高温锅炉管T22/TP347H异种钢焊接接头早期失效原因

李昱伟,张骁勇,周 勇,王彩侠

(1.西安石油大学,西安 710065；2.西安热工研究院有限公司,西安 710032)

近年来,随着火力发电机组的发电功率以及运行温度的提高，亚临界和超(超)临界电站锅炉过热器、再热器等对耐热钢材料等级的要求也越来越高。目前许多大型电厂的过热器、再热器等越来越多地采用TP347奥氏体不锈钢替代低合金钢，以进一步提高机组的运行温度及管子工作温度[1]。TP347H钢的组织结构、高温性能、化学成分与低合金钢有差异，TP347H钢与低合金钢的焊接接头性能比较复杂，易发生早期失效[2]。

某电厂锅炉发电功率为660 MW，过热器的进口流量为2 100.1 t/h，出口压力为18.2 MPa，出口温度为540 ℃；再热器的出口压力为4.16 MPa，出口温度为542.7 ℃，锅炉累计运行约60 000 h。异种钢焊接接头两侧的材料分别为TP347H钢和T22钢，TP347H钢侧母材规格为50.8 mm×5.49 mm(外径×壁厚)，T22钢侧母材规格为50.8 mm×7.62 mm(外径×壁厚)，焊条材料为E309L钢。异种钢焊接接头两侧材料的化学成分、力学性能、热膨胀系数、导热系数等方面存在差异，在锅炉运行过程中易发生早期失效。笔者对异种钢焊接接头的末级过热器进行一系列理化检验，分析该焊接接头早期失效的原因，并提出了改进建议，以避免焊接接头发生早期失效。

1 理化检验

1.1 化学成分分析

在焊接接头两侧母材及焊缝处取粉末样，按照GB/T 20123—2006 《钢铁 总碳硫含量的测定高频感应炉燃烧后红外吸收法(常规方法)》、GB/T 223.62—1988 《钢铁及合金化学分析方法 乙酸丁酯萃取光度法测定磷量》、GB/T 20125—2006 《低合金钢 多元素含量的测定 电感耦合等离子体原子发射光谱法》等对T22钢、TP347H钢和E309L钢进行化学成分分析，结果如表1～3所示。由表1～3可知：焊接接头两侧母材的化学成分符合ASME SA-213—2019 《锅炉、过热器和换热器用无缝铁素体和奥氏体合金钢管子》对T22钢和TP347H钢的要求；焊缝的化学成分符合GB/T 983—2012 《不锈钢焊条》对E309L钢的要求。

表1 T22钢侧母材的化学成分分析结果 %

表2 TP347H钢侧母材的化学成分分析结果 %

表3 焊缝的化学成分分析结果 %

1.2 力学性能测试

从焊接接头两侧母材及异种钢焊接接头的迎烟侧、背烟侧取板状试样，按照GB/T 228.1—2010 《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》进行拉伸试验。T22钢侧母材的拉伸试样编号为1T、2T，TP347H钢侧母材的拉伸试样编号为1S、2S，焊接接头的拉伸试样编号为1#,2#，测试结果如表4～6所示，其中焊接接头的拉伸试样均断在T22钢侧。由表4～6可知：T22钢、TP347H钢和焊接接头背烟侧的抗拉强度、断后伸长率均略高于迎烟侧；1T、2T、1S、2S试样的力学性能均符合ASME SA-213—2019的要求；1#，2#试样的抗拉强度高于1T、2T试样，低于1S、2S试样，且符合DL/T 869—2012 《火力发电厂焊接技术规程》的要求，表明T22钢侧母材为焊接接头的薄弱环节[3-4]。

表4 T22钢侧母材的力学性能测试结果

表5 TP347H钢侧母材的力学性能测试结果

表6 异种钢焊接接头的抗拉强度测试结果

1.3 金相检验

在焊接接头部位沿管轴向取包含焊缝、熔合区、热影响区和两侧母材的试样，按照GB/T 13298—2015 《金属显微组织检验方法》的要求制样，在ZEISS型光学显微镜下进行观察。母材及焊缝的显微组织形貌如图1所示，由图1可知：T22钢侧母材的组织为铁素体+贝氏体，晶粒度等级为6级，球化等级为2～3级；TP347H钢侧母材的组织为孪晶奥氏体+少量碳化物，孪晶特征明显，晶粒度等级为5～7级；焊缝的组织为奥氏体+δ铁素体。母材及焊缝的组织均未见异常。

图1 母材及焊缝的显微组织形貌

焊接接头两侧热影响区的显微组织形貌如图2所示，可见从焊缝到母材方向，T22钢侧热影响区依次为粗晶区、细晶区和部分相变区，其中粗晶区和细晶区组织均为回火马氏体+回火索氏体+回火贝氏体，部分相变区组织为铁素体+回火贝氏体；TP347H钢侧热影响区的粗晶区、细晶区与母材组织无明显差异，均为奥氏体+碳化物，晶界、孪晶界清晰。

图2 焊接接头两侧热影响区的显微组织形貌

焊接接头两侧熔合区的显微组织形貌如图3所示。由图3可知：T347H钢侧熔合区有显著的增碳层，增碳层中碳元素以铬的碳化物形态析出，并导致硬化，熔合区附近的焊缝组织有柱状晶特征；T22钢侧熔合区有脱碳现象，导致软化，而T22钢侧熔合区附近的焊缝组织有增碳现象，产生硬化区，并可见沿晶裂纹。

图3 焊接接头两侧熔合区的显微组织形貌

1.4 硬度测试

取焊接接头的纵向试样，经镶嵌、磨制、抛光、腐蚀后进行硬度测试，测试位置为焊接接头中间(约1/2壁厚)处。焊接接头焊缝、熔合区、热影响区及附近母材的硬度变化曲线如图4所示。由图4可知：从焊缝到熔合区，T22钢、TP347H钢侧的硬度逐渐升高；从热影响区至母材，T22钢、TP347H钢侧的硬度逐渐下降，T22钢、TP347H钢侧熔合区的硬度基本一致。

图4 焊接接头焊缝、熔合区、热影响区及附近母材的硬度变化曲线

2 综合分析

2.1 异种钢焊接接头的凝固过渡层

焊接时，熔化的液态金属冷却，使熔合线附近半熔化段的母材温度降低，成为焊缝金属凝固时的结晶表面。在该结晶表面，TP347钢侧的熔合区有显著的增碳层，T22钢侧熔合区有脱碳现象，T22钢与焊缝的边界附近(100 μm宽度范围内)元素的浓度梯度很明显，特别是Cr、Ni元素含量的变化，因该宽度范围内的组织为马氏体，故该宽度范围称为马氏体脆化层。马氏体脆化层硬度很高(430 HV)，而TP347钢侧母材的硬度为170 HV，T22钢侧母材的硬度为140 HV，焊缝的硬度为210 HV，所以易产生裂纹，裂纹在马氏体脆化层萌生，在焊缝沿着奥氏体晶界扩展。在Cr元素含量一定的条件下，提高焊缝的Ni元素含量，可以减小马氏体脆化层的宽度。

2.2 异种钢焊接接头氧化缺口

氧化缺口的形成是由于碳化物的析出使得熔合线附近Cr元素含量减少，降低了接头的抗氧化性，高温运行过程中，该处发生优先氧化；同时，晶界碳化物的析出破坏了显微组织的连续性，环境中的氧元素向焊接接头内部扩散加快；氧化后形成的氧化物体积增大，在界面和晶界形成“楔子效应”，使界面应力增大，蠕变速率加快。氧化缺口使接头实际承载截面积减小，并在缺口根部形成应力集中。熔合线两侧强度不同，使得接头不能在应力作用下产生均匀的应变，变形首先集中在低强度T22钢侧近熔合线区域，进一步加大了因几何形状不连续而产生的应力集中，最终导致裂纹沿熔合线扩展。

3 结论及建议

异种钢焊接接头中T22低合金钢、TP347H不锈钢的化学成分、力学性能符合相应的标准要求，显微组织未见异常。焊缝的化学成分和力学性能符合标准要求。T22钢侧熔合区是异种钢焊接接头的薄弱环节，焊缝熔合区存在氧化缺口；在T22钢与焊缝的边界附近存在元素浓度梯度，产生了马氏体脆化层，易出现裂纹。

焊接接头两侧母材选用强度相匹配的焊材，提高焊缝的Ni元素含量，选用合金元素含量更高的焊材或者Ni基焊材，可以避免异种钢焊接接头发生早期失效。