劉獻(xiàn)良，夏福慶，張國棟，夏咸喜

(1.蘇州熱工研究院有限公司，江蘇 蘇州 215004；2.華能寧夏大壩電廠四期發(fā)電有限公司，寧夏 青銅峽 751607)

0 引言

Super304H和HR3C均為日本研發(fā)的用于超(超)臨界機組的奧氏體耐熱鋼，其牌號分別對應(yīng)于ASME SA-213標(biāo)準(zhǔn)中的S30432和TP310HCbN。Super304H是在TP304H的基礎(chǔ)上，通過降低Mn含量上限，加入約3% Cu、0.45%Nb和微量的N，而得到的一種具有較高的高溫性能和抗高溫氧化性的耐熱鋼，其通過服役過程中產(chǎn)生細(xì)小彌散的富銅沉淀相，而達(dá)到強化基體的目的[1-3]。HR3C鋼是在TP310的基礎(chǔ)上復(fù)合添加了Nb、N合金元素而開發(fā)的一種新型的奧氏體耐熱不銹鋼，HR3C鋼通過服役過程中在晶界和晶內(nèi)析出MX、CrNbN以及M23C6等多種碳氮化物使鋼基體得到強化[4-7]。兩種材料均具有較高的熱強性、抗高溫氧化性能而廣泛用于超(超)臨界機的受熱面高溫段。

某電廠鍋爐裝機容量660MW，主蒸汽管道壓力28.04MPa、溫度593℃；再熱器管道壓力5.01MPa、溫度611℃。再熱器受熱面分為兩級，即低溫再熱器和末級再熱器。末級再熱器采用順流布置，沿爐寬排列68片，橫向節(jié)距為275mm，前屏出入口管每片管組采用11根管，管排最外圈管子管徑為Φ60mm，其余管子均為Φ57mm，縱向節(jié)距均為110mm。末級再熱器主要材料為Super304H，外三圈為HR3C。鍋爐并網(wǎng)運行約2900h時，爐管泄漏報警裝置報警。停爐檢查發(fā)現(xiàn)，末級再熱器管排前屏出口13排第4根管子(編號13-4；材料為Super304H)出現(xiàn)爆口。與上述爆口管13-4臨近的14排第2根管子(編號14-2；材料HR3C)與固定塊焊接的熔合線處開裂。通過對兩失效管開展宏觀檢查、化學(xué)成分分析、力學(xué)性能測試、金相檢驗等試驗，結(jié)合管段的服役工況、結(jié)構(gòu)特點等，對兩管段的失效原因進(jìn)行分析。

1 研究方法

1.1 宏觀檢驗

通過對兩相鄰失效管段宏觀檢查，初步確定兩管失效的先后順序及失效行為是否具有相關(guān)性，同時對失效的原因進(jìn)行初步判斷。

1.2 化學(xué)成分分析方法

采用OPTIMA2100DV型全譜只讀等離子發(fā)射光譜儀進(jìn)行化學(xué)成分分析，查看管子材料化學(xué)成分是否合格；標(biāo)準(zhǔn)：ASME SA-213《鍋爐、過熱器和換熱器用無縫鐵素體和奧代體合金鋼管子》。

1.3 力學(xué)性能測試方法

采用MTS Landmark370液壓伺服測試系統(tǒng)進(jìn)行壓扁試驗、采用HBS-3000型數(shù)顯布氏硬度計進(jìn)行布氏硬度測試、采用100kN AG-IC島津電子萬能材料試驗機進(jìn)行拉伸性能測試，分析材料力學(xué)性能是否符合標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定，是否出現(xiàn)了性能的顯著下降。

1.4 金相組織分析方法

采用Zeiss Axiovert 200MAT倒置萬能材料顯微鏡進(jìn)行管子基體金相組織分析及焊縫微觀分析，確認(rèn)管子金相組織是否正常，焊接接頭是否存在微觀缺陷。

1.5 斷口分析方法

采用TESCAN VEGA TS 5136XM/ Integrated EDS & EBSD掃描電子顯微鏡及能譜一體化分析系統(tǒng)及ZEISS Sigma 300場發(fā)射掃描電子顯微鏡進(jìn)行斷口分析、焊縫金屬能譜分析、基體顯微組織SEM高倍分析，以分析斷口性質(zhì)、焊材是否錯用、及金屬基體中碳化物的析出情況。

2 試驗結(jié)果

2.1 宏觀檢驗

爆口管13-4爆口宏觀照片如圖1所示。爆口張開較大，開口長度約200mm。爆口一側(cè)吹損減薄明顯，邊緣呈鋒利的刀刃狀，另一側(cè)則無明顯減薄，邊緣粗糙；斷口截面可以看出由減薄側(cè)向無明顯減薄側(cè)形成放射擴展線。吹損面與未吹損面之間存在一條沿管段縱向的平直分界線，表明造成其吹損的氣流源應(yīng)為一條平行于上述分界線的縫隙。由此可以判斷，該管段為縱向的狹長氣流吹損減薄而導(dǎo)致的爆管，而并非首先失效管。固定塊焊縫開裂管14-2焊縫位置宏觀形貌如圖2所示。

裂紋主要沿固定塊與管段焊接熔合線位置擴展，主裂紋沿縱向呈縫隙狀，表明上述爆口管13-4應(yīng)為該管段開裂后的氣流吹損導(dǎo)致爆管。焊縫表面焊趾處發(fā)現(xiàn)多處咬邊缺陷，部分裂紋從明顯的咬邊缺陷處開始形成并擴展。此外，固定塊的端部與母管焊接的焊趾處夾角極小，呈銳角過渡，且過渡處已形成微裂紋，焊縫外觀成形不佳。由于固定塊焊縫開裂管14-2為首先失效件，因此以下試驗分析針對該首先失效管14-2管段進(jìn)行。

圖1 管13-4爆口宏觀形貌

圖2 管14-2裂紋宏觀形貌

2.2 化學(xué)成分分析

對材質(zhì)HR3C的開裂管14-2進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果如表1所示。從表1可知，母管化學(xué)成分符合ASME SA-213對HR3C(TP310HCbN)化學(xué)成分限值要求。母管與固定塊的焊縫較小，不易取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，采用掃描電子顯微鏡及能譜一體化分析系統(tǒng)對焊縫金屬取樣進(jìn)行能譜半定量分析，結(jié)果如圖3所示。

表1 管14-2化學(xué)成分分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

結(jié)果可見，母管與固定塊焊接所用焊材為鎳基合金焊材，也符合HR3C受熱面管的焊接選材要求。

2.3 力學(xué)性能測試

對管14-2取全壁厚弧形進(jìn)行拉伸試驗、環(huán)狀硬度試驗及環(huán)狀壓扁試驗，結(jié)果如表2及圖4所示。

表2 力學(xué)性能測試結(jié)果

圖3 焊縫金屬能譜分析結(jié)果

14-2管段硬度值、室溫拉伸和高溫(650℃)拉伸性能均滿足ASME SA-213標(biāo)準(zhǔn)要求，而壓扁性能試驗的試樣在完整性壓扁階段則出現(xiàn)開裂。

圖4 壓扁試驗照片

在掃描電鏡下對室溫和高溫拉伸斷口微觀分析可以看出，室溫和高溫拉伸斷口宏觀上均未見明顯的塑性變形，室溫拉伸斷口宏觀上呈粗糙的顆粒狀，微觀上呈冰糖狀沿晶脆斷形貌；高溫拉伸斷口宏觀上也較為粗糙，微觀上呈沿晶加晶面韌窩的斷裂形貌?？梢姡摲?900h的HR3C管段存在明顯的脆性。

2.4 金相組織分析

圖5為焊縫附近母材管段的顯微組織形貌，從圖5可知，母材金相組織為奧氏體+孿晶，碳化物在晶內(nèi)較少，主要在晶界分布，晶界出現(xiàn)粗化，掃描電鏡SEM照片中可以明顯看出碳化物在晶界的析出情況。在主斷口附近金相檢驗還發(fā)現(xiàn)較多沿晶擴展的微裂紋，如圖6所示。

圖7為母管與固定塊焊接的焊趾處咬邊缺陷形貌，沿晶裂紋在咬邊缺陷的底部形成并擴展。

圖5 焊縫附近母材管的顯微組織形貌

圖6 主斷口附近沿晶微裂紋形貌

圖7 焊趾處咬邊缺陷形貌

2.5 斷口分析

將裂紋管14-2沿裂紋處切開，利用掃描電鏡對斷口表面微觀觀察，如圖8所示。從圖8可以看出，斷口表面有氧化腐蝕，但仍能看出整個斷口均呈現(xiàn)出典型的沿晶斷裂特征，表明斷口位置在高溫開裂時存在較大的脆性。

圖8 斷口在掃描電鏡下的微觀形貌

3 分析與討論

通過對兩失效管段的檢驗分析得知，TP310HCbN材質(zhì)的14-2管首先沿母管與固定塊焊接的熔合區(qū)開裂，管內(nèi)高溫高壓蒸汽沿裂縫溢出后對臨近Super304H材質(zhì)的13-4管造成了吹損，導(dǎo)致后者減薄嚴(yán)重，當(dāng)其壁厚減薄量過大，剩余壁厚不足于承受管內(nèi)介質(zhì)壓力時，引起其爆管的發(fā)生。對于管14-2焊接熔合區(qū)原因，主要與材料自身的脆化和焊接缺陷及結(jié)構(gòu)布置等外在因素有關(guān)。

(1)材料的脆化因素

對HR3C材質(zhì)的首先失效管段14-2理化性能檢驗表明，管段化學(xué)成分、硬度值、室溫和高溫(650℃)拉伸性能均滿足相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求。管段壓扁試樣試驗過程中出現(xiàn)開裂，室溫拉伸斷口為典型的冰糖狀沿晶脆性斷口，高溫拉伸斷口為沿晶+韌窩形貌，裂紋取樣的斷口SEM形貌也顯示其為典型的沿晶形貌，上述特征反映出該HR3C管段具有顯著的脆性。

HR3C材料在650℃左右服役時，細(xì)小彌散的MX碳化物在晶內(nèi)不斷脫溶析出，而粗大的M23C6碳化物及少量的NbCrN等則會在晶界呈半連續(xù)的網(wǎng)狀分布。研究[8-10]表明，HR3C鋼在650℃下時效約500h后，在光學(xué)顯微鏡下就能觀察到M23C6相呈網(wǎng)狀析出，約1000h時，析出相就會在晶界呈粗大的網(wǎng)狀分布。隨著運行時間的增加，晶界網(wǎng)狀碳化物逐步由半連續(xù)狀趨向于連續(xù)狀分布，晶界加寬，界面結(jié)合強度降低。晶界連續(xù)狀的M23C6的析出，割裂了金屬基體的連續(xù)性，在晶粒變形時，由于晶界和晶內(nèi)變形傳遞的不協(xié)調(diào)，使得晶界產(chǎn)生應(yīng)力集中，在較大應(yīng)力作用下時，裂紋源優(yōu)先在晶界萌生，導(dǎo)致沿晶開裂[11-14]?？梢姡琀R3C鍋爐受熱面管在短期服役后即可發(fā)生明顯脆化。此外，在HR3C鋼中，晶界除了M23C6等碳化物析出外，大量的σ脆性相(FeCr相)的析出也進(jìn)一步加劇了HR3C材料的脆性[15-16]。通多對大量HR3C鍋爐受熱面失效案例[17-19]的總結(jié)可以看出，服役過的HR3C受熱面管的失效均表現(xiàn)出沿晶脆性開裂或脆斷特征?？梢?，HR3C材料高溫服役后的脆性問題是導(dǎo)致HR3C材料開裂的重要內(nèi)因，應(yīng)當(dāng)引起重視。

(2)焊接與結(jié)構(gòu)因素

受熱面母管固定塊焊縫熔合區(qū)存在咬邊、未熔合等焊接缺陷，焊縫整體焊接質(zhì)量不佳，裂紋優(yōu)先在焊接缺陷位置形成并擴展。咬邊減少了焊接接頭母材的有效截面積，并在咬邊的凹槽底部形成應(yīng)力集中，當(dāng)咬邊缺陷的底部較為尖銳時，這種應(yīng)力集中的程度將更為明顯。脆性狀態(tài)下的材料，任何形式的咬邊都會增加脆斷的風(fēng)險，對于一些高強度材料或厚壁焊件，咬邊缺陷的容許值極低，甚至不允許有咬邊缺陷[20]。此外，固定塊的端部與母管焊接的焊趾處夾角極小，呈銳角過渡，這種尖銳的過渡，也容易導(dǎo)致應(yīng)力集中，誘發(fā)裂紋的萌生。HR3C鋼本身合金元素含量較高，焊接性較差，焊接工藝不當(dāng)時容易產(chǎn)生氣孔、未熔合、未焊透等缺陷，同時，HR3C鋼的裂紋敏感性較高，容易產(chǎn)生熱裂紋、應(yīng)力腐蝕開裂、焊接接頭的時效脆化和σ相脆化等缺陷[21-23]。

在鍋爐受熱面管屏，固定塊或滑塊與母管焊縫開裂的情況時有發(fā)生[24-26]，其主要原因有焊材選用不當(dāng)及固定塊(或滑塊)與母管焊接熔合區(qū)結(jié)構(gòu)應(yīng)力較大等。本次分析結(jié)果顯示，母管與固定塊焊材選用鎳基焊材，符合設(shè)計及使用要求[27-28]，因此可排除焊材選用不當(dāng)?shù)膯栴}。固定塊在爐膛中起到固定管屏，防止管屏晃動的作用，在管內(nèi)蒸汽流動的沖擊、管外煙氣的吹損沖擊下引起管屏振動、管屏溫度的變化引起的熱應(yīng)力等作用下，管屏與固定塊的焊接接頭處必然產(chǎn)生應(yīng)力集中，尤其是焊縫外觀質(zhì)量較差時，這種應(yīng)力集中極易導(dǎo)致裂紋沿脆性較大的HR3C母管開裂。

4 結(jié)論與建議

(1)HR3C材質(zhì)的管子沿母管與固定塊焊接的熔合區(qū)開裂，管內(nèi)高溫高壓蒸汽沿裂縫溢出后對Super304H材質(zhì)的管子形成吹損，導(dǎo)致后者減薄嚴(yán)重，最終引起后者爆管。

(2)導(dǎo)致HR3C材質(zhì)的管子焊縫開裂的原因為材料在高溫服役后發(fā)生脆化，在應(yīng)力作用下容易導(dǎo)致裂紋沿晶界形成。同時，接頭焊接質(zhì)量不佳，存在多處咬邊缺陷，且焊趾處過渡不光滑，增大了焊趾處(或熔合區(qū))應(yīng)力集中程度。母管與固定塊焊接結(jié)構(gòu)的特殊性，進(jìn)一步加劇了焊接熔合區(qū)的應(yīng)力集中程度，最終導(dǎo)致管子沿焊接熔合區(qū)發(fā)生脆性開裂。

針對上述分析結(jié)論，應(yīng)從如下方面采取措施：

(1)優(yōu)化焊接工藝規(guī)程，加強和規(guī)范焊工焊接操作管理，以提高焊接接頭的表面成型及焊縫內(nèi)部質(zhì)量，避免在焊接結(jié)構(gòu)中出現(xiàn)未焊透、未熔合、咬邊、裂紋等外觀缺陷，導(dǎo)致焊縫在服役過程中沿缺陷位置形成較高的應(yīng)力集中。

(2)對現(xiàn)場爆管附近的相鄰位置固定塊焊縫進(jìn)行普查，對存在咬邊、未熔合、裂紋等宏觀缺陷的焊縫及早將缺陷挖除并進(jìn)行補焊修復(fù)。

(3)鑒于HR3C鋼高溫運行后的時效脆化現(xiàn)象，應(yīng)將該鋼種的時效脆化行為作為重點進(jìn)行監(jiān)督，例如，避免運行或檢修中造成管段碰撞、盡量降低管段的焊接及結(jié)構(gòu)應(yīng)力等。