摘 要:采用化學(xué)成分分析、力學(xué)性能測試、金相檢驗(yàn)和硬度測試等方法,分析了 T22/TP347H 異種鋼焊接接頭早期失效的原因。結(jié)果表明:在 T22鋼側(cè)熔合區(qū)發(fā)現(xiàn)了氧化缺口;T22鋼與焊縫 的邊界附近存在元素濃度梯度,產(chǎn)生了馬氏體脆化層。建議選用合金元素含量更高的焊材或者鎳 基焊材,避免早期失效的發(fā)生。

關(guān)鍵詞:異種鋼焊接接頭;早期失效;氧化缺口;馬氏體脆化層

中圖分類號(hào):TB31 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:B 文章編號(hào):1001-4012(2023)01-0061-04

近年來,隨著火力發(fā)電機(jī)組的發(fā)電功率以及運(yùn) 行溫度的提高,亞臨界和超(超)臨界電站鍋爐過熱 器、再熱器等對(duì)耐熱鋼材料等級(jí)的要求也越來越高。 目前許多大型電廠的過熱器、再熱器等越來越多地 采用TP347奧氏體不銹鋼替代低合金鋼,以進(jìn)一步 提高機(jī)組的運(yùn)行溫度及管子工作溫度[1]。TP347H 鋼的組織結(jié)構(gòu)、高溫性能、化學(xué)成分與低合金鋼有差 異,TP347H 鋼與低合金鋼的焊接接頭性能比較復(fù) 雜,易發(fā)生早期失效[2]。

某電廠鍋爐發(fā)電功率為660MW,過熱器的進(jìn)口 流量為2100.1t/h,出口壓力為18.2MPa,出口溫度 為540℃;再熱器的出口壓力為4.16MPa,出口溫度 為542.7℃,鍋爐累計(jì)運(yùn)行約60000h。異種鋼焊接 接頭 兩 側(cè) 的 材 料 分 別 為 TP347H 鋼 和 T22 鋼, TP347H鋼側(cè)母材規(guī)格為50.8mm×5.49mm(外徑 ×壁厚),T22鋼側(cè)母材規(guī)格為50.8mm×7.62mm (外徑×壁厚),焊條材料為E309L鋼。異種鋼焊接接 頭兩側(cè)材料的化學(xué)成分、力學(xué)性能、熱膨脹系數(shù)、導(dǎo)熱 系數(shù)等方面存在差異,在鍋爐運(yùn)行過程中易發(fā)生早期 失效。筆者對(duì)異種鋼焊接接頭的末級(jí)過熱器進(jìn)行一 系列理化檢驗(yàn),分析該焊接接頭早期失效的原因,并 提出了改進(jìn)建議,以避免焊接接頭發(fā)生早期失效。

1 理化檢驗(yàn)

1.1 化學(xué)成分分析

在焊接接頭兩側(cè)母材及焊縫處取粉末樣,按照GB/T20123—2006《鋼鐵 總碳硫含量的測定高頻 感應(yīng) 爐 燃 燒 后 紅 外 吸 收 法 (常 規(guī) 方 法)》、GB/T 223.62—1988《鋼鐵及合金化學(xué)分析方法 乙酸丁酯 萃取光度法測定磷量》、GB/T20125—2006 《低合 金鋼 多元素含量的測定 電感耦合等離子體原子發(fā) 射光譜法》等對(duì) T22鋼、TP347H 鋼和 E309L鋼進(jìn) 行化學(xué)成分分析,結(jié)果如表1~3所示。由表1~3 可知:焊接接頭兩側(cè)母材的化學(xué)成分符合 ASME SA-213—2019《鍋爐、過熱器和換熱器用無縫鐵素 體和奧氏體合金鋼管子》對(duì)T22鋼和 TP347H 鋼的 要求;焊縫的化學(xué)成分符合GB/T983—2012《不銹 鋼焊條》對(duì)E309L鋼的要求。

1.2 力學(xué)性能測試

從焊接接頭兩側(cè)母材及異種鋼焊接接頭的迎煙 側(cè)、背煙側(cè)取板狀試樣,按照 GB/T228.1—2010 《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分:室溫試驗(yàn)方法》進(jìn) 行拉伸試驗(yàn)。T22鋼側(cè)母材的拉伸試樣編號(hào)為1T、 2T,TP347H 鋼側(cè)母材的拉伸試樣編號(hào)為1S、2S,焊 接接頭 的 拉 伸 試 樣 編 號(hào) 為 1# ,2# ,測 試 結(jié) 果 如 表4~6所示,其中焊接接頭的拉伸試樣均斷在 T22 鋼側(cè)。由表4~6可知:T22鋼、TP347H 鋼和焊接 接頭背煙側(cè)的抗拉強(qiáng)度、斷后伸長率均略高于迎煙 側(cè);1T、2T、1S、2S試樣的力學(xué)性能均符合 ASME SA-213—2019的要求;1# ,2# 試樣的抗拉強(qiáng)度高于 1T、2T試樣,低于1S、2S試樣,且符合DL/T869— 2012《火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程》的要求,表明 T22 鋼側(cè)母材為焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)[3-4]。

1.3 金相檢驗(yàn)

在焊接接頭部位沿管軸向取包含焊縫、熔合區(qū)、 熱影響區(qū)和兩側(cè)母材的試樣,按照 GB/T13298— 2015《金屬顯微組織檢驗(yàn)方法》的要求制樣,在 ZEISS型光學(xué)顯微鏡下進(jìn)行觀察。母材及焊縫的顯 微組織形貌如圖1所示,由圖1可知:T22鋼側(cè)母材 的組織為鐵素體+貝氏體,晶粒度等級(jí)為6級(jí),球化 等級(jí)為2~3級(jí);TP347H 鋼側(cè)母材的組織為孿晶奧 氏體+少量碳化物,孿晶特征明顯,晶粒度等級(jí)為 5~7級(jí) ;焊縫的組織為奧氏體+δ鐵素體。母材及焊縫的組織均未見異常。

焊接接頭兩側(cè)熱影響區(qū)的顯微組織形貌如圖2 所示,可見從焊縫到母材方向,T22鋼側(cè)熱影響區(qū)依 次為粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)和部分相變區(qū),其中粗晶區(qū)和細(xì) 晶區(qū)組織均為回火馬氏體+回火索氏體+回火貝氏 體,部分相變區(qū)組織為鐵素體+回火貝氏體;TP347H 鋼側(cè)熱影響區(qū)的粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)與母材組織無明顯差 異,均為奧氏體+碳化物,晶界、孿晶界清晰。

焊接接頭兩側(cè)熔合區(qū)的顯微組織形貌如圖3所 示。由圖3可知:T347H鋼側(cè)熔合區(qū)有顯著的增碳層, 增碳層中碳元素以鉻的碳化物形態(tài)析出,并導(dǎo)致硬化, 熔合區(qū)附近的焊縫組織有柱狀晶特征;T22鋼側(cè)熔合 區(qū)有脫碳現(xiàn)象,導(dǎo)致軟化,而T22鋼側(cè)熔合區(qū)附近的焊 縫組織有增碳現(xiàn)象,產(chǎn)生硬化區(qū),并可見沿晶裂紋。

1.4 硬度測試

取焊接接頭的縱向試樣,經(jīng)鑲嵌、磨制、拋光、腐 蝕后進(jìn)行硬度測試,測試位置為焊接接頭中間(約 1/2壁厚)處。焊接接頭焊縫、熔合區(qū)、熱影響區(qū)及 附近母材的硬度變化曲線如圖4所示。由圖4可 知:從焊縫到熔合區(qū),T22鋼、TP347H 鋼側(cè)的硬度 逐漸升高;從熱影響區(qū)至母材,T22鋼、TP347H 鋼 側(cè)的硬度逐漸下降,T22鋼、TP347H 鋼側(cè)熔合區(qū)的 硬度基本一致。

2 綜合分析

2.1 異種鋼焊接接頭的凝固過渡層

焊接時(shí),熔化的液態(tài)金屬冷卻,使熔合線附近半 熔化段的母材溫度降低,成為焊縫金屬凝固時(shí)的結(jié)晶表面。在該結(jié)晶表面,TP347鋼側(cè)的熔合區(qū)有顯 著的增碳層,T22鋼側(cè)熔合區(qū)有脫碳現(xiàn)象,T22鋼與 焊縫的邊界附近(100μm 寬度范圍內(nèi))元素的濃度 梯度很明顯,特別是 Cr、Ni元素含量的變化,因該 寬度范圍內(nèi)的組織為馬氏體,故該寬度范圍稱為馬 氏體脆化層。馬氏體脆化層硬度很高(430HV),而 TP347鋼側(cè)母材的硬度為170HV,T22鋼側(cè)母材 的硬度為140HV,焊縫的硬度為210HV,所以易 產(chǎn)生裂紋,裂紋在馬氏體脆化層萌生,在焊縫沿著奧 氏體晶界擴(kuò)展。在Cr元素含量一定的條件下,提高 焊縫的 Ni元素含量,可以減小馬氏體脆化層的 寬度。

2.2 異種鋼焊接接頭氧化缺口

氧化缺口的形成是由于碳化物的析出使得熔合 線附近Cr元素含量減少,降低了接頭的抗氧化性, 高溫運(yùn)行過程中,該處發(fā)生優(yōu)先氧化;同時(shí),晶界碳 化物的析出破壞了顯微組織的連續(xù)性,環(huán)境中的氧 元素向焊接接頭內(nèi)部擴(kuò)散加快;氧化后形成的氧化 物體積增大,在界面和晶界形成“楔子效應(yīng)”,使界面應(yīng)力增大,蠕變速率加快。氧化缺口使接頭實(shí)際承 載截面積減小,并在缺口根部形成應(yīng)力集中。熔合 線兩側(cè)強(qiáng)度不同,使得接頭不能在應(yīng)力作用下產(chǎn)生 均勻的應(yīng)變,變形首先集中在低強(qiáng)度 T22鋼側(cè)近熔 合線區(qū)域,進(jìn)一步加大了因幾何形狀不連續(xù)而產(chǎn)生 的應(yīng)力集中,最終導(dǎo)致裂紋沿熔合線擴(kuò)展。

3 結(jié)論及建議

異種鋼焊接接頭中 T22低合金鋼、TP347H 不 銹鋼的化學(xué)成分、力學(xué)性能符合相應(yīng)的標(biāo)準(zhǔn)要求,顯 微組織未見異常。焊縫的化學(xué)成分和力學(xué)性能符合 標(biāo)準(zhǔn)要求。T22鋼側(cè)熔合區(qū)是異種鋼焊接接頭的薄 弱環(huán)節(jié),焊縫熔合區(qū)存在氧化缺口;在 T22鋼與焊 縫的邊界附近存在元素濃度梯度,產(chǎn)生了馬氏體脆 化層,易出現(xiàn)裂紋。

焊接接頭兩側(cè)母材選用強(qiáng)度相匹配的焊材,提 高焊縫的Ni元素含量,選用合金元素含量更高的焊 材或者Ni基焊材,可以避免異種鋼焊接接頭發(fā)生早 期失效。

參考文獻(xiàn):

[1] 張哲峰,王文先,洪衛(wèi).TP347H鋼焊接接頭微觀組織 及斷口形貌分析[J].焊接,2006(11):40-43.

[2] 任愛,趙燦,范長信,等.電站高溫鍋爐管奧氏體異種 鋼焊接接頭失效方式研究[J].熱力發(fā)電,2003,32 (8):27-31.

[3] 吳奭登,高巖,盤榮旋.再熱器管異種鋼焊縫斷裂原因 分析[J].熱力發(fā)電,2011,40(2):91-93.

[4] 胡加瑞, 劉 旺, 謝 億, 等. 末 級(jí) 過 熱 器 12Cr2MoWVTiB/TP347H異種鋼焊口失效分析[J]. 礦冶工程,2015,35(1):123-125.

<文章來源>材料與測試網(wǎng) > 期刊論文 > 理化檢驗(yàn)－物理分冊(cè) > 59卷 > 1期 (pp:61-64)>