王 強(qiáng)， 安洪亮， 馮 瑞， 靳 彤

(1.陜西榆林能源集團(tuán)橫山煤電有限公司，陜西 榆林 719000； 2.哈爾濱焊接研究院有限公司，黑龍江 哈爾濱 150028)

引 言

某超超臨界1 000 MW機(jī)組，鍋爐為DG3000/29.4-Ⅱ1型。鍋爐高溫過熱器管接頭材質(zhì)為：SA-213T91，規(guī)格為：Φ45 mm×7.5 mm。在設(shè)備的安裝過程中采用TIG焊進(jìn)行焊接，熱處理采用柔性陶瓷電阻加熱器進(jìn)行加熱。熱處理完成后對(duì)焊縫及其附近的母材進(jìn)行無損及力學(xué)性能檢測(cè)，發(fā)現(xiàn)焊口附近經(jīng)過熱處理后的母材較原始母材的200 HBHLD下降30 HBHLD～50 HBHLD，部分焊縫的硬度較熱處理前的約400 HBHLD下降至約160 HBHLD，而部分焊縫硬度較熱處理前變化不大。

1 試驗(yàn)方法及結(jié)果

1.1 試驗(yàn)方法

現(xiàn)場(chǎng)焊接的熱輸入及熱處理曲線示意圖見圖1，選取了2條典型異常管焊接接頭取樣進(jìn)行化學(xué)成分、力學(xué)性能和金相組織分析。兩段檢驗(yàn)用樣均以環(huán)縫為中心，包含熱處理段母材和原始母材段，樣品編號(hào)依次為1號(hào)、2號(hào)，管道編號(hào)見圖2。其中,1號(hào)在焊接熱影響區(qū)外，距離熔合線約10 mm區(qū)域的硬度在167 HBHLD～174 HBHLD，焊縫的硬度在157 HBHLD～164 HBHLD；2號(hào)在焊接熱影響區(qū)外，距離熔合線約10 mm區(qū)域的硬度在131 HBHLD～133 HBHLD，焊縫的硬度在390 HBHLD～400 HBHLD。

1.2 化學(xué)成分分析

1號(hào)、2號(hào)原始母材及其焊縫的化學(xué)成分結(jié)果及GB/T5310標(biāo)準(zhǔn)對(duì)10Cr9Mo1VNbN(對(duì)應(yīng)T91)的要求如第40頁表1所示。由表1可知，兩段管材的原始母材化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)要求，焊縫金屬的化學(xué)成分檢測(cè)結(jié)果與母材的化學(xué)成分基本相當(dāng)，焊材與母材應(yīng)屬匹配材質(zhì)。

圖1 現(xiàn)場(chǎng)焊接熱輸入及熱處理曲線

圖2 管道的編號(hào)及取樣位位置

1.3 力學(xué)性能試驗(yàn)

取1號(hào)、2號(hào)原始母材進(jìn)行拉伸、硬度試驗(yàn)與GB/T5310-2017、DL/T438-2016等標(biāo)準(zhǔn)中對(duì)10Cr9Mo1VNbN(對(duì)應(yīng)T91)的性能規(guī)定進(jìn)行對(duì)比。材料的拉伸試驗(yàn)結(jié)果見第40頁表2。由表2可知，原始母材的室溫拉伸檢驗(yàn)結(jié)果(屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率)均符合GB/T 5310-2017中對(duì)10Cr9Mo1VNbN(對(duì)應(yīng)T91)的拉伸性能規(guī)定。材料的硬度試驗(yàn)結(jié)果見表3，由表3可知，原始母材的布氏硬度檢驗(yàn)結(jié)果較為穩(wěn)定，約在HB 200左右，符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

表1 母材及焊縫化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 母材拉伸試驗(yàn)結(jié)果

表3 母材硬度測(cè)試結(jié)果

對(duì)兩組試樣的焊縫及距焊縫約10 mm處的母材段(進(jìn)行過焊后熱處理的區(qū)域)，進(jìn)行布氏硬度檢測(cè)，檢測(cè)結(jié)果見表4。由表4可知，1號(hào)的焊縫硬度(約HB 170)低于原始母材硬度(約HB 200)，2號(hào)的焊縫硬度(約HB 400)明顯高于原始母材硬度(約HB 200)。1號(hào)、2號(hào)焊后熱處理段硬度比原始母材硬度低HB 30～HB 50。

表4 焊縫及其鄰近區(qū)域硬度試驗(yàn)結(jié)果

1.4 金相組織分析

1.4.1 管道原始金相分析

1號(hào)原始母材金相組織見圖3a)，為回火索氏體，晶粒較細(xì)，碳化物尺寸較大，大部分晶粒內(nèi)馬氏體位向特征基本消失，少部分晶粒內(nèi)可見1條～2條碳化物沿特定晶面分布線。碳化物主要集中于晶界，晶內(nèi)碳化物數(shù)量較少且尺寸較大，金相組織介于回火索氏體和鐵素體與碳化物之間。2號(hào)原始母材金相組織見圖3b)，為回火索氏體，晶粒稍大，碳化物尺寸和分布特征與1號(hào)上側(cè)原始母材金相組織基本相同。

圖3 母材組織

1.4.2 距離焊縫10 mm處金相分析

分別對(duì)兩組試樣距離焊縫10 mm的區(qū)域的管道進(jìn)行金相分析，該區(qū)域的管道未受焊接熱影響區(qū)域的影響，但該區(qū)域進(jìn)行過焊后熱處理。

1號(hào)未受焊接熱影響的熱處理段母材金相組織見圖4a)，為回火索氏體，組織形態(tài)與原始母材金相組織相當(dāng),碳化物有粗化傾向。2號(hào)未受焊接熱影響的熱處理段母材金相組織見圖4b)，為回火索氏體+等軸鐵素體，有在Ac1附近或Ac1以上雙相區(qū)回火的組織特點(diǎn)，屬熱處理超溫的異常組織。

圖4 未受焊接熱影響的熱處理段母材組織

1.4.3 焊縫及其熱影響區(qū)域的金相分析

在兩個(gè)焊縫處取樣進(jìn)行了焊縫和熱影響區(qū)金相組織分析。

1號(hào)：焊縫的金相組織見第41頁圖5a)，為回火索氏體，碳化物尺寸較大，呈顆粒狀，在晶界和板條界析出，馬氏體分解顯著；焊接熱影響相變區(qū)金相組織見圖5b)，為回火索氏體，晶界碳化物呈鏈狀，晶內(nèi)碳化物較少，有的晶?？梢娞蓟镅伛R氏體位向分布；焊接熱影響不完全相變區(qū)金相組織見圖5c)，為鐵素體+碳化物+少量回火索氏體，顆粒狀碳化物析出顯著，顆粒較大，回火索氏體區(qū)碳化物較為密集。

圖5 1號(hào)焊縫及其熱影響區(qū)域的金相組織

2號(hào)：焊縫金相組織見圖6a)，金相組織屬回火馬氏體，但馬氏體板條特征清晰，馬氏體分解、碳化物析出不明顯，硬度偏高(HV1410，相當(dāng)于HB 388)；2號(hào)母材側(cè)焊接熱影響相變區(qū)金相組織見圖6b)，為回火馬氏體，呈等軸晶特征，但馬氏體板條特征清晰，碳化物析出不明顯；焊接熱影響不完全相變區(qū)金相組織見圖6c)，為鐵素體+碳化物+回火索氏體+回火馬氏體，碳化物主要分布于鐵素體晶界，顆粒較大，回火索氏體碳化物分布較彌散，深色區(qū)域?yàn)榛鼗瘃R氏體，馬氏體分解跡象不明顯[1]。

圖6 2號(hào)焊縫及其熱影響區(qū)域的金相組織

1.5 T91熱處理模擬試樣及性能測(cè)試

選取1號(hào)、2號(hào)原始母材依照現(xiàn)場(chǎng)焊接后熱處理工藝(工藝曲線如圖1)進(jìn)行模擬熱處理，熱處理制度為：由室溫以<150 ℃/h速度升溫至760 ℃，保溫1 h，再以<150 ℃/h速度降溫至室溫。

對(duì)模擬熱處理后的母材進(jìn)行拉伸、硬度、沖擊性能試驗(yàn)并與GB/T5310-2008及DL/T438-2016等標(biāo)準(zhǔn)中對(duì)10Cr9Mo1VNbN(對(duì)應(yīng)T91)的性能規(guī)定進(jìn)行對(duì)比。材料的拉伸試驗(yàn)結(jié)果見表5。由表5可知，經(jīng)上述熱處理的母材室溫拉伸檢驗(yàn)結(jié)果(屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率)與熱處理前相比幾乎沒有差別。材料的硬度、沖擊試驗(yàn)結(jié)果見表6、表7。由表6、表7可知經(jīng)上述熱處理的母材的布氏硬度和沖擊檢驗(yàn)結(jié)果較為穩(wěn)定，與熱處理前相比變化不大，比該管進(jìn)行焊接后回火熱處理穩(wěn)定得多。

表5 熱處理后母材拉伸試驗(yàn)結(jié)果

表6 熱處理后母材硬度試驗(yàn)結(jié)果

表7 熱處理后母材沖擊試驗(yàn)結(jié)果

1號(hào)、2號(hào)母材經(jīng)模擬熱處理后，金相組織分別為圖7a)、圖7b)。組織形態(tài)與原始母材金相組織基本相當(dāng)，為回火索氏體。

圖7 熱處理后母材組織

1.6 掃描電鏡(SEM)分析

選取1號(hào)原始母材拉伸斷口進(jìn)行SEM分析，斷口的整體形貌見圖8a)，頸縮現(xiàn)象明顯，斷面起伏較大，符合韌性斷口的一般特征，微觀斷口形貌見照片分別為圖8b)、圖8c)，呈均勻細(xì)小韌窩狀，符合T91的斷裂形貌[2]。相關(guān)研究表明[3]，T91材料的強(qiáng)化相主要為M23C6，碳化物的尺寸一般在0.08 μm～0.3 μm。第42頁圖9a)為1號(hào)原始母材，碳化物大量在晶界析出，碳化物顆粒的尺寸約在0.1 μm～0.2 μm。圖9b)為1號(hào)原始母材經(jīng)過模擬熱處理后的SEM圖片。從圖片上可以看出熱處理前后，碳化物的析出及分布狀況、碳化物尺寸基本相同。

圖8 1號(hào)原始母材拉伸斷口SEM圖

2 分析與討論

原始母材的布氏硬度檢驗(yàn)結(jié)果較為穩(wěn)定，約為HB200，符合GB/T 5310-2008中對(duì)10Cr9Mo1VNbN(相當(dāng)于T91)的硬度規(guī)定，原始管材硬度合格。樣品距焊縫約10 mm處的現(xiàn)場(chǎng)熱處理段母材布氏硬度均明顯低于原始母材硬度。

圖9 母材組織SEM圖

模擬熱處理母材的布氏硬度檢驗(yàn)結(jié)果與原始母材硬度值基本相當(dāng)，未見明顯變化，滿足標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定。根據(jù)原始母材與模擬母材硬度基本相當(dāng)，而現(xiàn)場(chǎng)熱處理段母材硬度發(fā)生明顯降低現(xiàn)象，推測(cè)現(xiàn)場(chǎng)熱處理控制不當(dāng)。2號(hào)焊縫的布氏硬度約為HB400，1號(hào)焊縫的布氏硬度約為HB170，不同焊縫的硬度存在較大差異，焊縫和熱處理段母材的硬度也存在較大差異，屬異?，F(xiàn)象，推測(cè)和現(xiàn)場(chǎng)熱處理控制有關(guān)。1號(hào)焊接接頭的焊縫、熱影響區(qū)金相組織出現(xiàn)大量鐵素體+碳化物，存在回火過度的現(xiàn)象?，F(xiàn)場(chǎng)焊接熱處理后，2號(hào)的上、下側(cè)未受焊接熱影響的熱處理段母材組織均存在異常，推測(cè)現(xiàn)場(chǎng)焊后熱處理工藝控制不當(dāng)。

所取樣的原始母材金相組織均為回火索氏體，其碳化物明顯集聚長大，晶界處碳化物較大，呈鏈狀，晶內(nèi)碳化物較少，少部分晶內(nèi)可見碳化物按一定位向特分布。從金相組織中可以看到，該組織缺少起強(qiáng)化作用的回火馬氏體板條碎片形成的精細(xì)亞結(jié)構(gòu)，晶內(nèi)碳化物數(shù)量較少且尺寸較大，彌散強(qiáng)化作用明顯減弱，多數(shù)晶內(nèi)馬氏體位向模糊，材質(zhì)處于過度回火狀態(tài)，其使用壽命將受到損傷[4]。按其金相組織形態(tài)，不符合GB/T 5310-2017中規(guī)定10Cr9Mo1VNbN(相當(dāng)于T91)規(guī)定其組織為回火馬氏體或保持馬氏體位向的回火索氏體。

3 結(jié)論及建議

1) 鍋爐高溫過熱器管使用的T91管性能符合GB/T5310-2017標(biāo)準(zhǔn)中對(duì)10Cr9Mo1VNbN的要求，但從金相組織看，不符合標(biāo)準(zhǔn)中“回火馬氏體或保持馬氏體位向的回火索氏體”的規(guī)定，因此，其金相組織有過度回火之嫌，過度回火將影響鋼管的使用壽命。

2) 1號(hào)和2號(hào)管焊接接頭金相組織檢驗(yàn)和硬度測(cè)試結(jié)果表明，焊接接頭金相組織變化和硬度大幅度的波動(dòng)是由于焊后熱處理溫度控制不當(dāng)造成的。其結(jié)果將嚴(yán)重影響管的使用壽命，甚至直接報(bào)廢。

3) 對(duì)T91的金相檢驗(yàn)中要特別注意觀察金相中碳化物的集聚狀況、碳化物數(shù)量多少、碳化物分散度等狀況，特別是注意觀察馬氏體板條及位向特征。T91金相組織特征可能會(huì)影響管道的服役壽命。