王 强， 安洪亮， 冯 瑞， 靳 彤

(1.陕西榆林能源集团横山煤电有限公司，陕西 榆林 719000； 2.哈尔滨焊接研究院有限公司，黑龙江 哈尔滨 150028)

引 言

某超超临界1 000 MW机组，锅炉为DG3000/29.4-Ⅱ1型。锅炉高温过热器管接头材质为：SA-213T91，规格为：Φ45 mm×7.5 mm。在设备的安装过程中采用TIG焊进行焊接，热处理采用柔性陶瓷电阻加热器进行加热。热处理完成后对焊缝及其附近的母材进行无损及力学性能检测，发现焊口附近经过热处理后的母材较原始母材的200 HBHLD下降30 HBHLD～50 HBHLD，部分焊缝的硬度较热处理前的约400 HBHLD下降至约160 HBHLD，而部分焊缝硬度较热处理前变化不大。

1 试验方法及结果

1.1 试验方法

现场焊接的热输入及热处理曲线示意图见图1，选取了2条典型异常管焊接接头取样进行化学成分、力学性能和金相组织分析。两段检验用样均以环缝为中心，包含热处理段母材和原始母材段，样品编号依次为1号、2号，管道编号见图2。其中,1号在焊接热影响区外，距离熔合线约10 mm区域的硬度在167 HBHLD～174 HBHLD，焊缝的硬度在157 HBHLD～164 HBHLD；2号在焊接热影响区外，距离熔合线约10 mm区域的硬度在131 HBHLD～133 HBHLD，焊缝的硬度在390 HBHLD～400 HBHLD。

1.2 化学成分分析

1号、2号原始母材及其焊缝的化学成分结果及GB/T5310标准对10Cr9Mo1VNbN(对应T91)的要求如第40页表1所示。由表1可知，两段管材的原始母材化学成分符合标准要求，焊缝金属的化学成分检测结果与母材的化学成分基本相当，焊材与母材应属匹配材质。

图1 现场焊接热输入及热处理曲线

图2 管道的编号及取样位位置

1.3 力学性能试验

取1号、2号原始母材进行拉伸、硬度试验与GB/T5310-2017、DL/T438-2016等标准中对10Cr9Mo1VNbN(对应T91)的性能规定进行对比。材料的拉伸试验结果见第40页表2。由表2可知，原始母材的室温拉伸检验结果(屈服强度、抗拉强度、断后伸长率)均符合GB/T 5310-2017中对10Cr9Mo1VNbN(对应T91)的拉伸性能规定。材料的硬度试验结果见表3，由表3可知，原始母材的布氏硬度检验结果较为稳定，约在HB 200左右，符合标准要求。

表1 母材及焊缝化学成分 (质量分数，%)

表2 母材拉伸试验结果

表3 母材硬度测试结果

对两组试样的焊缝及距焊缝约10 mm处的母材段(进行过焊后热处理的区域)，进行布氏硬度检测，检测结果见表4。由表4可知，1号的焊缝硬度(约HB 170)低于原始母材硬度(约HB 200)，2号的焊缝硬度(约HB 400)明显高于原始母材硬度(约HB 200)。1号、2号焊后热处理段硬度比原始母材硬度低HB 30～HB 50。

表4 焊缝及其邻近区域硬度试验结果

1.4 金相组织分析

1.4.1 管道原始金相分析

1号原始母材金相组织见图3a)，为回火索氏体，晶粒较细，碳化物尺寸较大，大部分晶粒内马氏体位向特征基本消失，少部分晶粒内可见1条～2条碳化物沿特定晶面分布线。碳化物主要集中于晶界，晶内碳化物数量较少且尺寸较大，金相组织介于回火索氏体和铁素体与碳化物之间。2号原始母材金相组织见图3b)，为回火索氏体，晶粒稍大，碳化物尺寸和分布特征与1号上侧原始母材金相组织基本相同。

图3 母材组织

1.4.2 距离焊缝10 mm处金相分析

分别对两组试样距离焊缝10 mm的区域的管道进行金相分析，该区域的管道未受焊接热影响区域的影响，但该区域进行过焊后热处理。

1号未受焊接热影响的热处理段母材金相组织见图4a)，为回火索氏体，组织形态与原始母材金相组织相当,碳化物有粗化倾向。2号未受焊接热影响的热处理段母材金相组织见图4b)，为回火索氏体+等轴铁素体，有在Ac1附近或Ac1以上双相区回火的组织特点，属热处理超温的异常组织。

图4 未受焊接热影响的热处理段母材组织

1.4.3 焊缝及其热影响区域的金相分析

在两个焊缝处取样进行了焊缝和热影响区金相组织分析。

1号：焊缝的金相组织见第41页图5a)，为回火索氏体，碳化物尺寸较大，呈颗粒状，在晶界和板条界析出，马氏体分解显著；焊接热影响相变区金相组织见图5b)，为回火索氏体，晶界碳化物呈链状，晶内碳化物较少，有的晶粒可见碳化物沿马氏体位向分布；焊接热影响不完全相变区金相组织见图5c)，为铁素体+碳化物+少量回火索氏体，颗粒状碳化物析出显著，颗粒较大，回火索氏体区碳化物较为密集。

图5 1号焊缝及其热影响区域的金相组织

2号：焊缝金相组织见图6a)，金相组织属回火马氏体，但马氏体板条特征清晰，马氏体分解、碳化物析出不明显，硬度偏高(HV1410，相当于HB 388)；2号母材侧焊接热影响相变区金相组织见图6b)，为回火马氏体，呈等轴晶特征，但马氏体板条特征清晰，碳化物析出不明显；焊接热影响不完全相变区金相组织见图6c)，为铁素体+碳化物+回火索氏体+回火马氏体，碳化物主要分布于铁素体晶界，颗粒较大，回火索氏体碳化物分布较弥散，深色区域为回火马氏体，马氏体分解迹象不明显[1]。

图6 2号焊缝及其热影响区域的金相组织

1.5 T91热处理模拟试样及性能测试

选取1号、2号原始母材依照现场焊接后热处理工艺(工艺曲线如图1)进行模拟热处理，热处理制度为：由室温以<150 ℃/h速度升温至760 ℃，保温1 h，再以<150 ℃/h速度降温至室温。

对模拟热处理后的母材进行拉伸、硬度、冲击性能试验并与GB/T5310-2008及DL/T438-2016等标准中对10Cr9Mo1VNbN(对应T91)的性能规定进行对比。材料的拉伸试验结果见表5。由表5可知，经上述热处理的母材室温拉伸检验结果(屈服强度、抗拉强度、断后伸长率)与热处理前相比几乎没有差别。材料的硬度、冲击试验结果见表6、表7。由表6、表7可知经上述热处理的母材的布氏硬度和冲击检验结果较为稳定，与热处理前相比变化不大，比该管进行焊接后回火热处理稳定得多。

表5 热处理后母材拉伸试验结果

表6 热处理后母材硬度试验结果

表7 热处理后母材冲击试验结果

1号、2号母材经模拟热处理后，金相组织分别为图7a)、图7b)。组织形态与原始母材金相组织基本相当，为回火索氏体。

图7 热处理后母材组织

1.6 扫描电镜(SEM)分析

选取1号原始母材拉伸断口进行SEM分析，断口的整体形貌见图8a)，颈缩现象明显，断面起伏较大，符合韧性断口的一般特征，微观断口形貌见照片分别为图8b)、图8c)，呈均匀细小韧窝状，符合T91的断裂形貌[2]。相关研究表明[3]，T91材料的强化相主要为M23C6，碳化物的尺寸一般在0.08 μm～0.3 μm。第42页图9a)为1号原始母材，碳化物大量在晶界析出，碳化物颗粒的尺寸约在0.1 μm～0.2 μm。图9b)为1号原始母材经过模拟热处理后的SEM图片。从图片上可以看出热处理前后，碳化物的析出及分布状况、碳化物尺寸基本相同。

图8 1号原始母材拉伸断口SEM图

2 分析与讨论

原始母材的布氏硬度检验结果较为稳定，约为HB200，符合GB/T 5310-2008中对10Cr9Mo1VNbN(相当于T91)的硬度规定，原始管材硬度合格。样品距焊缝约10 mm处的现场热处理段母材布氏硬度均明显低于原始母材硬度。

图9 母材组织SEM图

模拟热处理母材的布氏硬度检验结果与原始母材硬度值基本相当，未见明显变化，满足标准规定。根据原始母材与模拟母材硬度基本相当，而现场热处理段母材硬度发生明显降低现象，推测现场热处理控制不当。2号焊缝的布氏硬度约为HB400，1号焊缝的布氏硬度约为HB170，不同焊缝的硬度存在较大差异，焊缝和热处理段母材的硬度也存在较大差异，属异常现象，推测和现场热处理控制有关。1号焊接接头的焊缝、热影响区金相组织出现大量铁素体+碳化物，存在回火过度的现象。现场焊接热处理后，2号的上、下侧未受焊接热影响的热处理段母材组织均存在异常，推测现场焊后热处理工艺控制不当。

所取样的原始母材金相组织均为回火索氏体，其碳化物明显集聚长大，晶界处碳化物较大，呈链状，晶内碳化物较少，少部分晶内可见碳化物按一定位向特分布。从金相组织中可以看到，该组织缺少起强化作用的回火马氏体板条碎片形成的精细亚结构，晶内碳化物数量较少且尺寸较大，弥散强化作用明显减弱，多数晶内马氏体位向模糊，材质处于过度回火状态，其使用寿命将受到损伤[4]。按其金相组织形态，不符合GB/T 5310-2017中规定10Cr9Mo1VNbN(相当于T91)规定其组织为回火马氏体或保持马氏体位向的回火索氏体。

3 结论及建议

1) 锅炉高温过热器管使用的T91管性能符合GB/T5310-2017标准中对10Cr9Mo1VNbN的要求，但从金相组织看，不符合标准中“回火马氏体或保持马氏体位向的回火索氏体”的规定，因此，其金相组织有过度回火之嫌，过度回火将影响钢管的使用寿命。

2) 1号和2号管焊接接头金相组织检验和硬度测试结果表明，焊接接头金相组织变化和硬度大幅度的波动是由于焊后热处理温度控制不当造成的。其结果将严重影响管的使用寿命，甚至直接报废。

3) 对T91的金相检验中要特别注意观察金相中碳化物的集聚状况、碳化物数量多少、碳化物分散度等状况，特别是注意观察马氏体板条及位向特征。T91金相组织特征可能会影响管道的服役寿命。