电站锅炉12Cr1MoVG+TP347H异种钢接头管的开裂原因分析

2020-05-14韩光海

机电工程技术 2020年3期

韩光海

（神华国能宝清煤电化有限公司，黑龙江双鸭山 155600）

0 引言

某火电厂#2机组锅炉是由上海锅炉厂设计制造的亚临界、额定功率为330 MW的直流锅炉，锅炉末级过热器管的设计出口温度为540℃。

2018年5月，该锅炉末级过热器管出现泄漏爆管。泄漏的末过管材质为12Cr1MoVG+TP347H的异种钢接头管，管段规格ϕ54×9 mm。管子开裂泄漏位置位于焊缝处，泄漏后溢出的高压蒸汽对其周边管段造成了吹损，导致其周边管段也出现爆管。至爆管发生时，锅炉累计运行时间约10万h。为查找异种钢接头管的开裂原因，防止后续泄漏爆管的发生，对该开裂泄漏的异种钢末过管段取样进行了理化性能检验并分析。

1 试验内容及结果

1.1 宏观检查

失效管段开裂位置宏观形貌如图1所示。裂口沿12Cr1MoVG侧熔合线呈狭长的缝隙状开裂。裂缝长度约占整个环焊缝周长的一半。焊缝附近管段未见明显的胀粗，管段表面因受到临近破裂管段气流反吹，出现光滑的吹损凹坑，且两处位置已出现边缘锋利的破口。将管段沿破裂的焊缝位置纵向剖开可见，该焊缝存在明显的错口，12Cr1MoVG侧内壁还出现氧化皮剥落。

图1 泄漏管外壁及内壁宏观形貌

1.2 化学成分分析

表1为开裂管焊缝两侧母材取样化学成分分析结果。结果可见，焊缝两侧母材化学成分均符合标准要求。

1.3 硬度测试

接头两侧母材硬度如表2所示，两侧硬度值均符合DL/T 438-2016对相应钢种硬度要求。

表1 化学成分分析结果（质量分数）%

表2 硬度检验结果

1.4 金相检验

12Cr1MoVG侧母材金相组织为铁素体+珠光体+贝氏体，晶粒度7～8级，如图2（a）所示。TP347H侧母材组织为奥氏体+孪晶，晶粒度5～7级，如图2（b）所示，两侧母材均未见明显的过热老化特征。焊缝组织为奥氏体枝晶，焊缝中存在多处气孔，如图2（c）、2（d）所示，部分气孔边缘较尖锐。焊缝沿12Cr1MoVG侧熔合线开裂，裂纹内部氧化严重，在裂纹内还能看到由裂纹表面向焊缝内部形成的微裂纹，如图2（e）所示。在裂纹尖端附近未开裂的区域内，熔合线位置存在明显的偏析，如图2（f）所示。

图2 接头管微观形貌

1.5 熔合区微区分析

在裂纹尖端未开裂的熔合区偏析区域进行显微硬度测试，结果如图3所示。可见，黑色偏析区域的硬度值显著高于白色偏析区域。

表3 熔合区能谱分析结果（质量分数）%

图3 熔合区硬度测试结果（HV0.02）

对熔合区的偏析区域进行扫描电镜半定量能谱分析，结果如表3及图4所示。结果显示，黑色偏析区域的碳含量显著高于白色区域，表明该位置已形成明显的脱碳层和增碳层。

图4 能谱分析结果谱线图

2 分析讨论

接头管开裂焊缝两侧母材化学成分及布氏硬度均符合相关标准要求。开裂焊缝附近管段未见明显胀粗或塑性变形，金相组织也未见明显的老化特征，可排除管段长时超温或短时超温过热导致开裂的可能性[1-2]。裂缝附近表面光滑，两处爆口边缘呈锋利的刀刃状，为明显的吹损减薄而导致的爆管[3]，而焊缝位置裂口为最早开裂泄漏的破口。

焊缝存在明显错口，且金相检验发现焊缝内部有多处气孔，部分气孔较大且边缘尖锐。少量球形显微气孔对接头的性能影响较小，但当气孔数量较多，尤其是呈密集型出现时，会割裂基体的连续性，降低接头的实际承载面积。尖锐的气孔边缘有可能在高温高压的环境下形成微裂纹并扩展。另外，焊缝两侧还存在明显的错口，也会在蒸汽流动时加剧焊缝熔合区的应力集中程度。上述焊接缺陷（或缺欠）促进了接头的破坏。

开裂管沿12Cr1MoVG侧熔合线开裂，裂纹内部氧化严重，且形成较多向焊缝内部扩展的微裂纹。可见，熔合区的抗氧化性能已明显降低。在未开裂的焊缝区域，12Cr1MoVG侧熔合区存在明显偏析，能谱分析表明该偏析区域存在脱碳层和增碳层，其中12Cr1MoVG侧形成脱碳层，而焊缝侧则形成增碳层。12Cr1MoVG与奥氏体不锈钢采用奥氏体焊材焊接后，在焊后热处理或高温下长期运行中，由于12Cr1MoVG与焊材碳含量的差异，形成了碳元素的扩展，导致熔合区12Cr1MoVG母材侧形成一层脱碳软化层，而焊缝侧则形成增碳硬化层[4]。软化层和硬化层的形成会降低接头的蠕变性能，在高温下长期运行时，在残余应力及热应力共同作用下，容易在该熔合区产生蠕变裂纹或蠕变破坏[5]。此外，12Cr1MoVG和奥氏体焊缝金属线膨胀系数相差较大，接头温度变化时会在熔合区产生热应力，对裂纹形成有一定的促进作用[6]。