电站锅炉过热器管焊缝开裂失效分析

刘天佐，刘献良，赖云亭，马芹征

(1. 华电国际电力股份有限公司技术服务分公司，山东 济南 250014；2. 苏州热工研究院有限公司，江苏 苏州 215004)

1 引言

火电锅炉受热面管服役温度高、管内压力大，管子外壁还承受高温烟气的腐蚀、冲刷等，运行工况极为恶劣，受热面管的爆管失效成为导致火电锅炉非停的重要因素，严重影响了电厂的安全生产和经济效益[1-4]。其中，末级过热器管和末级再热器管的服役温度最高，其爆管数量又显著超过水冷壁和省煤器[5]。

2 研究方法

2.1 研究对象

某电厂锅炉装机容量335MW，为亚临界压力中间一次再热控制循环汽包炉，型号为SG1025/17.44-M844，单炉膛π型露天布置，高强度螺栓全钢架悬吊结构，机组于2003年投产发电。锅炉分隔屏过热器沿炉宽方向布置4屏，每大屏由6组小管屏组成，每组小管屏共9个管圈(材质：12Cr1MoVG)，每个大屏有2根流体冷却定位管(材质：SA-213 TP347H)夹持固定，每根定位管由焊接在管子上的托块(材质：16Cr20Ni14Si2)支撑，流体冷却定位管示意图如图1(a)所示。2021年4月，某托块下焊缝发生开裂泄漏，并吹损了周边多根管段，造成分隔屏管段多处泄漏，如图1(b)所示。之后对所有流体冷却定位管托块焊缝进行扩大检查，发现另一处托块焊缝开裂，裂纹位置及形态与初次泄漏的焊缝裂纹相似，但因裂纹较浅，尚未引起管段泄漏。

图1 流体冷却定位管结构及漏点现场照片Fig.1 Schematic diagram of fluid cooling positioning tube structure and photos of the site of the leak tube

针对上述托焊缝开裂的问题，对开裂位置母管及托块取样进行试验，并根据试验结果对焊缝开裂原因进行了分析探讨。

2.2 分析方法

现场检查发现，托块开裂位置为第一漏点，其余各漏点均为明显的吹损减薄泄漏，主要针对开裂的托块焊缝处取样进行试验分析。根据开裂焊缝的宏观结构及开裂特征，对焊缝开裂原因进行初步判断，并根据上述检查结果，对焊缝及两侧分隔屏管段和托块取样进行化学成分分析、硬度测试、金相检验、拉伸性能测试等，结合焊缝开裂的位置、使用时间和工况等，对其开裂原因进行综合分析。分析中，将初次发现的泄漏点裂纹和后续排查中发现的裂纹分别记为1#-裂纹、2#-裂纹，对应的管段和托块记为1#-母管、1#-托块、2#-母管、2#-托块。

分析过程使用的主要设备如下：采用OPTIMA2100DV型全谱直读等离子发射光谱仪进行母管及托块化学成分分析、采用ZEISS Sigma 300场发射扫描电子显微镜对焊缝成分进行半定量分析、采用100kN AG-IC 岛津电子万能材料试验机进行拉伸性能测试、采HBS-3000型数显布氏硬度计进行硬度测试、采用Zeiss Axiovert 200MAT倒置万能材料显微镜进行金相检验等。

3 结果与讨论

3.1 宏观检验

图2为两开裂焊缝取样宏观照片，两裂纹均位于管段与托块焊接的母管侧熔合区，其中1#-裂纹长约250mm，开口相对较大，2#-裂纹长约200mm，开口较小。裂纹附近均无明显的塑性变形，呈脆性开裂特征。

图2 裂纹宏观形貌(左图为1#-裂纹管；右图为2#-裂纹管)Fig.2 Macroscopic morphology of cracks(The picture on the left is 1#-cracked tube，and the right is the 2#-crack tube)

根据检查结果可以看出，两焊缝开裂形态基本相同，可知其开裂性质和开裂原因上具有共性，因此仅针对其中一处开裂位置取样分析即可，此处选取发生泄漏的1#-裂纹取样进行分析。

3.2 化学成分分析

表1为选取的1#-裂纹管及托块取样的化学成分分析结果。开裂焊缝处母管材质12Cr1MoVG，托块材质16Cr20Ni14Si2，两牌号的化学成分要求分别在GB/T5310-2017《高压锅炉用无缝钢管》和GB/T4238-2015《耐热钢钢板和钢带》中做了规定，如表1所示。结果可见，母管和托块的化学成分均分别满足上述标准要求，不存在材质错用的问题。

表1 化学成分分析结果 ωt/%Tab.1 Chemical composition analysis results

由于焊缝区域较小，未能取样进行常规化学成分分析，因此利用扫描电子显微镜及能谱分析系统对焊缝区域开展能谱半定量分析，以确定焊材的选用情况。能谱分析结果如图3所示，显示焊材为18Cr-8Ni的奥氏体型铁基合金焊材。参考DL/T752-2010《火力发电厂异种钢焊接技术规程》，托块材质16Cr20Ni14Si2为奥氏体型不锈(耐热)钢，其类别及组别应为C-Ⅲ，与C-Ⅲ组成的异种钢接头，设计温度高于425℃时，应选用镍基焊接材料。可见，本次焊接存在焊材选用不当的问题。

图3 焊缝能谱分析结果Fig.3 Weld energy spectroscopic analysis results

3.3 力学性能测试

因焊缝开裂位置位于母管侧焊缝熔合区，并向母管扩展导致泄漏，因此需对母管的力学性能进行测试，分析是否存在母管力学性能不合格的情况。对焊缝附近母管取全壁厚弧形拉伸试样，进行室温拉伸性能测试，结果如表2所示。表中同时将GB/T5310-2017对12Cr1MoVG钢管的力学性能要求列出。结果可见，开裂母管的力学性能满足上述标准要求，表明焊缝发生开裂与母管力学性能无关。

表2 力学性能测试结果Tab.2 Mechanical properties test results

3.4 金相分析

图4为1#-裂纹管裂纹附近取样金相检验照片。母管显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体，组织球化级别约2级(轻度球化)，显微组织正常。裂纹沿母管与焊缝的熔合区开裂，向母管扩展，在熔合线位置能看到黑色的偏析带。在裂纹扩展较深的位置取样观察裂纹尖端发现，裂纹开口相对较大，尖端圆钝，且裂纹两侧氧化皮较厚，具有受热面管疲劳裂纹扩展的特征[6-7]。

图4 金相检验照片Fig.4 Metallographic photographs

3.5 熔合区微观分析

对上述金相检验中发现的熔合区置于扫描电镜下观察，中间一条带状区域为成分偏析带，左侧为奥氏体型焊材，右侧为12Cr1MoVG管材基体。

为分析上述成分偏析带的元素偏析情况，进而对偏析带的性能及对熔合区的影响进行分析，对上述偏析区域及两侧进行能谱分析，结果如图5所示。其中谱图1为左侧焊材区、谱图2为中间成分偏析带、谱图3为右侧12Cr1MoVG管材。结果可见，中间偏析带(谱图2)的C含量明显高于两侧金属，说明该区域存在C元素的偏析。

图5 熔合区偏析带及两侧基材能谱分析结果Fig.5 Energy analysis results of segregation band in the fusion zone and the base material on both sides

为使C元素在成分偏析带及两侧金属中的变化趋势更加直观，做出了沿偏析带及两侧区域的元素线扫描分布图。为减少图形中线条过多引起杂乱，影响分析，图中剔除了含量较低且变化趋势不明显、以及对分析意义不大的其他元素，仅保留了Fe、Cr、C三种元素。线扫描结果如图6所示。从图中可以清晰的看到在偏析带出现了C元素含量显著升高的趋势。

图6 熔合区偏析带元素含量变化趋势Fig.6 Trend of element content in the segregation zone of the fusion zone

3.6 综合分析

(1)母管和托块的化学成分均满足相关标准要求，母管的力学性能也符合标准要求，由此可排除材质本身的问题。裂纹由母管与托块焊接熔合区的外壁表面启裂，组织球化级别约2级(轻度球化)，结合裂口的宏观形貌也不具有长时过热或短时过热的特征[8-11]，由此可排除管段超温运行的因素。

(2)开裂焊缝为托块与管子对接的角焊缝，开裂位置位于焊趾处，该位置为服役时应力集中最明显的区域，且裂纹尖端具有疲劳裂纹的特征可以判断，裂纹的形成与该位置的应力集中有关。结合管子在炉膛中的布置情况，开裂焊缝所在管段处在炉膛正上方分隔屏的中间位置，该位置为切圆燃烧烟气消旋的主要承力区域，分隔屏频繁晃动，托块作为流体冷却定位管的支撑部件，托块和定位管一起随着管屏晃动，机组长期运行过程中，在管子与托块的角焊缝部位产生了较高的应力集中，引起裂纹沿最薄弱的焊接熔合区开裂，是导致本次焊缝发生开裂泄漏的主要外力因素。但对于纯粹的疲劳裂纹而言，裂纹(或断口)往往较为平齐，而本次裂纹却沿熔合线开裂，可见本次裂纹的形成并非完全是由外力导致的疲劳开裂。

(3)12Cr1MoVG属于低合金珠光体型耐热钢，采用奥氏体型铁基合金焊材进行异种钢焊接时，12Cr1MoVG与奥氏体焊缝之间合金元素含量相差较大，尤其是碳化物形成元素Cr，在奥氏体焊缝中的含量要远远大于12Cr1MoVG基体。在焊后热处理或高温下长期运行中，由于合金元素含量的差异，会在熔合区附近发生碳元素的扩散迁移，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[12-15]。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[16]。此外，12Cr1MoVG和奥氏体焊缝金属热膨胀系数相差较大[17-19]，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[20]。本案例中，母管的球化级别较低(仅约2级)，焊接熔合区尚不足于形成蠕变裂纹，熔合区C迁移引起的脱碳层和增碳层在热应力和机械应力下会导致两侧金属变形不协调，促进熔合区疲劳开裂。

(4)在火电锅炉过热器和再热器的低温段和高温段的温度变化区域往往存在大量的铁素体类耐热钢(12Cr1MoVG、T91等)与奥氏体不锈钢(TP304H、TP347H等)的异种钢接头。在上述异种钢焊接中多采用镍基合金焊材进行填充，一方面，镍基合金焊材由于镍元素含量较高，可以在一定程度上抑制C迁移，从而降低熔合区增碳与脱碳的倾向；另一方面，镍基合金焊材的热膨胀系数介于铁素体类钢与奥氏体不锈钢之间，可以降低焊接、热处理及后期运行过程的热应力[21-24]。

(5)在受热面管的对接焊缝中，铁素体类合金钢和奥氏体不锈钢的异种钢焊缝长时服役后形成的异种钢焊缝开裂，裂纹会沿铁素体类合金钢一侧的熔合区开裂，并沿熔合区扩展。本次的焊缝开裂中，裂纹形成后并未沿熔合区扩展，而是向母管扩展，这是因为托块焊接在管子表面形成角焊缝，管屏沿不同方向振动时，流体冷却定位管、托块和母管三者的相对运动对角焊缝处造成的应力分布情况较为复杂。裂纹在焊趾处形成后，裂纹内部发生了高温氧化，之后在管子振动、温度波动等多重应力作用下，裂纹发生了疲劳扩展，导致裂纹穿透管壁而泄漏。

4 结论与建议

(1)母管和托块的化学成分均满足相关标准要求，不存在材质错用的情况。母管的力学性能也满足标准要求，且组织老化轻微，可排除超温运行导致开裂的情况。

(2)开裂焊缝所在管段频繁晃动，机组长期运行过程中，在管子与托块的角焊缝部位产生了较高的应力集中，是导致本次焊缝发生开裂的主要外力因素。

(3)在长期高温高压运行后，母管与奥氏体焊缝的熔合区发生了C迁移，引起熔合区性能劣化，是导致焊缝开裂的内在因素。奥氏体型铁基焊材的选用，相较于镍基合金焊材而言，前者焊接接头的寿命较短，在一定程度上促进了裂纹的形成。

根据上述分析结果，提出具体建议：对吹损减薄的管子进行测厚，对不符合要求的进行更换。对相同结构的焊缝扩大排查，对发现裂纹的管子要立即更换，并在更换过程严格执行焊接工艺措施，如采用镍基合金焊材等。通过增加托块数量来分散受力、优化母管与托块的焊接结构等方式，减小焊趾处应力集中，从而延缓裂纹的形成和扩展。