李 勇

(1.大唐鍋爐壓力容器檢驗(yàn)中心有限公司，合肥 230088；2.中國(guó)大唐集團(tuán)科學(xué)技術(shù)研究總院有限公司華東電力試驗(yàn)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(jī)組電站鍋爐采用了大量的異種鋼接頭來(lái)連接鐵素體/馬氏體耐熱鋼與奧氏體不銹鋼[1]。然而，研究結(jié)果和多年運(yùn)行經(jīng)驗(yàn)均表明，異種鋼接頭的實(shí)際服役壽命遠(yuǎn)低于設(shè)計(jì)壽命，普遍存在早期失效問(wèn)題[2-4]。異種鋼接頭的早期失效(開(kāi)裂)嚴(yán)重影響鍋爐的安全穩(wěn)定運(yùn)行，造成的非計(jì)劃停機(jī)給電廠帶來(lái)巨大的經(jīng)濟(jì)損失。電廠服役期間早期失效的異種鋼接頭失效位置多數(shù)出現(xiàn)在鐵素體/馬氏體鋼側(cè)熱影響區(qū)與焊縫的界面處，少量出現(xiàn)在鐵素體/馬氏體鋼側(cè)的熱影響區(qū)，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(jí)再熱器12Cr1MoVG/TP304H異種鋼焊接接頭在服役過(guò)程中發(fā)生斷裂的原因，發(fā)現(xiàn)接頭沿12Cr1MoVG鋼管側(cè)熔合線發(fā)生脆斷，認(rèn)為碳遷移導(dǎo)致的碳化物沿晶界的析出和聚集是致使該區(qū)域性能劣化的主要原因。

對(duì)某600 MW超臨界機(jī)組鍋爐受熱面管進(jìn)行割管理化檢驗(yàn)時(shí)，在屏式過(guò)熱器T91/TP347H異種鋼接頭的TP347H鋼側(cè)內(nèi)壁熔合線處發(fā)現(xiàn)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(cè)熔合線沿晶開(kāi)裂的現(xiàn)象未見(jiàn)報(bào)道。奧氏體鋼側(cè)內(nèi)壁熔合線處的沿晶裂紋可能會(huì)引起異種鋼接頭的早期失效，其失效模式可能不同于常見(jiàn)的鐵素體/馬氏體鋼側(cè)失效。因此，作者對(duì)在屏式過(guò)熱器上截取的T91/TP347H異種鋼接頭試樣進(jìn)行了顯微組織觀察、硬度測(cè)試和力學(xué)性能檢驗(yàn)，分析了異種鋼接頭TP347H鋼側(cè)熔合線附近沿晶裂紋的特征、形成原因及其對(duì)力學(xué)性能的影響。同時(shí)，為了對(duì)比服役條件和組織狀態(tài)對(duì)異種鋼接頭中缺陷形成的影響，對(duì)截取自同一機(jī)組末級(jí)過(guò)熱器的T91/TP347H異種鋼接頭進(jìn)行對(duì)比分析。研究結(jié)果能夠拓展業(yè)內(nèi)對(duì)異種鋼接頭服役過(guò)程中缺陷成因的認(rèn)識(shí)，為異種鋼接頭的性能評(píng)估及早期失效的預(yù)防提供指導(dǎo)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料分別為取自某600 MW超臨界機(jī)組鍋爐末級(jí)過(guò)熱器管(DW-1管)和屏式過(guò)熱器管(DW-2管)的T91/TP347H異種鋼焊接接頭，DW-1和DW-2管的規(guī)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(yùn)行時(shí)間均約8萬(wàn)h。兩管接頭的焊接工藝相同，均采用鎢極氬弧焊(GTAW)，預(yù)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(jīng)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(xué)顯微鏡下觀察顯微組織。利用Carl Zeiss Sigma300型熱場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)進(jìn)行微觀形貌觀察，使用附帶的能譜儀(EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。利用BH3000型臺(tái)式布氏硬度計(jì)在金相試樣表面進(jìn)行布氏硬度測(cè)試，載荷為1 875 N，保載時(shí)間為10 s。使用島津HMV-G21ST型顯微維氏硬度計(jì)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，載荷為1.96 N，保載時(shí)間為10 s，分別在蓋面層和打底層沿管子軸向取點(diǎn)測(cè)試。按照GB/T 228.1-2010，在接頭部位切取長(zhǎng)110 mm、寬10 mm的弧形拉伸試樣，標(biāo)距為50 mm，在UMT5505型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為1 mm·min-1，測(cè)3個(gè)試樣取平均值。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1可見(jiàn)：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(kāi)始分散，退化為細(xì)小的鐵素體晶粒，管內(nèi)、外壁表面均存在較厚的氧化層，氧化層內(nèi)部可見(jiàn)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(xì)小，部分馬氏體板條退化為等軸的鐵素體晶粒，管內(nèi)、外壁存在明顯的氧化層，氧化層呈分層狀態(tài)；DW-1管接頭內(nèi)、外壁的氧化層厚度均大于DW-2管接頭，這是由于末級(jí)過(guò)熱器管所處部位的外壁煙氣溫度及管內(nèi)工質(zhì)溫度均高于屏式過(guò)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(jiàn)：DW-1管接頭TP347H鋼母材為均勻的奧氏體組織，內(nèi)壁附近存在少量尺寸粗大的晶粒，晶內(nèi)可見(jiàn)較多的碳化物，晶界有少量的碳化物析出，組織老化評(píng)級(jí)為2級(jí)，晶粒度為7～8級(jí)；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(nèi)可見(jiàn)較多的碳化物，晶界有少量的碳化物，組織老化評(píng)級(jí)為2級(jí)，晶粒度為3～4級(jí)；兩管接頭TP347H鋼的內(nèi)、外壁均沒(méi)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(yōu)于T91鋼。由郭丹等[14]的研究結(jié)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(qū)域，但TP347H鋼中形成的富鉻帶具有良好的連續(xù)性，可以抑制鐵、鉻和氧元素的擴(kuò)散，抑制氧化層的快速生長(zhǎng)。

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(jiàn)：兩管接頭T91鋼側(cè)熱影響區(qū)均為回火馬氏體組織，內(nèi)、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(cè)粗晶區(qū)的晶粒尺寸大于DW-2管接頭T91鋼側(cè)粗晶區(qū)，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(cè)內(nèi)壁熔合線處存在長(zhǎng)約0.15 mm的缺口，缺口沿熔合線向管子內(nèi)部延伸，缺口內(nèi)存在填充物。為了進(jìn)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(gè)試樣進(jìn)行觀察，在其中一個(gè)試樣中發(fā)現(xiàn)類似的缺口，表明DW-1管接頭在T91鋼側(cè)內(nèi)壁熔合線處普遍存在這種缺口。這與趙彥芬等[15]所報(bào)道的異種鋼接頭在鐵素體/馬氏體鋼側(cè)熔合線附近的氧化缺口情形類似，而氧化缺口的進(jìn)一步發(fā)展可能引起接頭的早期開(kāi)裂。DW-2管接頭T91鋼側(cè)熔合線附近未見(jiàn)明顯的缺口。

圖3 DW-1和DW-2管接頭T91鋼側(cè)熱影響區(qū)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(jiàn)，DW-1管接頭T91鋼側(cè)內(nèi)壁熔合線處的缺口沿熔合線向內(nèi)發(fā)展，缺口內(nèi)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(nèi)部的填充物為鐵的氧化物，表明T91鋼側(cè)熔合線處的缺口為氧化缺口。

圖4 DW-1管接頭T91鋼側(cè)內(nèi)壁熔合線處SEM形貌及EDS線掃描結(jié)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(jiàn)：DW-1管接頭TP347H鋼側(cè)熱影響區(qū)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(nèi)、外壁組織一致。DW-2管接頭TP347H鋼側(cè)熱影響區(qū)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(cè)熱影響區(qū)，熔合線附近的增碳層不明顯，內(nèi)壁熔合線附近0.5 mm寬度區(qū)域可見(jiàn)網(wǎng)狀沿晶裂紋，裂紋深3～4個(gè)晶粒尺度，裂紋內(nèi)部可見(jiàn)填充物。同樣，沿DW-2管接頭周向另取兩個(gè)試樣進(jìn)行觀察，在其中一個(gè)試樣中發(fā)現(xiàn)存在類似的沿晶裂紋。

圖5 DW-1和DW-2管接頭TP347H鋼側(cè)熱影響區(qū)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(jiàn)，DW-2管接頭TP347H鋼側(cè)熔合線附近沿晶裂紋前端存在孔洞，表明裂紋有進(jìn)一步向內(nèi)擴(kuò)展的傾向，裂紋內(nèi)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(cè)內(nèi)壁熔合線附近SEM形貌和EDS分析結(jié)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(qū)域的布氏硬度均符合DL/T 438-2016標(biāo)準(zhǔn)要求，但DW-2管接頭TP347H鋼母材的硬度接近標(biāo)準(zhǔn)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(nèi)固溶合金元素含量有關(guān)。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(cè)試結(jié)果Table 1 Brinell hardness test results of two tube joints HB

由圖7可見(jiàn)：DW-1管接頭打底層(內(nèi)壁附近)T91鋼側(cè)熔合線附近硬度梯度較大，而TP347H鋼側(cè)熔合線附近硬度梯度較小；與之相反，DW-2管接頭TP347H鋼側(cè)熔合線附近硬度梯度較大，T91鋼側(cè)則較小。DW-1管接頭蓋面層(外壁附近)T91鋼側(cè)熱影響區(qū)和TP347H鋼側(cè)熱影響區(qū)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??；而DW-2管接頭蓋面層在T91鋼側(cè)和TP347H鋼側(cè)熔合線附近均存在較大硬度梯度。對(duì)比兩管接頭的顯微組織可以發(fā)現(xiàn)：DW-1管接頭內(nèi)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(nèi)壁附近硬度梯度較大的位置與晶間裂紋位置一致。推測(cè)兩管接頭中氧化缺口和沿晶裂紋的產(chǎn)生與較大的硬度梯度有關(guān)；當(dāng)受到應(yīng)力作用時(shí)，在硬度梯度較大的位置易于產(chǎn)生應(yīng)力集中，應(yīng)力集中會(huì)促進(jìn)氧化缺口和晶間腐蝕裂紋的產(chǎn)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(shí)際的焊接工藝和熱處理的控制可能存在問(wèn)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(guò)程中，取自DW-1管接頭處的3根拉伸試樣均斷裂于T91鋼側(cè)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(cè)熔合線附近。DL/T 868-2014中規(guī)定，異種鋼焊接接頭的抗拉強(qiáng)度應(yīng)不低于強(qiáng)度較低一側(cè)母材抗拉強(qiáng)度規(guī)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(qiáng)度和屈服強(qiáng)度均符合標(biāo)準(zhǔn)要求，但斷后伸長(zhǎng)率較兩側(cè)母材明顯降低。金相檢驗(yàn)結(jié)果表明，DW-1管焊接接頭T91鋼側(cè)熔合線處周向普遍存在氧化缺口，氧化缺口造成此處實(shí)際壁厚減小，且熔合線附近硬度梯度較大，易引起應(yīng)力集中，因此拉伸時(shí)優(yōu)先在T91鋼側(cè)熔合線處斷裂。DW-2管焊接接頭TP347H鋼側(cè)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(shí)可能在此處優(yōu)先開(kāi)裂。接頭平均抗拉強(qiáng)度仍高于標(biāo)準(zhǔn)要求的下限值，表明熔合線附近存在的深度僅3～4個(gè)晶粒尺度的沿晶裂紋對(duì)接頭整體強(qiáng)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(zhì)量分?jǐn)?shù)8.0%～9.5%的鉻和不高于0.4%的鎳，TP347H鋼中鉻和鎳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為17%～20%和9%～13%，而ERNiCr-3鎳基焊絲中含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)20%的鉻和質(zhì)量分?jǐn)?shù)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(yùn)行過(guò)程中，T91鋼的氧化速率更快，相同時(shí)間內(nèi)形成更厚的氧化皮。蠕變滑移會(huì)破壞氧化膜的連續(xù)性，使得氧離子及其他腐蝕介質(zhì)向內(nèi)部擴(kuò)散，并逐漸在T91鋼熔合線處形成氧化缺口。末級(jí)過(guò)熱器管異種鋼接頭中存在氧化缺口而屏式過(guò)熱器管異種鋼接頭中沒(méi)有發(fā)現(xiàn)氧化缺口，這可能與兩管的實(shí)際服役溫度和接頭處的應(yīng)力狀態(tài)相關(guān)。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(bào)道[1]。

屏式過(guò)熱器管異種鋼接頭TP347H鋼側(cè)內(nèi)壁熔合線附近存在沿晶裂紋，內(nèi)部填充有鐵的氧化物。裂紋由內(nèi)壁向外壁擴(kuò)展，呈網(wǎng)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(jìn)行穩(wěn)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(huán)的作用，其熔合線附近溫度較高，碳化鈮會(huì)重新溶解。在隨后的冷卻過(guò)程中，如果冷卻速率較快導(dǎo)致碳化鈮來(lái)不及析出，則穩(wěn)定化處理的效果遭到破壞，導(dǎo)致在高溫長(zhǎng)期服役過(guò)程中，晶間析出富鉻的M23C6相，造成晶界貧鉻并引發(fā)晶間腐蝕。盡管末級(jí)過(guò)熱器管和屏式過(guò)熱器管焊后均采用緩冷處理，但兩管的規(guī)格、壁厚不同以及可能存在的環(huán)境因素差異仍會(huì)導(dǎo)致實(shí)際冷速存在差異。對(duì)比DW-2管接頭和DW-1管接頭的顯微硬度結(jié)果，DW-2管接頭兩側(cè)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(jí)過(guò)熱器管，屏式過(guò)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(qū)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(xì)晶粒奧氏體不銹鋼更差，易出現(xiàn)晶間腐蝕。并且，在DW-2管接頭TP347H鋼側(cè)熱影響區(qū)存在較高的硬度梯度，而較高的硬度梯度導(dǎo)致此處易于發(fā)生應(yīng)力集中，進(jìn)一步促進(jìn)晶間腐蝕裂紋的產(chǎn)生。

盡管目前屏式過(guò)熱器管接頭的抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度仍滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，但在后續(xù)運(yùn)行過(guò)程中，沿晶裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展將導(dǎo)致強(qiáng)度迅速降低，存在突然開(kāi)裂風(fēng)險(xiǎn)。黃嗣羅等[18]研究發(fā)現(xiàn)，經(jīng)過(guò)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(jīng)焊后熱處理的耐晶間腐蝕性能較差。因此，建議結(jié)合檢修擴(kuò)大對(duì)異種鋼接頭的檢測(cè)，及時(shí)更換存在裂紋的接頭，并且建議對(duì)新更換的T91/TP347H異種鋼焊接接頭進(jìn)行焊后熱處理以提高耐晶間腐蝕性能。

3 結(jié) 論

(1) 運(yùn)行8萬(wàn)h的屏式過(guò)熱器管T91/TP347H異種鋼接頭在TP347H鋼側(cè)內(nèi)壁熔合線附近存在沿晶裂紋，裂紋深度在3～4個(gè)晶粒尺度，內(nèi)有氧化物填充；存在沿晶裂紋的屏式過(guò)熱器管的硬度和抗拉強(qiáng)度符合標(biāo)準(zhǔn)要求，但塑性較差，在后續(xù)運(yùn)行過(guò)程中，裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展會(huì)導(dǎo)致接頭的突然開(kāi)裂失效。

(2) 粗大的晶粒和焊后較快的冷速導(dǎo)致屏式過(guò)熱器管接頭在高溫服役過(guò)程中晶界易發(fā)生貧鉻，引發(fā)晶間腐蝕；并且在TP347H鋼側(cè)熱影響區(qū)存在較高的硬度梯度，導(dǎo)致此處易于發(fā)生應(yīng)力集中，進(jìn)一步促進(jìn)晶間腐蝕裂紋的產(chǎn)生。

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