谷樹超 ， 徐 開 ， 李 俊 ， 仲崇虎

（1.上海明華電力科技有限公司，上海 200090；2.上海上電漕涇發(fā)電有限公司，上海 201507）

0 引言

隨著經(jīng)濟(jì)的快速發(fā)展，對電力的需求也急劇增加，為實現(xiàn)降低能耗及可持續(xù)發(fā)展的目標(biāo)，必須提高熱轉(zhuǎn)換效率。發(fā)展超超臨界發(fā)電技術(shù)已成為電力行業(yè)實現(xiàn)節(jié)能減排的最佳選擇，這必然會引起蒸汽壓力和蒸汽溫度的上升，對高溫材料的使用提出了新的要求，研究和探索相關(guān)高溫合金的性能及失效模式，對于保證機(jī)組安全運(yùn)行已勢在必行[1-2]。

ASM E SA?213 T23鋼是一種新型鐵素體耐熱鋼，它是在 2.25Cr?1Mo（T22）鋼的基礎(chǔ)上，吸取了G102鋼的Mo、W復(fù)合固溶強(qiáng)化和微量元素析出的優(yōu)點發(fā)展起來的，由于具備良好的強(qiáng)度和抗蠕變性能，已廣泛用于超超臨界鍋爐水冷壁、過熱器等部件[3]。一般認(rèn)為，T23鋼具有較好的焊接性能，可不進(jìn)行焊前預(yù)熱和焊后熱處理[2-4]，但是其制造經(jīng)驗和實際生產(chǎn)表明，T23鋼焊接接頭性能容易降低，尤其是在晶粒粗大的熱影響區(qū)（GGHAZ）更易產(chǎn)生冷裂傾向和再熱裂紋傾向[5-6]，并且其再熱裂紋敏感性大于其他鋼種（如12Cr1MoV、Grade91和 Grade91）[7-10]，因此，T23鋼制部件焊縫部位極易發(fā)生失效。國內(nèi)運(yùn)行的超超臨界組中，不乏鍋爐T23水冷壁爆管事故的發(fā)生[11-13]。基于此，針對國內(nèi)某超超臨界機(jī)組鍋爐T23水冷壁泄漏管，對其失效機(jī)理進(jìn)行分析，重點從微觀組織和力學(xué)性能角度分析討論焊縫熔合線兩側(cè)，尤其是GGHAZ區(qū)域組織性能的特點，對于再次避免類似爆管失效具有一定的借鑒意義。

1 工程背景

機(jī)組設(shè)計容量為1 GW，水冷壁材質(zhì)為SA213?T23，規(guī)格為φ38 mm×6.8 mm，水冷壁管失效位置為爐膛65 m標(biāo)高、#2角爐前部位，部件泄漏時，機(jī)組正常運(yùn)行，負(fù)荷為476 MW，主蒸汽壓力為13.45 MPa，主蒸汽溫度為589.7 ℃，再熱蒸汽壓力為2.71 MPa，再熱蒸汽溫度為569.9 ℃。

2 試驗與分析

2.1 宏觀檢驗

經(jīng)初步檢測，有2根水冷壁管發(fā)生泄漏，泄漏均發(fā)生在向火側(cè)，其宏觀照片如圖1所示。管子表面吹損嚴(yán)重。泄漏點共有12處，包括：2條裂紋，長度分別約為 50 、140 mm； 10 處吹損孔洞，最大直徑約為10 mm，最小直徑約為2 mm。通過對泄漏管表面形貌特征初步分析，原始泄漏點為水冷壁轉(zhuǎn)角彎頭之間密封鰭片角焊縫開裂裂紋（圖1位置2），裂紋長度約為140 mm。該角焊縫為基建原始現(xiàn)場安裝焊縫，由制造廠提供光管彎頭和鰭片，從割除水冷壁向火側(cè)鰭片未吹損表面角焊縫來看，角焊縫表面存在大量咬邊缺陷。因此，初步判斷水冷壁失效原因系焊接質(zhì)量差，焊縫存在缺陷，導(dǎo)致焊縫易開裂，裂紋沿管子母材延伸，最終造成管子泄漏。

圖1 泄漏管宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of the pipe

2.2 化學(xué)成分分析

使用全定量金屬元素分析儀對水冷壁管化學(xué)成分進(jìn)行分析，結(jié)果如表1所示。

表1 管段化學(xué)成分分析（質(zhì)量分?jǐn)?shù) /%）Table 1 Chemical composition of the pipe（mass fraction /%）

從實驗室光譜分析結(jié)果來看，泄漏管段的主要化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)要求，水冷壁管材質(zhì)無異常。

2.3 金相分析

在圖1中管樣裂紋位置（位置1和位置2）截取金相圓環(huán)，利用顯微鏡對管子焊縫組織、熱影響區(qū)及母材區(qū)域進(jìn)行金相組織觀察。管子金相圓環(huán)經(jīng)研磨、拋光，利用4%（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）硝酸酒精溶液腐蝕后的宏觀照片如圖2所示。由圖可知，泄漏管管徑無明顯脹粗現(xiàn)象，內(nèi)、外壁未發(fā)現(xiàn)明顯氧化皮存在。另外，在管子鰭片角焊縫處，除泄漏點起始裂紋以外，其他位置明顯可見有多處裂紋，且所有裂紋均起源于鰭片焊接焊縫的熱影響區(qū)位置，由管子外壁起始，先期沿?zé)嵊绊憛^(qū)擴(kuò)展，并逐漸向水冷壁管壁延伸，最終擴(kuò)展至水冷壁內(nèi)壁，引起管子泄漏。

對1、2號管樣正常管段分別進(jìn)行金相組織分析，金相組織照片如圖3所示。

圖2 金相試樣宏觀照片F(xiàn)ig.2 Macro morphology of the metallographic sample

圖3 管樣背火面、向火面金相組織Fig.3 Metallographic images of the pipe

T23鋼供貨狀態(tài)金相組織為貝氏體組織。由圖3可知，1、2號管樣背火面及向火面金相組織基本一致，均為貝氏體+碳化物混合組織，貝氏體位向已嚴(yán)重分散，且晶內(nèi)碳化物粒子數(shù)量減少，晶界碳化物增多并呈鏈狀分布。根據(jù)DL/T 884—2004《火電廠金相檢驗與評定技術(shù)導(dǎo)則》對非珠光體鋼的組織老化評定原則，泄漏水冷壁管上述部位組織可評為3.5級，介于中度老化與完全老化之間。對上述管樣鰭片焊縫兩側(cè)部位（熱影響區(qū)、焊縫）進(jìn)行進(jìn)一步微觀組織觀察，其金相組織如圖4所示。

由圖4可知，水冷壁鰭片角焊縫部位為等軸狀鐵素體+回火貝氏體組織，組織較均勻，焊縫熱影響區(qū)（粗晶區(qū)CGHAZ）部位為貝氏體+板條狀馬氏體組織，晶粒較粗大，奧氏體晶界清晰可見，CGHAZ與焊縫組織界面較明顯。由CGHAZ到母材區(qū)域，CGHAZ、混晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)分界線不明顯，晶粒逐漸變小，然后變大，最終過渡為母材區(qū)域晶粒大小比較均勻的貝氏體組織。由上述金相組織分析可知，水冷壁管向火面及背火面母材區(qū)域、鰭片角焊縫區(qū)域金相組織并未見明顯異常，而粗大的粗晶熱影響區(qū)，由于晶粒粗大，組織不均勻，往往成為焊接接頭最薄弱的區(qū)域[14]。進(jìn)一步觀察可見，焊接鰭片部位的裂紋均起始于與焊縫組織靠近的焊縫熔合線附近，即CGHAZ邊緣部位，裂紋先期沿CGHAZ斜向擴(kuò)展，然后逐步擴(kuò)展至焊縫熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)域，最后擴(kuò)展至母材。對CGHAZ內(nèi)的裂紋進(jìn)一步分析可見，主裂紋周圍有若干分裂紋，其裂紋尖端主要表現(xiàn)為晶間開裂，并沿晶界擴(kuò)展，在原奧氏體晶界上清晰可見有微孔洞和微裂紋形成，其微觀形貌如圖5所示，裂紋整體表現(xiàn)為沿晶斷裂特征。

2.4 硬度分析

利用布洛維臺式硬度計和顯微維氏硬度計對泄漏水冷壁管樣母材區(qū)域、CGHAZ和焊縫區(qū)域分別進(jìn)行硬度檢測。布氏硬度檢測力為62.5 kgf，保持時間為10 s，壓頭直徑為2.5 mm；顯微硬度檢測力為0.5 kgf，保持時間10 s。經(jīng)硬度轉(zhuǎn)化[15]后，各區(qū)域硬度值用布氏硬度表示，如圖6所示。圖7為CGHAZ區(qū)域和相鄰焊縫組織維氏硬度試驗后壓痕形貌。DL/T 438—2016《火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程》對T23材料規(guī)定的母材硬度值為HBW 150～220 ，焊縫硬度值為 HBW 150～260 ，DL/T 868—2014《焊接工藝評定規(guī)程》對于焊縫的硬度規(guī)定為：不低于母材硬度的90%，不超過母材布氏硬度+HBW 100。由此可知，水冷壁管正常管段和焊縫組織硬度均符合標(biāo)準(zhǔn)要求。CGHAZ區(qū)域硬度較高，1號管樣為HV0.5/10362，2號管樣為HV0.5/10381，高出相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)上限HV0.5350[16]。CGHAZ和緊鄰焊縫之間較大的硬度差值，使此區(qū)域極易敏感，容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，萌生裂紋。

圖4 鰭片焊縫兩側(cè)金相組織Fig.4 Metallographic images of the zone near fins weld

圖5 管樣CGHAZ區(qū)域裂紋組織Fig.5 Microstructures at the CGHAZ

圖6 管樣不同區(qū)域硬度Fig.6 Hardness at different positions of pipes

圖7 CGHAZ和焊縫區(qū)域維氏硬度試驗Fig.7 Vickers hardness test results of CGHAZ and weld zone

3 綜合分析

由以上分析可知，水冷壁管材質(zhì)化學(xué)成分正常，向火面及背火面金相顯微組織無明顯差異，兩者硬度亦符合使用標(biāo)準(zhǔn)要求，說明此水冷壁在運(yùn)行過程中無明顯過熱、過燒現(xiàn)象，管樣失效與材質(zhì)劣化關(guān)系不大。該T23水冷壁泄漏原因為高溫服役過程中產(chǎn)生的再熱裂紋，即焊接后續(xù)熱處理或高溫服役過程中CGHAZ區(qū)域出現(xiàn)的晶間開裂。焊接過程中，母材被迅速加熱到奧氏體相區(qū)Ac3溫度以上，碳化物迅速溶解，奧氏體晶粒快速長大，在隨后的快速冷卻過程中，合金元素及碳化物來不及析出，最終轉(zhuǎn)變?yōu)榫Я４执蟮呢愂象w和馬氏體組織，使晶內(nèi)得到強(qiáng)化，過飽和的碳原子所起的固溶強(qiáng)化作用和形成馬氏體時產(chǎn)生的大量位錯或?qū)\晶引起了加工硬化，使CGHAZ區(qū)域硬度變高，脆性變大[17]。

另一方面，在隨后的高溫運(yùn)行過程中，鋼中的雜質(zhì)元素及粗晶區(qū)的碳元素會在晶界處產(chǎn)生偏析，從而造成晶界附近合金元素的貧化，在晶界附近形成一個較小的軟化帶，造成晶界弱化，在高溫蠕變過程中，加速了晶界脆性斷裂的產(chǎn)生。綜上所述，晶粒的內(nèi)部強(qiáng)化造成了晶界的相對弱化，在應(yīng)力松弛和蠕變過程中，晶界位置容易產(chǎn)生孔洞缺陷，孔洞增多逐漸形成孔洞鏈，最終形成微裂紋，導(dǎo)致沿晶脆性斷裂[18]。

水冷壁裂紋產(chǎn)生的原因與交變應(yīng)力的作用亦有直接關(guān)系，鍋爐在運(yùn)行、啟停及調(diào)峰過程中，水冷壁鰭片角焊縫均會受到不同程度位移而產(chǎn)生交變應(yīng)力。CGHAZ區(qū)域和焊縫組織在顯微組織和力學(xué)性能上存在明顯的差別，CGHAZ區(qū)域硬度為HB 370，焊縫區(qū)域硬度為HB 241，兩者過高的硬度差，使焊縫熔合線附近成為應(yīng)力集中區(qū)域。熱影響區(qū)較高的硬度值使之韌性降低，脆性增大，不利于應(yīng)力的釋放；另一方面，應(yīng)力產(chǎn)生的滑移帶與晶界交互作用，在晶界處產(chǎn)生位錯塞積和應(yīng)力集中，隨著運(yùn)行時產(chǎn)生的外加塑性應(yīng)變的增加，界面處缺陷密度將逐漸升高，在界面晶界處形成裂紋，并進(jìn)一步造成沿晶開裂，進(jìn)一步加大了此處CGHAZ區(qū)域萌生裂紋的可能[19-20]。

4 結(jié)論

1）T23水冷壁管泄漏原因與材質(zhì)成分、爐內(nèi)運(yùn)行環(huán)境超溫或不當(dāng)結(jié)構(gòu)設(shè)計無關(guān)。

2）水冷壁管鰭片裂紋為起始于CGHAZ區(qū)域的再熱裂紋，該裂紋起始于晶界，并沿晶界擴(kuò)展至母材區(qū)域，導(dǎo)致水冷壁管失效泄漏。

3）再熱裂紋的產(chǎn)生與焊后熱處理不當(dāng)或高溫服役環(huán)境有關(guān)，CGHAZ區(qū)域粗大的貝氏體和馬氏體組織，較高的硬度值，使此區(qū)域容易造成應(yīng)力集中，產(chǎn)生晶間開裂，萌生裂紋缺陷。