范志東，都勁松，張志博，田 進(jìn)，馬翼超，牛 坤，郭衛(wèi)銓，劉承鑫

(1.西安熱工研究院有限公司，陜西 西安710054)(2.西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，陜西 西安 710049)

1 前 言

為提高機(jī)組效率、減少煤耗，火力發(fā)電機(jī)組蒸汽參數(shù)不斷提高，鍋爐過熱面的服役環(huán)境也越發(fā)苛刻，導(dǎo)致鍋爐水冷壁、過熱器、再熱器、省煤器等受熱面管(以下簡(jiǎn)稱“四管”)成為失效最多的部件[1,2]。鍋爐“四管”失效的常見失效形式包括：過熱、磨損減薄、外壁煙氣腐蝕、內(nèi)壁腐蝕、焊縫失效等，此方面的失效分析工作也相對(duì)較多[2-5]。由于“四管”泄露后無法做到立刻停爐，初始泄露的高壓蒸汽或水會(huì)造成設(shè)備損壞的擴(kuò)大，苛刻的服役環(huán)境還會(huì)對(duì)初始漏點(diǎn)造成破壞，影響失效分析工作[6]。但是為了防止同類型事件的反復(fù)發(fā)生，失效分析工作又是十分必要的。

近期，某國(guó)產(chǎn)電廠超超臨界參數(shù)鍋爐發(fā)生低溫再熱器泄露事故，但基于電網(wǎng)穩(wěn)定考慮，機(jī)組并未立刻停機(jī)，而是繼續(xù)運(yùn)行了10 d后才調(diào)停消缺，造成了泄露危害的擴(kuò)大，也為確認(rèn)第一漏點(diǎn)位置工作帶來困難。本文對(duì)爆管原因進(jìn)行了失效分析，并提出了相應(yīng)處理措施，以保障機(jī)組的安全可靠運(yùn)行。

2 實(shí)驗(yàn)方法

漏點(diǎn)位于低溫再熱器水平段對(duì)接焊縫附近，泄露管樣材質(zhì)為12Cr1MoVG，尺寸為Φ63.5 mm×5.5 mm?，F(xiàn)場(chǎng)情況如圖1a所示，可見泄露管子均有吹損減薄現(xiàn)象，漏點(diǎn)便位于減薄區(qū)域內(nèi)，為開口型破口，邊緣向外翻折，塑性變形明顯。然而，其中管子A15-3漏點(diǎn)為裂紋型和破口型兩類，破口型漏點(diǎn)表面有吹損減薄現(xiàn)象，但破口邊緣無向外翻的現(xiàn)象，裂紋型漏點(diǎn)處無吹損減薄現(xiàn)象(圖1b)，說明破口型漏點(diǎn)形成后管內(nèi)已失壓，故破口邊緣未向外翻，據(jù)此推斷：第一漏點(diǎn)在該管樣上，漏點(diǎn)為裂紋。下面的失效分析主要針對(duì)第一漏點(diǎn)管樣進(jìn)行。

針對(duì)管樣的失效分析工作包括：資料收集、宏觀觀察、化學(xué)成分分析、顯微組織檢測(cè)、斷口形貌檢測(cè)、顯微硬度分析、室溫拉伸性能測(cè)試等。

圖1 低溫再熱器水平段泄露位置現(xiàn)場(chǎng)照片：(a)失效管子，(b)第一漏點(diǎn)管子Fig.1 Digital photos of damaged low temperature reheat tubes:(a)all failed tubes,(b)firstly failed tube

3 結(jié)果與討論

3.1 宏觀檢查

管樣A15-3的泄漏點(diǎn)外觀形貌如圖2所示?？梢姡鸭y位于焊縫熔合線，附近有吹損減薄特征，無脹粗、塑性變形、機(jī)械損傷等特征。剖開管子后觀察，管內(nèi)、外表面均無“樹皮狀”氧化皮、異物、腐蝕等現(xiàn)象，但焊縫根部成型較差。裂紋沿周向分布，外壁側(cè)環(huán)向跨度約160°，內(nèi)壁側(cè)環(huán)向跨度為約90°，即外壁側(cè)裂紋長(zhǎng)度大于內(nèi)壁裂紋長(zhǎng)度，據(jù)此推算裂紋是由外壁向內(nèi)壁擴(kuò)展。

圖2 管樣漏點(diǎn)宏觀形貌：(a)漏點(diǎn)外壁宏觀形貌，(b)漏點(diǎn)內(nèi)壁宏觀形貌Fig.2 Digital photos of the failed tube:(a)external morphology,(b)internal morphology

3.2 化學(xué)成分分析

對(duì)管樣的母材和焊縫進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表1。由表1可見，管樣中母材段的化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)要求。焊縫段的各元素含量均符合標(biāo)準(zhǔn)中關(guān)于12Cr1MoVG焊材R317成分的要求，但額外含有質(zhì)量分?jǐn)?shù)0.15%的Cu元素。說明該焊縫所用焊材受到了污染，側(cè)面反映了焊接過程質(zhì)量控制不力。

表1 管樣化學(xué)成分分析結(jié)果Table 1 Chemical composition of failed tube(ω/%)

3.3 顯微組織分析

分別對(duì)管樣母材段和焊縫段進(jìn)行顯微組織分析。12Cr1MoVG的供貨狀態(tài)一般為正火加回火，其正常金相組織為鐵素體+貝氏體。母材管段向火側(cè)顯微組織如圖3所示，可見其顯微組織為鐵素體+貝氏體，貝氏體以顆粒狀呈聚集形態(tài)分布，無組織老化特征。

圖3 管樣母材段向火側(cè)顯微組織照片F(xiàn)ig.3 Microstructure of the base metal 12Cr1MoV from fire-facing side

管樣焊縫段軸向截面低倍照片如圖4所示。裂紋萌生于焊縫外壁熱影響區(qū)(heat offect zone,HAZ)的粗晶區(qū)，由外向內(nèi)擴(kuò)展至細(xì)晶區(qū)。正火細(xì)晶區(qū)組織為均勻細(xì)小的貝氏體+鐵素體，晶粒尺寸約為10～15 μm；過熱粗晶區(qū)組織為鐵素體+貝氏體，晶粒尺寸約為50～70 μm；焊縫組織為貝氏體組織，鐵素體沿原奧氏體晶界分布。焊縫區(qū)可見上下兩個(gè)區(qū)域，晶粒度差異明顯。研究表明[7,8]：隨著焊接熱輸入量的增加，焊縫的晶粒尺寸呈粗化趨勢(shì)，據(jù)此推斷：管樣焊接過程工藝參數(shù)不穩(wěn)定，后續(xù)焊接熱輸入量過大。

對(duì)裂紋環(huán)向截面顯微組織進(jìn)行高倍觀察可知：主裂紋的中間(圖5a)和邊緣部分(圖5b)具有明顯的沿晶擴(kuò)展特征，并附有很多沿晶微裂紋。此外，主裂紋附近區(qū)域觀察到獨(dú)立的晶間裂紋、晶界孔洞等蠕變損傷組織，但是貝氏體區(qū)域仍然存在，其形態(tài)較為清晰，晶界處也未觀察到粗塊狀或鏈狀碳化物，貝氏體無明顯老化趨勢(shì)，說明蠕變損傷并非由長(zhǎng)期超溫運(yùn)行所致[9]。

3.4 顯微硬度分析

分別對(duì)管樣的焊縫內(nèi)外壁附近區(qū)域(圖6中位置L.1和L.2)、熱影響粗晶區(qū)(位置L.3)、熱影響細(xì)晶區(qū)(位置L.4)和母材段(位置L.5)進(jìn)行顯微硬度分析，將測(cè)試結(jié)果與DL/T 438-2016《火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程》所描述的12Cr1MoVG管材及其焊縫的硬度值進(jìn)行對(duì)比，位置和測(cè)試結(jié)果見圖6。由圖6可見，管樣中母材段的硬度值符合標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定，熱影響區(qū)的粗、細(xì)晶區(qū)的硬度值都超過標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的上限值，焊縫內(nèi)、外區(qū)域的硬度值也超過標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的上限值。

圖4 焊縫段軸向截面低倍照片：(a)裂紋貫穿段，(b)裂紋未貫穿段Fig.4 Optical images of the macrostructure of weld joint on the axial section:(a)penetrated part,(b)not-penetrated part

圖5 裂紋環(huán)向截面顯微組織照片：(a)裂紋中間段，(b)裂紋邊緣Fig.5 Microstructure of weld joint on the circular section:(a)middle part,(b)edge part

研究表明[7,8]：隨著焊接熱輸入量的增加，焊縫各區(qū)域的硬度均呈增高趨勢(shì)；這與本文3.3節(jié)的焊縫顯微組織特點(diǎn)相吻合，表明管樣焊接過程中工藝參數(shù)控制不佳，熱輸入量過大。硬度超標(biāo)也表明該區(qū)域的殘余應(yīng)力較高。

圖6 管樣不同位置的顯微硬度值Fig.6 Vickers hardness of different locations in failed tube

3.5 主裂紋斷口形貌分析

主裂紋斷口形貌的SEM照片見圖7。由圖7可知，斷口整體起伏不平，斷口微觀呈冰糖狀，晶界形貌清晰可見，裂紋沿晶擴(kuò)展特征明顯；此外，斷口主裂紋附近觀察到大量二次微裂紋(圖7a)。高倍下，沿晶斷面上可觀察到很多小韌窩(圖7b)，表明沿晶裂紋是由晶界上的空洞形核、長(zhǎng)大及相互連接而成，這種脆性沿晶斷裂行為被定義為“微孔聚集型沿晶斷裂(intergranular microvoid coalescence mode,IGMVC)”[10]。研究發(fā)現(xiàn)[7]：當(dāng)焊接熱輸入量較高時(shí)，焊縫的斷口形貌表現(xiàn)出均一的IGMVC特征。結(jié)合本文3.3節(jié)的焊縫外壁區(qū)粗大晶?，F(xiàn)象，推算管樣焊接過程中存在焊接熱輸入量過高現(xiàn)象。斷口的沿晶斷裂特征與管樣主裂紋截面金相檢測(cè)結(jié)果吻合。

圖7 管樣裂紋斷口形貌照片F(xiàn)ig.7 SEM images of fracture morphologies of failed tube

3.6 裂紋類型討論

本文中管樣的第一漏點(diǎn)為焊縫熱影響區(qū)的貫穿性裂紋，晶間腐蝕、應(yīng)力腐蝕、脆性超載、蠕變失效均會(huì)造成裂紋類缺陷[11-13]；但通過對(duì)比(表2)，排除上述失效機(jī)制的可能性。本文中的裂紋可能為多種損傷機(jī)制協(xié)同作用的結(jié)果，從裂紋的產(chǎn)生部位、擴(kuò)展類型、金相和掃描電鏡組織照片等宏觀和微觀特征判斷，該裂紋具備再熱裂紋的典型特征。

表2 可能性失效類型及特點(diǎn)Table 2 Probable failure mechanism of cracks in present work

關(guān)于CrMoV類耐熱鋼再熱裂紋的研究[14-16]中對(duì)再熱裂紋的典型特征描述較為一致：多發(fā)生在焊接粗晶熱影響區(qū)、裂紋多沿晶擴(kuò)展、焊縫處存在額外應(yīng)力作用、多產(chǎn)生于高溫環(huán)境、是一種在弱晶界區(qū)域的蠕變應(yīng)力釋放過程。在應(yīng)力作用下，焊縫粗晶熱影響區(qū)原奧氏體晶粒晶界上形成孔洞；孔洞互相連接，形成微裂紋；微裂紋逐漸長(zhǎng)大并互相連接，最終形成宏觀裂紋，如圖8所示。

圖8 焊縫粗晶熱影響區(qū)再熱裂紋形成示意圖Fig.8 Illustration of reheat intergranular crack in the coarsened grain in HAZ

3.7 焊縫再熱裂紋形成原因

合金的再熱裂紋傾向與Cr,Mo,V,Nb,Ti等元素密切相關(guān)，通常用再熱裂紋敏感因子ΔG1(式1)來評(píng)價(jià)材料的再熱裂紋敏感性[12]：

ΔG1=100×(Cr+3.3Mo+8.1V+10C)-2

(1)

式中，Cr，Mo，V，C等表示相應(yīng)元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)，其單位均為%。ΔG1>2時(shí)，對(duì)再熱裂紋敏感；1.5<ΔG1<2時(shí)，對(duì)再熱裂紋敏感性一般；ΔG1<1.5時(shí)，對(duì)再熱裂紋不敏感。12Cr1MoV的ΔG1為2.223，對(duì)再熱裂紋敏感。對(duì)于再熱裂紋敏感材料，良好的焊接質(zhì)量是防止再熱裂紋的關(guān)鍵，但本文失效管樣的焊接質(zhì)量卻控制不佳，為再熱裂紋的形成提供了條件。

額外應(yīng)力作用。失效管樣焊縫為直管對(duì)接焊縫，此類焊縫的結(jié)構(gòu)應(yīng)力較低，焊縫外壁表面硬度高、殘余應(yīng)力高。由焊縫各區(qū)域金相和硬度分析可知，管樣焊縫后序熱輸入量過大，易在熔合線附近造成咬邊缺陷，引起更大應(yīng)力集中效應(yīng)[17]，為再熱裂紋形成提供了應(yīng)力條件。

晶粒粗大。焊縫外壁區(qū)域、粗晶熱影響區(qū)的晶粒尺寸過大。研究[14]發(fā)現(xiàn)：晶粒越大，晶界兩側(cè)晶粒的取向差越大、晶粒間協(xié)調(diào)變形的能力越差，易造成局部位錯(cuò)塞積、應(yīng)力集中，誘發(fā)晶間蠕變孔洞來釋放應(yīng)力。這與本文3.3節(jié)裂紋顯微組織觀察結(jié)果吻合：與主裂紋相比，熱影響細(xì)晶區(qū)裂紋附近的晶界孔洞、裂紋等組織數(shù)量大大減少。

綜上所述，焊接質(zhì)量差是管樣焊縫再熱裂紋失效的主要原因。

4 結(jié) 論

通過對(duì)失效管樣的宏觀形貌、化學(xué)成分、顯微組織、斷口微觀形貌、力學(xué)性能等方面進(jìn)行分析，結(jié)合已有文獻(xiàn)工作研究，得出結(jié)論：

(1)管樣焊縫裂紋位于焊縫粗晶熱影響區(qū)，從外壁向內(nèi)壁沿晶擴(kuò)展，屬于再熱裂紋；

(2)管樣再熱裂紋失效主要源自焊縫焊接質(zhì)量差，焊縫各區(qū)域硬度超標(biāo)、晶粒粗大。

根據(jù)管樣失效類型和原因分析結(jié)果，建議電廠加強(qiáng)12Cr1MoVG鋼的焊接質(zhì)量管理工作，確保焊接工藝的正確執(zhí)行。