摘 要:某電廠后屏再熱器TP347H 奧氏體不銹鋼受熱面管發(fā)生開裂,采用宏觀觀察、掃描電鏡 和能譜分析、室溫拉伸試驗(yàn)等方法分析其開裂原因。結(jié)果表明:TP347H 奧氏體不銹鋼受熱面管發(fā) 生脆性開裂,其顯微組織老化級別為4.5級;受熱面管長期過熱運(yùn)行后,晶界析出粗大的碳化物,組 織發(fā)生劣化,材料的脆性增加,導(dǎo)致管子開裂。

關(guān)鍵詞:TP347H 奧氏體不銹鋼;析出相;組織劣化;開裂

中圖分類號:TB31;TG115.2 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:B 文章編號:1001-4012(2023)08-0051-04

在火電機(jī)組的運(yùn)行過程中,“鍋爐四管”爆管產(chǎn)生 的非停事故所占比例越來越大,這嚴(yán)重制約與威脅著 機(jī)組的安全穩(wěn)定運(yùn)行。高溫部件的可靠性很大程度 取決于所使用材料的高溫性能,如高溫蠕變強(qiáng)度、高 溫抗氧化性能以及高溫抗腐蝕性能等,良好的高溫性 能可以抑制材料組織劣化[1]。TP347H 奧氏體耐熱 鋼是在18-9Ni鋼中加入適量的Nb元素,以提高鋼的 高溫性能[2-6]。TP347H鋼具有較好的抗高溫氧化性 能和高溫力學(xué)性能,在電站機(jī)組的構(gòu)件中得到廣泛應(yīng) 用[7]。根據(jù)DL/T715—2015《火力發(fā)電廠金屬材料 選用導(dǎo)則》,推薦將 TP347H 鋼用于煙氣側(cè)壁溫不高 于670℃的過熱器和再熱器管中。

在某電廠的水壓試驗(yàn)過程中,后屏再熱器管開裂 泄漏,其材料為TP347H鋼,規(guī)格為63mm×4mm(外 徑×壁厚)。泄漏管無變形、無明顯膨脹,未發(fā)現(xiàn)管內(nèi) 有異物堵塞。筆者采用一系列理化檢驗(yàn)方法分析了該 管發(fā)生開裂的原因,以防止該類事故再次發(fā)生。

1 理化檢驗(yàn)

1.1 宏觀觀察

泄漏的后屏再熱器管宏觀形貌如圖1所示。從 外壁觀察,裂紋位于距離焊縫中心11mm 的管子 上,裂紋沿環(huán)向擴(kuò)展,呈直線狀,長度約20mm,兩 側(cè)平整光滑。對該管沿著裂紋中心線進(jìn)行縱剖,從 內(nèi)壁觀察,焊口兩側(cè)管段的內(nèi)壁均存在大量方向平 行的加工刀痕,裂紋位于車削區(qū)域,外壁裂紋終止部 位所對應(yīng)的內(nèi)壁處仍然存在宏觀可見的裂紋,內(nèi)壁 裂紋的長度遠(yuǎn)大于外壁裂紋的長度,這說明裂紋是 由內(nèi)向外擴(kuò)展的。內(nèi)壁存在較多的腐蝕坑,且主要 集中于車削區(qū)域,腐蝕坑內(nèi)部聚集有黃色的腐蝕物 質(zhì),裂紋處存在明顯腐蝕現(xiàn)象。

管子泄漏位置結(jié)構(gòu)如圖2所示。對管子的壁厚 進(jìn)行測量,發(fā)現(xiàn)正常部位的平均壁厚為3.96mm; 加工刀痕明顯區(qū)平均壁厚為2.84mm;裂紋處的平 均壁厚為2.80mm,大于其最小理論壁厚,滿足設(shè)計(jì) 要求。裂紋對側(cè)車削區(qū)域裂口深度約為2.90mm, 車削區(qū)域較深,且壁厚較薄。

1.2 掃描電鏡(SEM)和能譜分析

裂紋附近的顯微組織形貌如圖3所示,由圖3可 知:材料組織為典型的奧氏體,奧氏體晶粒中存在大量 碳化物,且在晶界聚集,有的區(qū)域碳化物呈鏈狀分布。

距離裂紋200mm處的顯微組織形貌如圖4所 示。由圖4可知,內(nèi)壁氧化皮厚度約為108μm,晶 界處聚集較多的析出相。材料組織為典型的過熱組 織,說明管子在開裂前有一段過熱過程;析出相向晶 界聚集,有些已成鏈狀。依據(jù) DL/T1422—2015 《18Cr-8Ni系列奧氏體不銹鋼鍋爐管顯微組織老化 評級標(biāo)準(zhǔn)》對其進(jìn)行評級,管子組織老化級別為 4.5級。

圖5為斷口處的SEM 形貌及能譜分析結(jié)果, 可以發(fā)現(xiàn)斷口表面大部分區(qū)域附著有氧化垢層,從 局部位置觀察,斷口呈冰糖狀,為沿晶開裂形貌,是 典型的脆性開裂模式。用掃描電鏡及能譜儀對斷口 處元素成分進(jìn)行定量及半定量分析。裂紋附近位置 腐蝕產(chǎn)物中富含Cr、O、Fe等元素。

1.3 室溫拉伸試驗(yàn)

在開裂管子上取樣后,對試樣進(jìn)行室溫拉伸試 驗(yàn),結(jié)果如表1所示,由表1可知:材料的力學(xué)性能均符合 ASTM A213/A213M—2017 《鍋爐過熱器 和換熱器用無縫鐵素體和奧氏體合金鋼管》的要求。

2 綜合分析

從過熱器的運(yùn)行環(huán)境方面考慮,其內(nèi)壁受到具 有氧化性的高溫、高壓飽和蒸汽的沖刷,外壁與煤 火、煙氣等腐蝕性介質(zhì)直接接觸,工作環(huán)境極為惡 劣。研究表明,在該工況下長期運(yùn)行,TP347H 鋼的 脆性會增大,發(fā)生晶間腐蝕的概率也會大幅提升[8]

從宏觀觀察結(jié)果可知:裂紋起源于切削加工的 母材位置,開裂方向?yàn)橛蓛?nèi)向外,焊口兩側(cè)管段內(nèi)壁 均可見大量的加工刀痕,裂紋方向與加工刀痕方向 平行。開裂處壁厚最薄為2.80mm,符合工件設(shè)計(jì) 要求,但可能會降低管段自身的承壓能力。拉伸試 驗(yàn)結(jié)果表明,開裂管試樣的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度均滿 足技術(shù)要求。

從微觀組織方面分析可知,缺陷處的奧氏體組 織老化級別為4.5級,晶界處聚集有明顯的碳化物 顆粒,為典型的過熱組織。研究表明,TP347H 鋼在 運(yùn)行過程中主要的析出相為 MX相和 M23C6 相,這 些析出相的尺寸、形狀及分布均影響 TP347H 耐熱 鋼的高溫強(qiáng)度[9]。在其長期過熱運(yùn)行過程中,晶界 附近的C元素仍有較高的遷移能量,與晶界附近的 Cr元素結(jié)合形成 M23C6 相,并在晶界附近析出;由 于碳原子的遷移速率較Cr原子遷移速率快,因此遠(yuǎn) 離晶界的碳原子不斷向晶界附近遷移,并與Cr原子 結(jié)合形成Cr23C6,并在晶界附近析出,從而造成晶界 附近貧鉻[10-12]。晶界處析出物的增多和粗化,使得 材料脆性增大,同時(shí)貧鉻區(qū)的耐腐蝕能力也會進(jìn)一 步下降[13-15]。在殘余應(yīng)力、熱應(yīng)力和蒸汽內(nèi)壓應(yīng)力 等諸多因素的共同作用下,晶界貧鉻區(qū)容易發(fā)生 開裂。

3 結(jié)論與建議

(1)長期超高溫運(yùn)行使管子材料組織劣化,導(dǎo) 致其性能下降、強(qiáng)度降低。

(2)加工質(zhì)量不佳降低了管子的有效承載能 力,加速了開裂過程。

(3)建議關(guān)注焊縫周圍加工區(qū)域的壁厚情況, 并根據(jù)檢查情況進(jìn)行強(qiáng)度校核。

(4)建議電廠排查該部件的超溫情況。

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<文章來源>材料與測試網(wǎng) > 期刊論文 > 理化檢驗(yàn)－物理分冊 > 59卷 > 8期 (pp:51-54)>