劉天佐，劉獻良，賴云亭，馬芹征

(1. 華電國際電力股份有限公司技術(shù)服務(wù)分公司，山東 濟南 250014；2. 蘇州熱工研究院有限公司，江蘇 蘇州 215004)

1 引言

火電鍋爐受熱面管服役溫度高、管內(nèi)壓力大，管子外壁還承受高溫煙氣的腐蝕、沖刷等，運行工況極為惡劣，受熱面管的爆管失效成為導致火電鍋爐非停的重要因素，嚴重影響了電廠的安全生產(chǎn)和經(jīng)濟效益[1-4]。其中，末級過熱器管和末級再熱器管的服役溫度最高，其爆管數(shù)量又顯著超過水冷壁和省煤器[5]。

2 研究方法

2.1 研究對象

某電廠鍋爐裝機容量335MW，為亞臨界壓力中間一次再熱控制循環(huán)汽包爐，型號為SG1025/17.44-M844，單爐膛π型露天布置，高強度螺栓全鋼架懸吊結(jié)構(gòu)，機組于2003年投產(chǎn)發(fā)電。鍋爐分隔屏過熱器沿爐寬方向布置4屏，每大屏由6組小管屏組成，每組小管屏共9個管圈(材質(zhì)：12Cr1MoVG)，每個大屏有2根流體冷卻定位管(材質(zhì)：SA-213 TP347H)夾持固定，每根定位管由焊接在管子上的托塊(材質(zhì)：16Cr20Ni14Si2)支撐，流體冷卻定位管示意圖如圖1(a)所示。2021年4月，某托塊下焊縫發(fā)生開裂泄漏，并吹損了周邊多根管段，造成分隔屏管段多處泄漏，如圖1(b)所示。之后對所有流體冷卻定位管托塊焊縫進行擴大檢查，發(fā)現(xiàn)另一處托塊焊縫開裂，裂紋位置及形態(tài)與初次泄漏的焊縫裂紋相似，但因裂紋較淺，尚未引起管段泄漏。

圖1 流體冷卻定位管結(jié)構(gòu)及漏點現(xiàn)場照片F(xiàn)ig.1 Schematic diagram of fluid cooling positioning tube structure and photos of the site of the leak tube

針對上述托焊縫開裂的問題，對開裂位置母管及托塊取樣進行試驗，并根據(jù)試驗結(jié)果對焊縫開裂原因進行了分析探討。

2.2 分析方法

現(xiàn)場檢查發(fā)現(xiàn)，托塊開裂位置為第一漏點，其余各漏點均為明顯的吹損減薄泄漏，主要針對開裂的托塊焊縫處取樣進行試驗分析。根據(jù)開裂焊縫的宏觀結(jié)構(gòu)及開裂特征，對焊縫開裂原因進行初步判斷，并根據(jù)上述檢查結(jié)果，對焊縫及兩側(cè)分隔屏管段和托塊取樣進行化學成分分析、硬度測試、金相檢驗、拉伸性能測試等，結(jié)合焊縫開裂的位置、使用時間和工況等，對其開裂原因進行綜合分析。分析中，將初次發(fā)現(xiàn)的泄漏點裂紋和后續(xù)排查中發(fā)現(xiàn)的裂紋分別記為1#-裂紋、2#-裂紋，對應的管段和托塊記為1#-母管、1#-托塊、2#-母管、2#-托塊。

分析過程使用的主要設(shè)備如下：采用OPTIMA2100DV型全譜直讀等離子發(fā)射光譜儀進行母管及托塊化學成分分析、采用ZEISS Sigma 300場發(fā)射掃描電子顯微鏡對焊縫成分進行半定量分析、采用100kN AG-IC 島津電子萬能材料試驗機進行拉伸性能測試、采HBS-3000型數(shù)顯布氏硬度計進行硬度測試、采用Zeiss Axiovert 200MAT倒置萬能材料顯微鏡進行金相檢驗等。

3 結(jié)果與討論

3.1 宏觀檢驗

圖2為兩開裂焊縫取樣宏觀照片，兩裂紋均位于管段與托塊焊接的母管側(cè)熔合區(qū)，其中1#-裂紋長約250mm，開口相對較大，2#-裂紋長約200mm，開口較小。裂紋附近均無明顯的塑性變形，呈脆性開裂特征。

圖2 裂紋宏觀形貌(左圖為1#-裂紋管；右圖為2#-裂紋管)Fig.2 Macroscopic morphology of cracks(The picture on the left is 1#-cracked tube，and the right is the 2#-crack tube)

根據(jù)檢查結(jié)果可以看出，兩焊縫開裂形態(tài)基本相同，可知其開裂性質(zhì)和開裂原因上具有共性，因此僅針對其中一處開裂位置取樣分析即可，此處選取發(fā)生泄漏的1#-裂紋取樣進行分析。

3.2 化學成分分析

表1為選取的1#-裂紋管及托塊取樣的化學成分分析結(jié)果。開裂焊縫處母管材質(zhì)12Cr1MoVG，托塊材質(zhì)16Cr20Ni14Si2，兩牌號的化學成分要求分別在GB/T5310-2017《高壓鍋爐用無縫鋼管》和GB/T4238-2015《耐熱鋼鋼板和鋼帶》中做了規(guī)定，如表1所示。結(jié)果可見，母管和托塊的化學成分均分別滿足上述標準要求，不存在材質(zhì)錯用的問題。

表1 化學成分分析結(jié)果 ωt/%Tab.1 Chemical composition analysis results

由于焊縫區(qū)域較小，未能取樣進行常規(guī)化學成分分析，因此利用掃描電子顯微鏡及能譜分析系統(tǒng)對焊縫區(qū)域開展能譜半定量分析，以確定焊材的選用情況。能譜分析結(jié)果如圖3所示，顯示焊材為18Cr-8Ni的奧氏體型鐵基合金焊材。參考DL/T752-2010《火力發(fā)電廠異種鋼焊接技術(shù)規(guī)程》，托塊材質(zhì)16Cr20Ni14Si2為奧氏體型不銹(耐熱)鋼，其類別及組別應為C-Ⅲ，與C-Ⅲ組成的異種鋼接頭，設(shè)計溫度高于425℃時，應選用鎳基焊接材料?？梢?，本次焊接存在焊材選用不當?shù)膯栴}。

圖3 焊縫能譜分析結(jié)果Fig.3 Weld energy spectroscopic analysis results

3.3 力學性能測試

因焊縫開裂位置位于母管側(cè)焊縫熔合區(qū)，并向母管擴展導致泄漏，因此需對母管的力學性能進行測試，分析是否存在母管力學性能不合格的情況。對焊縫附近母管取全壁厚弧形拉伸試樣，進行室溫拉伸性能測試，結(jié)果如表2所示。表中同時將GB/T5310-2017對12Cr1MoVG鋼管的力學性能要求列出。結(jié)果可見，開裂母管的力學性能滿足上述標準要求，表明焊縫發(fā)生開裂與母管力學性能無關(guān)。

表2 力學性能測試結(jié)果Tab.2 Mechanical properties test results

3.4 金相分析

圖4為1#-裂紋管裂紋附近取樣金相檢驗照片。母管顯微組織為鐵素體+珠光體+貝氏體，組織球化級別約2級(輕度球化)，顯微組織正常。裂紋沿母管與焊縫的熔合區(qū)開裂，向母管擴展，在熔合線位置能看到黑色的偏析帶。在裂紋擴展較深的位置取樣觀察裂紋尖端發(fā)現(xiàn)，裂紋開口相對較大，尖端圓鈍，且裂紋兩側(cè)氧化皮較厚，具有受熱面管疲勞裂紋擴展的特征[6-7]。

圖4 金相檢驗照片F(xiàn)ig.4 Metallographic photographs

3.5 熔合區(qū)微觀分析

對上述金相檢驗中發(fā)現(xiàn)的熔合區(qū)置于掃描電鏡下觀察，中間一條帶狀區(qū)域為成分偏析帶，左側(cè)為奧氏體型焊材，右側(cè)為12Cr1MoVG管材基體。

為分析上述成分偏析帶的元素偏析情況，進而對偏析帶的性能及對熔合區(qū)的影響進行分析，對上述偏析區(qū)域及兩側(cè)進行能譜分析，結(jié)果如圖5所示。其中譜圖1為左側(cè)焊材區(qū)、譜圖2為中間成分偏析帶、譜圖3為右側(cè)12Cr1MoVG管材。結(jié)果可見，中間偏析帶(譜圖2)的C含量明顯高于兩側(cè)金屬，說明該區(qū)域存在C元素的偏析。

圖5 熔合區(qū)偏析帶及兩側(cè)基材能譜分析結(jié)果Fig.5 Energy analysis results of segregation band in the fusion zone and the base material on both sides

為使C元素在成分偏析帶及兩側(cè)金屬中的變化趨勢更加直觀，做出了沿偏析帶及兩側(cè)區(qū)域的元素線掃描分布圖。為減少圖形中線條過多引起雜亂，影響分析，圖中剔除了含量較低且變化趨勢不明顯、以及對分析意義不大的其他元素，僅保留了Fe、Cr、C三種元素。線掃描結(jié)果如圖6所示。從圖中可以清晰的看到在偏析帶出現(xiàn)了C元素含量顯著升高的趨勢。

圖6 熔合區(qū)偏析帶元素含量變化趨勢Fig.6 Trend of element content in the segregation zone of the fusion zone

3.6 綜合分析

(1)母管和托塊的化學成分均滿足相關(guān)標準要求，母管的力學性能也符合標準要求，由此可排除材質(zhì)本身的問題。裂紋由母管與托塊焊接熔合區(qū)的外壁表面啟裂，組織球化級別約2級(輕度球化)，結(jié)合裂口的宏觀形貌也不具有長時過熱或短時過熱的特征[8-11]，由此可排除管段超溫運行的因素。

(2)開裂焊縫為托塊與管子對接的角焊縫，開裂位置位于焊趾處，該位置為服役時應力集中最明顯的區(qū)域，且裂紋尖端具有疲勞裂紋的特征可以判斷，裂紋的形成與該位置的應力集中有關(guān)。結(jié)合管子在爐膛中的布置情況，開裂焊縫所在管段處在爐膛正上方分隔屏的中間位置，該位置為切圓燃燒煙氣消旋的主要承力區(qū)域，分隔屏頻繁晃動，托塊作為流體冷卻定位管的支撐部件，托塊和定位管一起隨著管屏晃動，機組長期運行過程中，在管子與托塊的角焊縫部位產(chǎn)生了較高的應力集中，引起裂紋沿最薄弱的焊接熔合區(qū)開裂，是導致本次焊縫發(fā)生開裂泄漏的主要外力因素。但對于純粹的疲勞裂紋而言，裂紋(或斷口)往往較為平齊，而本次裂紋卻沿熔合線開裂，可見本次裂紋的形成并非完全是由外力導致的疲勞開裂。

(3)12Cr1MoVG屬于低合金珠光體型耐熱鋼，采用奧氏體型鐵基合金焊材進行異種鋼焊接時，12Cr1MoVG與奧氏體焊縫之間合金元素含量相差較大，尤其是碳化物形成元素Cr，在奧氏體焊縫中的含量要遠遠大于12Cr1MoVG基體。在焊后熱處理或高溫下長期運行中，由于合金元素含量的差異，會在熔合區(qū)附近發(fā)生碳元素的擴散遷移，導致熔合區(qū)12Cr1MoVG母材側(cè)形成一層脫碳軟化層，而焊縫側(cè)則形成增碳硬化層[12-15]。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(qū)產(chǎn)生蠕變裂紋或蠕變破壞[16]。此外，12Cr1MoVG和奧氏體焊縫金屬熱膨脹系數(shù)相差較大[17-19]，接頭溫度變化時會在熔合區(qū)產(chǎn)生熱應力，對裂紋形成有一定的促進作用[20]。本案例中，母管的球化級別較低(僅約2級)，焊接熔合區(qū)尚不足于形成蠕變裂紋，熔合區(qū)C遷移引起的脫碳層和增碳層在熱應力和機械應力下會導致兩側(cè)金屬變形不協(xié)調(diào)，促進熔合區(qū)疲勞開裂。

(4)在火電鍋爐過熱器和再熱器的低溫段和高溫段的溫度變化區(qū)域往往存在大量的鐵素體類耐熱鋼(12Cr1MoVG、T91等)與奧氏體不銹鋼(TP304H、TP347H等)的異種鋼接頭。在上述異種鋼焊接中多采用鎳基合金焊材進行填充，一方面，鎳基合金焊材由于鎳元素含量較高，可以在一定程度上抑制C遷移，從而降低熔合區(qū)增碳與脫碳的傾向；另一方面，鎳基合金焊材的熱膨脹系數(shù)介于鐵素體類鋼與奧氏體不銹鋼之間，可以降低焊接、熱處理及后期運行過程的熱應力[21-24]。

(5)在受熱面管的對接焊縫中，鐵素體類合金鋼和奧氏體不銹鋼的異種鋼焊縫長時服役后形成的異種鋼焊縫開裂，裂紋會沿鐵素體類合金鋼一側(cè)的熔合區(qū)開裂，并沿熔合區(qū)擴展。本次的焊縫開裂中，裂紋形成后并未沿熔合區(qū)擴展，而是向母管擴展，這是因為托塊焊接在管子表面形成角焊縫，管屏沿不同方向振動時，流體冷卻定位管、托塊和母管三者的相對運動對角焊縫處造成的應力分布情況較為復雜。裂紋在焊趾處形成后，裂紋內(nèi)部發(fā)生了高溫氧化，之后在管子振動、溫度波動等多重應力作用下，裂紋發(fā)生了疲勞擴展，導致裂紋穿透管壁而泄漏。

4 結(jié)論與建議

(1)母管和托塊的化學成分均滿足相關(guān)標準要求，不存在材質(zhì)錯用的情況。母管的力學性能也滿足標準要求，且組織老化輕微，可排除超溫運行導致開裂的情況。

(2)開裂焊縫所在管段頻繁晃動，機組長期運行過程中，在管子與托塊的角焊縫部位產(chǎn)生了較高的應力集中，是導致本次焊縫發(fā)生開裂的主要外力因素。

(3)在長期高溫高壓運行后，母管與奧氏體焊縫的熔合區(qū)發(fā)生了C遷移，引起熔合區(qū)性能劣化，是導致焊縫開裂的內(nèi)在因素。奧氏體型鐵基焊材的選用，相較于鎳基合金焊材而言，前者焊接接頭的壽命較短，在一定程度上促進了裂紋的形成。

根據(jù)上述分析結(jié)果，提出具體建議：對吹損減薄的管子進行測厚，對不符合要求的進行更換。對相同結(jié)構(gòu)的焊縫擴大排查，對發(fā)現(xiàn)裂紋的管子要立即更換，并在更換過程嚴格執(zhí)行焊接工藝措施，如采用鎳基合金焊材等。通過增加托塊數(shù)量來分散受力、優(yōu)化母管與托塊的焊接結(jié)構(gòu)等方式，減小焊趾處應力集中，從而延緩裂紋的形成和擴展。