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,西安 710065；2.西安熱工研究院有限公司,西安 710032)

近年來,隨著火力發電機組的發電功率以及運行溫度的提高，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，以進一步提高機組的運行溫度及管子工作溫度[1]。TP347H鋼的組織結構、高溫性能、化學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雜，易發生早期失效[2]。

某電廠鍋爐發電功率為660 MW，過熱器的進口流量為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 ℃，鍋爐累計運行約60 000 h。異種鋼焊接接頭兩側的材料分別為TP347H鋼和T22鋼，TP347H鋼側母材規格為50.8 mm×5.49 mm(外徑×壁厚)，T22鋼側母材規格為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材料的化學成分、力學性能、熱膨脹系數、導熱系數等方面存在差異，在鍋爐運行過程中易發生早期失效。筆者對異種鋼焊接接頭的末級過熱器進行一系列理化檢驗，分析該焊接接頭早期失效的原因，并提出了改進建議，以避免焊接接頭發生早期失效。

1 理化檢驗

1.1 化學成分分析

在焊接接頭兩側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爐燃燒后紅外吸收法(常規方法)》、GB/T 223.62—1988 《鋼鐵及合金化學分析方法 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射光譜法》等對T22鋼、TP347H鋼和E309L鋼進行化學成分分析，結果如表1～3所示。由表1～3可知：焊接接頭兩側母材的化學成分符合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；焊縫的化學成分符合GB/T 983—2012 《不銹鋼焊條》對E309L鋼的要求。

表1 T22鋼側母材的化學成分分析結果 %

表2 TP347H鋼側母材的化學成分分析結果 %

表3 焊縫的化學成分分析結果 %

1.2 力學性能測試

從焊接接頭兩側母材及異種鋼焊接接頭的迎煙側、背煙側取板狀試樣，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》進行拉伸試驗。T22鋼側母材的拉伸試樣編號為1T、2T，TP347H鋼側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#，測試結果如表4～6所示，其中焊接接頭的拉伸試樣均斷在T22鋼側。由表4～6可知：T22鋼、TP347H鋼和焊接接頭背煙側的抗拉強度、斷后伸長率均略高于迎煙側；1T、2T、1S、2S試樣的力學性能均符合ASME SA-213—2019的要求；1#，2#試樣的抗拉強度高于1T、2T試樣，低于1S、2S試樣，且符合DL/T 869—2012 《火力發電廠焊接技術規程》的要求，表明T22鋼側母材為焊接接頭的薄弱環節[3-4]。

表4 T22鋼側母材的力學性能測試結果

表5 TP347H鋼側母材的力學性能測試結果

表6 異種鋼焊接接頭的抗拉強度測試結果

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、熱影響區和兩側母材的試樣，按照GB/T 13298—2015 《金屬顯微組織檢驗方法》的要求制樣，在ZEISS型光學顯微鏡下進行觀察。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

焊接接頭兩側熱影響區的顯微組織形貌如圖2所示，可見從焊縫到母材方向，T22鋼側熱影響區依次為粗晶區、細晶區和部分相變區，其中粗晶區和細晶區組織均為回火馬氏體+回火索氏體+回火貝氏體，部分相變區組織為鐵素體+回火貝氏體；TP347H鋼側熱影響區的粗晶區、細晶區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 焊接接頭兩側熱影響區的顯微組織形貌

焊接接頭兩側熔合區的顯微組織形貌如圖3所示。由圖3可知：T347H鋼側熔合區有顯著的增碳層，增碳層中碳元素以鉻的碳化物形態析出，并導致硬化，熔合區附近的焊縫組織有柱狀晶特征；T22鋼側熔合區有脫碳現象，導致軟化，而T22鋼側熔合區附近的焊縫組織有增碳現象，產生硬化區，并可見沿晶裂紋。

圖3 焊接接頭兩側熔合區的顯微組織形貌

1.4 硬度測試

取焊接接頭的縱向試樣，經鑲嵌、磨制、拋光、腐蝕后進行硬度測試，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、熱影響區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，T22鋼、TP347H鋼側的硬度逐漸升高；從熱影響區至母材，T22鋼、TP347H鋼側的硬度逐漸下降，T22鋼、TP347H鋼側熔合區的硬度基本一致。

圖4 焊接接頭焊縫、熔合區、熱影響區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晶表面。在該結晶表面，TP347鋼側的熔合區有顯著的增碳層，T22鋼側熔合區有脫碳現象，T22鋼與焊縫的邊界附近(100 μm寬度范圍內)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鋼側母材的硬度為170 HV，T22鋼側母材的硬度為140 HV，焊縫的硬度為210 HV，所以易產生裂紋，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，高溫運行過程中，該處發生優先氧化；同時，晶界碳化物的析出破壞了顯微組織的連續性，環境中的氧元素向焊接接頭內部擴散加快；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”，使界面應力增大，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力集中。熔合線兩側強度不同，使得接頭不能在應力作用下產生均勻的應變，變形首先集中在低強度T22鋼側近熔合線區域，進一步加大了因幾何形狀不連續而產生的應力集中，最終導致裂紋沿熔合線擴展。

3 結論及建議

異種鋼焊接接頭中T22低合金鋼、TP347H不銹鋼的化學成分、力學性能符合相應的標準要求，顯微組織未見異常。焊縫的化學成分和力學性能符合標準要求。T22鋼側熔合區是異種鋼焊接接頭的薄弱環節，焊縫熔合區存在氧化缺口；在T22鋼與焊縫的邊界附近存在元素濃度梯度，產生了馬氏體脆化層，易出現裂紋。

焊接接頭兩側母材選用強度相匹配的焊材，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生早期失效。