摘 要:某電廠 T91鋼主蒸汽壓力取樣管的焊接接頭在運行過程中發(fā)生開裂。采用宏觀觀察、 化學成分分析、硬度測試、金相檢驗以及管系檢查等方法,對該焊接接頭的開裂原因進行了分析。 結(jié)果表明:該焊接接頭開裂符合冷裂紋(延遲裂紋)的特征,其形成原因為焊接接頭中存在未回火的 馬氏體,使管子膨脹受阻,焊接殘余應(yīng)力未消除,產(chǎn)生了應(yīng)力集中。建議采用合適的工藝措施,合理 安排支吊架的狀態(tài),以減少焊接接頭的應(yīng)力集中。

關(guān)鍵詞:主蒸汽壓力取樣管;焊接接頭;冷裂紋;組織異常;應(yīng)力集中

中圖分類號:TG115.2 文獻標志碼:B 文章編號:1001-4012(2022)09-0032-03

某火力發(fā)電廠機爐外管布置位置異常,一旦發(fā) 生突然性爆破容易導(dǎo)致人員傷亡,故其運行安全十 分重要。其中對于直徑小于89mm 的管道,原則上 要求走向布置,保證支吊時該管道能吸收與其相連 管道產(chǎn)生的熱位移。某些安裝單位的技術(shù)水平不足 或重視程度不夠,導(dǎo)致這類管道常出現(xiàn)支吊架布置 不合適,管道走向未考慮熱位移以及安裝、焊接質(zhì)量 不高的情況。

某火電廠2號機組主蒸汽壓力取樣管管座側(cè)第 一個焊接接頭在運行過程中發(fā)生開裂泄漏。主蒸汽 管道的工作溫度為567 ℃,工作壓力為14.59 MPa, 壓力取 樣 管 的 材 料 為 T91 鋼,規(guī) 格 為 16 mm× 3mm(外徑×壁厚),事故發(fā)生于機組投產(chǎn)前168h 試運過程中的約第78h,該取樣管共3根,開裂的焊 接接頭位于中間的一根管上,開裂焊接接頭的宏觀 形貌如圖1所示。筆者采用宏觀觀察、化學成分分 析、硬度測試、金相檢驗以及管系檢查分析等方法, 對該焊接接頭的開裂原因進行了分析,以減少機組 非計劃停運的次數(shù)和時間,提高設(shè)備運行的可靠性。

1 理化檢驗

1.1 宏觀觀察

截取該開裂焊接接頭斷口處進行宏觀觀察,結(jié) 果如圖2所示。由圖2可知:開裂處位于管座側(cè)焊 縫位置,裂紋穿透管子,該處存在環(huán)向裂紋,裂紋長度約為15mm;起裂點位于內(nèi)壁熔合線旁的熱影響 區(qū),開裂面接近垂直于管子軸線,開裂處無明顯的塑 性變形,斷口表面平齊,斷口附近沒有頸縮現(xiàn)象,邊 緣沒有剪切唇,呈脆性斷裂特征[1] ;管子安裝對口時 存在折口情況,角變形偏差α 為 4.3 mm,超 出 了 DL/T869—2012《火力發(fā)電廠焊接技術(shù)規(guī)程》的要 求(α≤2 mm);焊縫外表面成形良好,根部整體凸 出,最 大 凸 出 高 度 約 為 2 mm,已 達 DL/T869— 2012的上限(2mm)。檢查該焊接接頭射線檢測底 片,未發(fā)現(xiàn)缺陷,依據(jù) DL/T869—2012,對該焊接接頭的缺陷評級為一級,說明該焊接接頭經(jīng)熱處理 后進行射線檢測時,裂紋尚未產(chǎn)生或因尺寸小等原 因未被發(fā)現(xiàn),此后至開裂時機組累計運行時間不超 過300h。

1.2 化學成分分析

使用 ARL3460型直讀式光譜分析儀對開裂焊 接接頭斷口處焊縫及母材進行化學成分分析,結(jié)果 如表1所示,可見其化學成分均符合 DL/T821— 2017《金屬熔化焊對接接頭射線檢測技術(shù)和質(zhì)量分 級》的要求。

1.3 硬度測試

在開裂焊接接頭處取樣,依據(jù) GB/T4340.1— 2009《金屬材料 維氏硬度試驗 第 1 部分 試驗方 法》,使用 VH-50AC 型顯微硬 度 計 對 斷 口 處 的 焊 縫、熱影響區(qū)及母材進行硬度測試,載荷為98.1N, 加載時間為10s,結(jié)果如表2所示。由表2可知,母 材硬度正常,焊縫硬度大于 DL/T869—2021的要 求。研究發(fā)現(xiàn)[2],隨著 T91鋼小徑管焊縫硬度的升 高,其 沖 擊 吸 收 能 量 降 低,當 焊 縫 硬 度 為 340~ 370HB時,其沖擊吸收能量為20~40J/cm 2,低于 《T/P91鋼焊接工藝導(dǎo)則》的要求(41J/cm 2),焊接 接頭脆性斷裂的傾向較大,由此可知斷口存在脆性 斷裂的可能。

1.4 金相檢驗

在焊接接頭縱截面(徑向)處取樣,使用 ZEISS ObserverA1m 型 光 學 顯 微 鏡,按 照 DL/T884- 2019《火電廠金相檢驗與評定技術(shù)導(dǎo)則》對試樣進 行金相檢驗,結(jié)果如圖3所示。由圖3可以看出:未 開裂處熔合區(qū)域晶粒較粗大,位向明顯,母材為細晶 ?；鼗瘃R氏體組織;焊縫為馬氏體組織,無明顯回火 跡象(幾乎無碳化物析出),說明該焊接接頭未經(jīng)高 溫回火處理或回火溫度、時間不足;開裂處可見裂紋 無明顯分叉,主裂紋旁無二次開裂情況,因馬氏體晶 界不明顯,故難以判斷是沿晶開裂還是穿晶開裂。

1.5 擴大性檢查

對主蒸汽管道、高溫再熱蒸汽管道上同類焊接 接頭進行了擴大性檢查,發(fā)現(xiàn)普遍存在焊縫硬度高、 顯微組織異常的情況。采用 NEMESIS9104型萬能 硬度計測得該開裂焊接接頭相鄰的2根管上焊接接 頭焊縫處的硬度分別為288,295HB,母材硬度分別 為219,232HB,焊縫的顯微組織為未回火馬氏體+回火馬氏體(見圖4)。經(jīng)滲透檢測、射線檢測抽查 后,未發(fā)現(xiàn)其他焊接接頭存在裂紋等缺陷,且后續(xù)運 行過程中未再發(fā)生類似泄漏的情況。

1.6 管系檢查

對取樣管走向布置、支吊情況進行了檢查,發(fā)現(xiàn) 該處管系與其他位置有明顯不同,該處取樣管布置 如圖5所示,取樣管y 向水平段用管卡固定,x 向水 平段則隨主管道移動。附近的106 # 支架的熱位移 為:Δx=0mm,Δy=191 mm,Δz=0 mm,其中y 向熱位移量很大。雖然取樣管的2個折彎能吸收部 分熱膨脹量,但仍然會使 x 向 水 平 段 的 熱 位 移 受 限,因此,開裂焊接接頭所處管系最遠端的熱位移量 最大。焊接接頭承受附加的彎曲載荷可能會超過其 高溫抗拉強度極限,從而發(fā)生斷裂,這可以從焊接接 頭在y 向近半圈開裂得到驗證。取樣管和支吊架 的布置不能承受母管和支管的熱位移,造成二次應(yīng) 力超標且接頭焊縫處的應(yīng)力最大,說明這種熱位移受阻的情況存在一定的普遍性[3]。

2 綜合分析

該裂紋產(chǎn)生于機組未正式投產(chǎn)之際,因此可以 排除材料因蠕變而產(chǎn)生裂紋,則裂紋可能是熱裂紋、 冷裂紋、再熱裂紋[4]中的一種,又因裂紋發(fā)生于焊后 且開裂于熱影響區(qū),故可基本排除熱裂紋的可能。 T91鋼完全在再熱裂紋敏感區(qū)外,對焊接接頭再熱 裂紋不敏感,這可能與 MoC 消失有關(guān)[5]。冷裂紋 (延遲裂紋)形成的3個影響因素為:鋼材的淬硬傾 向、焊接接頭的氫元素含量及其分布、焊接接頭的拘 束應(yīng)力狀態(tài)[4]。該開裂焊接接頭存在未回火的馬氏 體組織,淬硬傾向大,焊接接頭存在折口、熱膨脹受 阻、焊接殘余應(yīng)力未消除等情況,有較大的內(nèi)應(yīng)力, 且焊接接頭位于小頭側(cè),根部凸出較高,存在應(yīng)力集 中情況,其延遲脆斷的特征符合氫致裂紋的特點,因 此該裂紋極可能是冷裂紋。

為防止該類裂紋再次出現(xiàn),采取的對策為:① 保證其焊后熱處理溫度、時間達到工藝要求,使處理 后的焊縫得到回火馬氏體或回火索氏體組織,且硬 度符合 DL/T869—2012的要求;② 焊接接頭采用 氬弧焊打底時,使內(nèi)、外焊縫表面均與母材圓滑過 渡,并避免折口超標等情況;③ 將裂口所在管及附 近2根管上的固定管卡松開,使其能在熱態(tài)下隨母 管自由滑動;④ 采取焊前預(yù)熱等措施,以減少在焊 接接頭中自由擴散并局部聚集的氫原子或氫離子。

3 結(jié)論及建議

該壓力取樣管焊接接頭的開裂符合冷裂紋(延 遲裂紋)特征,其形成原因與焊接接頭中存在未回火 的馬氏體、管子膨脹受阻產(chǎn)生的附加應(yīng)力等應(yīng)力集 中有關(guān)。

為避免類似開裂情況再次出現(xiàn),需執(zhí)行正確的焊接及熱處理工藝,以得到合格的顯微組織及適宜 的硬度,并合理安排支吊架的狀態(tài),減少應(yīng)力集中, 使焊接接頭的受力不超過其許用應(yīng)力。

參考文獻:

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<文章來源>材料與測試網(wǎng)>期刊論文>理化檢驗－物理分冊>58卷>9期(pp:32-34)>