摘要：電廠鍋爐受熱面管屏失效類型多種多樣，其中異種鋼焊接接頭開裂泄漏是受熱面管屏泄漏的一種常見原因。異種鋼焊接接頭出現失效較多的是鐵素體鋼與奧氏體鋼的焊接接頭，此類焊接接頭多采用鎳基焊絲。其成分與焊接接頭兩側的母材差異較大，尤其鐵素體一側的熔合線兩側會形成一種異質界面。該異質界面兩側由于相成分的差異，其結合力較弱;兩側材料的熱膨脹系數不同，機組熱負荷變化時會產生較大的熱應力;兩側材料化學電位存在差異，在腐蝕性環境中易產生電化學腐蝕。

　　關鍵詞：異種鋼; 焊接接頭; 失效

　　引言

　　超超臨界火電機組因具有高效、節能、環保的特點，從而獲得世界各國的廣泛重視與發展。在火電機組運行過程中，其內部高溫過熱器、高溫再熱器等高溫部件不同區段蒸汽壓力和溫度不同，使得其在電廠鍋爐結構中大量采用T91/TP347H等異種鋼焊接接頭。然而，異種鋼焊接接頭服役條件苛刻，隨著服役時間的延長會出現組織老化，性能發生劣化，進而埋下事故的隱患。因此，為了保證電廠鍋爐的安全運行，對異種鋼焊接接頭組織與性能的演變規律開展研究具有重要意義。

　　焊接論文范例：鋁合金焊接加工工藝及焊接裂紋的防治措施

　　1T91鋼側HAZ細晶區開裂

　　(1)失效部件整體形貌。異種鋼焊接接頭若一側管材為T91鋼，則T91鋼側HAZ細晶區常為焊接接頭的薄弱環節，常出現開裂失效。某機組高溫過熱器存在異種鋼焊接接頭，接頭兩側的母材分別為TP347鋼和T91鋼。在投運后約3.6萬h在T91鋼側出現環向裂紋。裂紋約一半圓周長，距離T91鋼側熔合線2～3mm。(2)金相分析。在焊接接頭處取樣做金相分析，可以發現裂紋貫穿整個壁厚，從外壁向內壁擴展，浸蝕后發現裂紋位于細晶區與不完全重結晶區交界處;細晶區有少量蠕變孔洞及裂紋，裂紋兩側則有大量蠕變孔洞及裂紋，組織均為回火索氏體，馬氏體位向不可見;遠離裂紋的母材組織為回火馬氏體。

　　2異種鋼焊接

　　2.1試驗材料與方法

　　試驗材料為服役10年的T91/TP347H的異種耐熱鋼管焊接接頭，對該接頭在750℃下進行高溫時效處理，時效處理時間分別為0、150、300和450h。利用LeicaDMI3000M型光學顯微鏡和HitachiSU8010型場發射掃描電子顯微鏡對焊接接頭各區域的微觀組織進行觀察;通過能譜儀對析出物進行成分分析;采用MHVD-1000IS型顯微硬度計對焊接接頭各區域進行硬度測試;測試焊接接頭的室溫拉伸性能的設備是Z330E電子拉力試驗機。

　　2.2預熱溫度和層間溫度

　　預熱溫度的選擇受到母材板厚、母材碳當量、焊材擴散氫含量和焊接線能量的多重影響。通常情況下，預熱溫度隨著母材板厚、母材碳當量和焊材擴散氫含量的增大而增大，隨著焊接線能量的增加而減小。本焊接接頭的預熱溫度通過查表法來確定，查表法在ISO/TR17671-2和AWSD1.1/D1.5中均有敘述。

　　(1)母材板厚按照30mm作為界限，可以覆蓋所有產品板厚;(2)碳當量按照20Cr標準上限化學成分CEV=0.57來考慮，這樣可以覆蓋所有碳當量的母材。Q460C的碳當量小于20Cr，接頭兩側都執行同一預熱溫度;(3)由于選用的是實心焊絲，擴散氫等級≤5mL/100g;(4)焊接線能量按照最小0.5kJ/mm來執行，實際編寫焊接工藝時也要嚴格按照線能量大于此數值。綜合上述條件，經查表，預熱溫度定為175℃。層間溫度過高會引起熱影響區晶粒粗大，使焊縫強度及低溫沖擊韌性下降，故層間溫度控制在175～250℃。

　　3失效原因分析

　　從裂紋位置及裂紋處的顯微組織判斷，該裂紋屬于典型的Ⅳ型裂紋。產生Ⅳ型裂紋需具備組織和應力2個條件。在組織方面，由于細晶區處于焊接熱循環的Ac1～Ac3溫度區間，焊接冷卻后形成的馬氏體組織并不穩定，在焊后熱處理時(根據組織硬度判斷該接頭T91鋼側進行了焊后熱處理)，這種馬氏體容易分解，形成鐵素體+碳化物組織，高溫運行時該組織蠕變強度低，在一定應力下容易出現蠕變孔洞及裂紋。

　　4試驗結果與分析

　　4.1T91/TP347H焊接接頭微觀組織分析

　　對焊接接頭進行高溫時效處理后的焊縫組織。可以看出，組織為奧氏體+鐵素體的雙相組織，奧氏體呈樹枝晶分布，鐵素體沿枝晶間形成，鐵素體內含Cr量高，可以防止晶界貧鉻區的出現，從而使焊縫具有一定的抗晶間腐蝕能力。此外，晶內分布著少量細小彌散的析出物，可以起到強化作用，隨著時效時間的延長，析出物沒有發生粗化，γ+δ雙相組織基本穩定。

　　可以看出，組織主要為回火馬氏體，隨著時效處理時間的增加，晶粒尺寸從時效處理0h時的11～20μm逐漸增加到時效處理450h時的34～47μm，晶粒尺寸變化明顯。此外，由于時效處理溫度較高，馬氏體板條內部位錯密度逐漸減小，位錯強化效果減弱。析出物分布在晶內和晶界，逐漸聚集長大，發生粗化，數量先增多后減少，第二相強化效果減弱，組織老化程度逐漸嚴重，當時效處理450h時析出物粗化明顯，組織達到了中度老化。

　　4.2焊接質量

　　異種鋼接頭焊絲材料一般為鎳基焊材，其成分與T91，12Cr1MoV等鐵素體鋼的差別很大，晶格結構也不同，因此其組織性能差別也較大，在受到外部應力時協調變形能力較差，必然會產生較大內應力。此外，焊接過程可能會引起第一類碳遷移，使焊縫側出現高硬層(增碳和馬氏體過渡層)，帶來新的組織性能的不均勻性。焊后熱處理能夠降低硬度梯度，降低應力集中，但對于9Cr鋼來說，會增加Ⅳ型裂紋的風險;此外，經過焊后熱處理的一些異種鋼接頭也頻頻出現斷裂。異種鋼接頭斷裂案例中發現了較多的碳遷移現象，但很大一部分斷裂案例中并未發現明顯增碳現象。因此不進行焊后熱處理和碳擴散并不是異種鋼接頭斷裂的主要原因。

　　4.3焊縫金相分析

　　對樹葉、外環和焊縫進行采樣，并用金顯微鏡觀察織物。導板和隔板外圈的微觀組織主要是非晶背風，焊縫分為機車和鐵。與葉片母公司相比，外環返回火星后薄板，組織結晶度不明顯，電路板之間存在薄合法碳顆粒。導板螺母側的熱膨脹范圍較粗，關節部位較弱，在多種應力下會導致蟲洞變形、蟲洞擴大、裂紋連接，最后導致關節破裂。由于鈑金和外部環連接的組織和力性能不一致，焊縫界面中根部強度的差異，葉片在機構運行時所處的環境，以及護欄和焊縫界面中較高的熱應力，葉片比外部環焊縫更容易受到根部損傷的影響，從而導致焊縫性能更快地下降并需要改變孔。

　　4.4運行環境

　　有案例表明，內壁或外壁熔合線處的氧化可能是異種鋼接頭斷裂的原因之一。由于焊縫和鐵素體側母材的成分差異，其抗高溫氧化性和蒸汽側氧化性能也存在巨大差別，當環境溫度較高時，會在熔合線鐵素體側選擇性氧化，形成缺口，在應力、疲勞的交互作用下逐漸開裂，失效案例中大多斷口都存在氧化膜證明了這一點。此外，較高的環境溫度會加速熔合線附近材料的氧化和老化蠕變，因此高溫煙氣側異種鋼接頭出現問題的概率較高，一般建議將爐內高溫管屏的異種鋼接頭設置在頂棚上方。

　　結束語

　　(1)異種鋼焊接接頭容易在T91鋼側的熱影響細晶區出現裂紋，該區域在焊后熱處理后，高溫蠕變強度降低，受外力后容易開裂。(2)常見的異種鋼接頭失效主要為沿鐵素體側熔合線開裂，焊接質量、運行環境、應力狀態的異常均有可能導致或加速異種鋼接頭的開裂。

　　參考文獻：

　　[1]劉立民,王碩,程義.VM12與奧氏體異種鋼焊接接頭組織和力學性能研究[J].機械工程師,2019(11):61-63.

　　[2]武東文,梁文利.T91/TP347HFG異種鋼焊接接頭裂紋產生原因探討[J].山西電力,2019(05):68-72.

　　[3]杜寶帥,張忠文,索帥,李文,李新梅,鄧化凌.HR3C/T92鋼EPRIP87焊材異種鋼接頭的組織與性能[J].焊接技術,2019,48(S1):66-70.

　　作者簡介：王進寶