劣化的主要原因。

對某600 MW超臨界機組鍋爐受熱面管進行割管理化檢驗時，在屏式過熱器T91/TP347H異種鋼接頭的TP347H鋼側內壁熔合線處發現沿晶裂紋。此前，這種馬氏體/奧氏體異種鋼接頭中奧氏體鋼側熔合線沿晶開裂的現象未見報道。奧氏體鋼側內壁熔合線處的沿晶裂紋可能會引起異種鋼接頭的早期失效，其失效模式可能不同于常見的鐵素體/馬氏體鋼側失效。因此，作者對在屏式過熱器上截取的T91/TP347H異種鋼接頭試樣進行了顯微組織觀察、硬度測試和力學性能檢驗，分析了異種鋼接頭TP347H鋼側熔合線附近沿晶裂紋的特征、形成原因及其對力學性能的影響。同時，為了對比服役條件和組織狀態對異種鋼接頭中缺陷形成的影響，對截取自同一機組末級過熱器的T91/TP347H異種鋼接頭進行對比分析。研究結果能夠拓展業內對異種鋼接頭服役過程中缺陷成因的認識，為異種鋼接頭的性能評估及早期失效的預防提供指導。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料分別為取自某600 MW超臨界機組鍋爐末級過熱器管(DW-1管)和屏式過熱器管(DW-2管)的T91/TP347H異種鋼焊接接頭，DW-1和DW-2管的規格分別為φ44.5 mm×8.0 mm，φ38.0 mm×6.6 mm，服役溫度分別為571 ℃和540 ℃，運行時間均約8萬h。兩管接頭的焊接工藝相同，均采用鎢極氬弧焊(GTAW)，預熱溫度115～120 ℃，焊接材料為外徑2.4 mm的ERNiCr-3鎳基焊絲，焊后緩冷處理。

沿管子軸向在異種鋼焊接接頭上切取金相試樣，經磨制、拋光，使用組成為5 g FeCl3+15 mL HCl+100 mL H2O的溶液腐蝕，在Carl Zeiss Axio Observer A1m型光學顯微鏡下觀察顯微組織。利用Carl Zeiss Sigma300型熱場發射掃描電子顯微鏡(SEM)進行微觀形貌觀察，使用附帶的能譜儀(EDS)進行微區成分分析。利用BH3000型臺式布氏硬度計在金相試樣表面進行布氏硬度測試，載荷為1 875 N，保載時間為10 s。使用島津HMV-G21ST型顯微維氏硬度計進行顯微硬度測試，載荷為1.96 N，保載時間為10 s，分別在蓋面層和打底層沿管子軸向取點測試。按照GB/T 228.1-2010，在接頭部位切取長110 mm、寬10 mm的弧形拉伸試樣，標距為50 mm，在UMT5505型電子萬能試驗機上進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為1 mm·min-1，測3個試樣取平均值。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可見：DW-1管接頭T91鋼母材的顯微組織為回火馬氏體+少量鐵素體，部分馬氏體板條位向開始分散，退化為細小的鐵素體晶粒，管內、外壁表面均存在較厚的氧化層，氧化層內部可見孔洞和裂紋；DW-2管接頭T91鋼母材的顯微組織為回火馬氏體+少量鐵素體，其原奧氏體晶粒較DW-1管更細小，部分馬氏體板條退化為等軸的鐵素體晶粒，管內、外壁存在明顯的氧化層，氧化層呈分層狀態；DW-1管接頭內、外壁的氧化層厚度均大于DW-2管接頭，這是由于末級過熱器管所處部位的外壁煙氣溫度及管內工質溫度均高于屏式過熱器管，而T91鋼在空氣和高溫蒸汽中的平均氧化速率隨溫度升高逐漸增大[12-13]。

圖1 DW-1和DW-2管接頭T91鋼母材的顯微組織Fig.1 Microstructures of T91 steel base metal of DW-1 (a-c) and DW-2 (d-f) tube joints: (a, d) outer wall; (b, e) core and (c, f) inner wall

由圖2可見：DW-1管接頭TP347H鋼母材為均勻的奧氏體組織，內壁附近存在少量尺寸粗大的晶粒，晶內可見較多的碳化物，晶界有少量的碳化物析出，組織老化評級為2級，晶粒度為7～8級；DW-2管接頭TP347H鋼母材同樣為奧氏體組織，晶粒尺寸明顯大于DW-1管，晶內可見較多的碳化物，晶界有少量的碳化物，組織老化評級為2級，晶粒度為3～4級；兩管接頭TP347H鋼的內、外壁均沒有明顯的氧化層，表明TP347H奧氏體鋼的抗高溫氧化及抗蒸汽氧化性能均顯著優于T91鋼。由郭丹等[14]的研究結果可知：T91鋼和TP347H鋼的蒸汽氧化層與基體的界面處均存在富鉻區域，但TP347H鋼中形成的富鉻帶具有良好的連續性，可以抑制鐵、鉻和氧元素的擴散，抑制氧化層的快速生長。

圖2 DW-1和DW-2管接頭TP347H鋼母材的顯微組織Fig.2 Microstructures of TP347H steel base metal of DW-1 (a-c) and DW-2 (d-f) tube joints: (a, d) outer wall; (b, e) core and (c, f) inner wall

由圖3可見：兩管接頭T91鋼側熱影響區均為回火馬氏體組織，內、外壁存在較厚的氧化層，氧化層止于熔合線附近。DW-1管接頭T91鋼側粗晶區的晶粒尺寸大于DW-2管接頭T91鋼側粗晶區，這與DW-1管接頭T91鋼中原奧氏體晶粒尺寸顯著大于DW-2管接頭T91鋼相一致。DW-1管接頭T91鋼側內壁熔合線處存在長約0.15 mm的缺口，缺口沿熔合線向管子內部延伸，缺口內存在填充物。為了進一步分析這種缺口沿管子周向的分布，在DW-1管接頭上沿周向另取兩個試樣進行觀察，在其中一個試樣中發現類似的缺口，表明DW-1管接頭在T91鋼側內壁熔合線處普遍存在這種缺口。這與趙彥芬等[15]所報道的異種鋼接頭在鐵素體/馬氏體鋼側熔合線附近的氧化缺口情形類似，而氧化缺口的進一步發展可能引起接頭的早期開裂。DW-2管接頭T91鋼側熔合線附近未見明顯的缺口。

圖3 DW-1和DW-2管接頭T91鋼側熱影響區的顯微組織Fig.3 Microstructures of heat affected zone on T91 steel side of DW-1 (a-c) and DW-2 tube (d-f) joints: (a,d) outer wall; (b, e) core and (c, f) inner wall

由圖4可見，DW-1管接頭T91鋼側內壁熔合線處的缺口沿熔合線向內發展，缺口內部氧元素含量較高，且含有一定的鐵、鉻和鎳元素。推斷缺口內部的填充物為鐵的氧化物，表明T91鋼側熔合線處的缺口為氧化缺口。

圖4 DW-1管接頭T91鋼側內壁熔合線處SEM形貌及EDS線掃描結果Fig.4 SEM micrograph (a) and EDS linear scanning results (b-e) at fusion line on inner wall at T91 steel side of DW-1 tube joint

由圖5可見：DW-1管接頭TP347H鋼側熱影響區的晶粒尺寸不均勻，存在少量顯著粗大的晶粒;熔合線附近存在一層明顯的增碳層，內、外壁組織一致。DW-2管接頭TP347H鋼側熱影響區的晶粒尺寸較為均勻，且平均晶粒尺寸大于DW-1管接頭TP347H鋼側熱影響區，熔合線附近的增碳層不明顯，內壁熔合線附近0.5 mm寬度區域可見網狀沿晶裂紋，裂紋深3～4個晶粒尺度，裂紋內部可見填充物。同樣，沿DW-2管接頭周向另取兩個試樣進行觀察，在其中一個試樣中發現存在類似的沿晶裂紋。

圖5 DW-1和DW-2管接頭TP347H鋼側熱影響區的顯微組織Fig.5 Microstructures of heat affected zone on TP347H steel side of DW-1 (a-c) and DW-2 (d-f) tube joints: (a,d) outer wall; (b, e) core and (c, f) inner wall

由圖6可見，DW-2管接頭TP347H鋼側熔合線附近沿晶裂紋前端存在孔洞，表明裂紋有進一步向內擴展的傾向，裂紋內部填充物主要含氧、鐵、鉻和碳等元素，推斷為鐵的氧化物。

圖6 DW-2管接頭TP347H鋼側內壁熔合線附近SEM形貌和EDS分析結果Fig.6 SEM images (a-b) and EDS analysis results at positon 7 (c) near TP347H steel side fusion line at inner wall of DW-2 tube joint: (a) low magnification and (b) high magnification

2.2 硬 度

由表1可知，兩管接頭各區域的布氏硬度均符合DL/T 438-2016標準要求，但DW-2管接頭TP347H鋼母材的硬度接近標準下限，兩管接頭TP347H鋼母材的硬度相差34 HB。奧氏體不銹鋼室溫硬度與其晶粒度和晶內固溶合金元素含量有關。由前文顯微組織可知，DW-1和DW-2管接頭TP347H鋼母材的老化程度相近，因此其基體中脫溶析出的合金元素含量接近。兩管接頭TP347H鋼母材硬度的差異主要源于二者晶粒度存在顯著差異。

表1 兩管接頭的布氏硬度測試結果Table 1 Brinell hardness test results of two tube joints HB

由圖7可見：DW-1管接頭打底層(內壁附近)T91鋼側熔合線附近硬度梯度較大，而TP347H鋼側熔合線附近硬度梯度較小；與之相反，DW-2管接頭TP347H鋼側熔合線附近硬度梯度較大，T91鋼側則較小。DW-1管接頭蓋面層(外壁附近)T91鋼側熱影響區和TP347H鋼側熱影響區的硬度變化較打底層更大，但在熔合線附近的硬度梯度較打底層更小；而DW-2管接頭蓋面層在T91鋼側和TP347H鋼側熔合線附近均存在較大硬度梯度。對比兩管接頭的顯微組織可以發現：DW-1管接頭內壁附近硬度梯度較大的位置與氧化缺口位置一致，DW-2管接頭內壁附近硬度梯度較大的位置與晶間裂紋位置一致。推測兩管接頭中氧化缺口和沿晶裂紋的產生與較大的硬度梯度有關；當受到應力作用時，在硬度梯度較大的位置易于產生應力集中，應力集中會促進氧化缺口和晶間腐蝕裂紋的產生。盡管兩管接頭的名義焊接工藝相同，但焊接接頭硬度的顯著差異表明兩管實際的焊接工藝和熱處理的控制可能存在問題。

圖7 兩管接頭蓋面層和打底層的顯微硬度沿管子軸向的分布Fig.7 Microhardness distribution along axial direction in button layer and capping layer of two tube joints: (a) DW-1 tube joint and (b) DW-2 tube joint

2.3 拉伸性能

在室溫拉伸過程中，取自DW-1管接頭處的3根拉伸試樣均斷裂于T91鋼側熔合線附近，取自DW-2管接頭處的拉伸試樣中有2根斷裂于TP347H鋼母材，1根斷裂于TP347H鋼側熔合線附近。DL/T 868-2014中規定，異種鋼焊接接頭的抗拉強度應不低于強度較低一側母材抗拉強度規定值的下限。由表2可以看出：DW-1和DW-2管焊接接頭的抗拉強度和屈服強度均符合標準要求，但斷后伸長率較兩側母材明顯降低。金相檢驗結果表明，DW-1管焊接接頭T91鋼側熔合線處周向普遍存在氧化缺口，氧化缺口造成此處實際壁厚減小，且熔合線附近硬度梯度較大，易引起應力集中，因此拉伸時優先在T91鋼側熔合線處斷裂。DW-2管焊接接頭TP347H鋼側熔合線附近部分位置存在沿晶裂紋，成為接頭的薄弱位置，因此拉伸時可能在此處優先開裂。接頭平均抗拉強度仍高于標準要求的下限值，表明熔合線附近存在的深度僅3～4個晶粒尺度的沿晶裂紋對接頭整體強度的劣化作用不顯著。

表2 兩管焊接接頭的室溫拉伸性能Table 2 Tensile properties at room temperature of two welded joints

2.4 討 論

在T91/TP347H異種鋼接頭中，T91鋼含有質量分數8.0%～9.5%的鉻和不高于0.4%的鎳，TP347H鋼中鉻和鎳的質量分數分別為17%～20%和9%～13%，而ERNiCr-3鎳基焊絲中含有質量分數20%的鉻和質量分數72%的鎳。由鉻鎳含量的巨大差異可知，T91鋼母材與焊縫的耐腐蝕性能存在顯著差異。在高溫運行過程中，T91鋼的氧化速率更快，相同時間內形成更厚的氧化皮。蠕變滑移會破壞氧化膜的連續性，使得氧離子及其他腐蝕介質向內部擴散，并逐漸在T91鋼熔合線處形成氧化缺口。末級過熱器管異種鋼接頭中存在氧化缺口而屏式過熱器管異種鋼接頭中沒有發現氧化缺口，這可能與兩管的實際服役溫度和接頭處的應力狀態相關。氧化缺口在鐵素體/奧氏體不銹鋼中普遍存在，此前已有很多報道[1]。

屏式過熱器管異種鋼接頭TP347H鋼側內壁熔合線附近存在沿晶裂紋，內部填充有鐵的氧化物。裂紋由內壁向外壁擴展，呈網狀，符合晶間腐蝕特征。TP347H鋼中含有較高含量的鈮元素，在固溶處理后需進行穩定化處理，使鈮元素以碳化鈮的形式析出以固定鋼中的碳元素，提高抗晶間腐蝕性能。但焊接接頭由于焊接熱循環的作用，其熔合線附近溫度較高，碳化鈮會重新溶解。在隨后的冷卻過程中，如果冷卻速率較快導致碳化鈮來不及析出，則穩定化處理的效果遭到破壞，導致在高溫長期服役過程中，晶間析出富鉻的M23C6相，造成晶界貧鉻并引發晶間腐蝕。盡管末級過熱器管和屏式過熱器管焊后均采用緩冷處理，但兩管的規格、壁厚不同以及可能存在的環境因素差異仍會導致實際冷速存在差異。對比DW-2管接頭和DW-1管接頭的顯微硬度結果，DW-2管接頭兩側熔合線附近存在較大的硬度梯度，表明DW-2管接頭焊后冷卻速率較DW-1管接頭更快。此外，相比于末級過熱器管，屏式過熱器管接頭TP347H不銹鋼的原奧氏體晶粒尺寸大得多，其熱影響區的晶粒尺寸也更粗大。研究[16-17]表明，粗晶粒奧氏體不銹鋼的耐腐蝕性能較細晶粒奧氏體不銹鋼更差，易出現晶間腐蝕。并且，在DW-2管接頭TP347H鋼側熱影響區存在較高的硬度梯度，而較高的硬度梯度導致此處易于發生應力集中，進一步促進晶間腐蝕裂紋的產生。

盡管目前屏式過熱器管接頭的抗拉強度和屈服強度仍滿足標準要求，但在后續運行過程中，沿晶裂紋的進一步擴展將導致強度迅速降低，存在突然開裂風險。黃嗣羅等[18]研究發現，經過760 ℃×2 h焊后熱處理的T91/TP347H異種鋼接頭具有較好的耐晶間腐蝕性能，而未經焊后熱處理的耐晶間腐蝕性能較差。因此，建議結合檢修擴大對異種鋼接頭的檢測，及時更換存在裂紋的接頭，并且建議對新更換的T91/TP347H異種鋼焊接接頭進行焊后熱處理以提高耐晶間腐蝕性能。

3 結 論

(1) 運行8萬h的屏式過熱器管T91/TP347H異種鋼接頭在TP347H鋼側內壁熔合線附近存在沿晶裂紋，裂紋深度在3～4個晶粒尺度，內有氧化物填充；存在沿晶裂紋的屏式過熱器管的硬度和抗拉強度符合標準要求，但塑性較差，在后續運行過程中，裂紋的進一步擴展會導致接頭的突然開裂失效。

(2) 粗大的晶粒和焊后較快的冷速導致屏式過熱器管接頭在高溫服役過程中晶界易發生貧鉻，引發晶間腐蝕；并且在TP347H鋼側熱影響區存在較高的硬度梯度，導致此處易于發生應力集中，進一步促進晶間腐蝕裂紋的產生。

(3) 建議及時更換存在沿晶裂紋的管子，并對新更換的T91/TP347H異種鋼焊接接頭進行焊后熱處理以提高其耐晶間腐蝕性能。