TP347H奧氏體不銹鋼高溫過(guò)熱器管的短時(shí)爆管分析.doc

tp347h奧氏體不銹鋼高溫過(guò)熱器管爆管分析趙勇 大唐長(zhǎng)春第三熱電廠摘 要：對(duì)爆管試樣進(jìn)行宏觀形貌分析、金相分析、力學(xué)性能測(cè)試、晶間腐蝕試驗(yàn)，測(cè)試結(jié)果表明爆管是由于tp347h管材彎制后未按規(guī)定進(jìn)行固溶處理導(dǎo)致的晶間腐蝕爆管。關(guān)鍵詞：奧氏體不銹鋼 爆管 晶間腐蝕 前 言隨著我國(guó)經(jīng)濟(jì)的高速發(fā)展，促進(jìn)了火力發(fā)電的迅猛發(fā)展，超(超)臨界機(jī)組已成為目前火力發(fā)電的主流機(jī)組，使我國(guó)火電進(jìn)入了大容量、高參數(shù)、序列化發(fā)展的階段。目前亞臨界壓力或超臨界壓力鍋爐過(guò)熱器最高實(shí)際壁溫都超過(guò)了600，珠光體耐熱鋼已不能適應(yīng)，而貝氏體耐熱鋼雖有良好的組織穩(wěn)定性、較高的高溫長(zhǎng)時(shí)性能和良好的工藝性能，但由于鉻含量較低,在600以上時(shí)抗氧化能力較差，因而也不能完全適應(yīng)亞臨界及以上參數(shù)鍋爐的要求。目前在以上鍋爐過(guò)熱器高溫段廣泛使用tp347h 等奧氏體不銹耐熱鋼。北方某電廠高溫過(guò)熱器材質(zhì)為tp347h奧氏體不銹鋼，在累計(jì)運(yùn)行時(shí)間不到1000小時(shí)內(nèi)，相繼發(fā)生4次爆管事故，造成了巨大的經(jīng)濟(jì)損失。本文采用各種分析測(cè)試手段對(duì)爆管樣品進(jìn)行分析，尋找其破壞的原因。1 實(shí)驗(yàn)1.1宏觀分析爆管部位圖1 爆管現(xiàn)場(chǎng)照片過(guò)熱器開(kāi)裂位置均在彎頭內(nèi)弧，周向開(kāi)裂，如圖1所示。對(duì)裂紋取樣觀察，發(fā)現(xiàn)外壁裂紋比內(nèi)壁裂紋長(zhǎng)；裂紋打開(kāi)后發(fā)現(xiàn)可見(jiàn)斷口較為平整，無(wú)明顯塑性變形，從斷裂紋路的指向可以看出斷裂的起源區(qū)、擴(kuò)展區(qū)和終端區(qū)，源區(qū)位于外壁，裂紋由外壁向內(nèi)壁發(fā)展。斷口較為平整，屬于脆性斷裂，無(wú)明顯塑性變形。斷口表面有一定量垢層；彎管內(nèi)外表面無(wú)裂紋、折疊、軋折、結(jié)疤等表面缺陷，無(wú)鼓包、脹粗等超溫現(xiàn)象。1.2 斷口形貌圖2(a)為裂紋的金相圖片，從圖中爆裂管子金相組織為奧氏體，晶界有少數(shù)碳化物聚集，晶粒較均勻，未見(jiàn)異常。裂紋均為沿晶裂紋。圖2(b)為斷口的電鏡掃描圖，未見(jiàn)明顯疲勞斷裂特征。自168試運(yùn)行通過(guò)后，累計(jì)運(yùn)行時(shí)間不到500小時(shí)，故可排除長(zhǎng)期運(yùn)行過(guò)熱的可能性，爆口也不具備短時(shí)超溫爆口的特征。(a) (b)圖2裂紋和短口的形貌圖1.3 金相分析(a) (b) (c)圖3過(guò)熱器管截面不同區(qū)域金相組織圖(a)內(nèi)弧面；(b)中性面；(c)外弧面.從圖中可以看出，金相組織圖為奧氏體沿晶分布的碳化物，晶粒度3.5級(jí)，觀察到明顯的孿晶和滑移線，證明管子彎管后未經(jīng)固溶處理。晶粒度符合設(shè)計(jì)要求。1.4成分分析表1 tp347h過(guò)熱器管化學(xué)成分(%)csicrsninbasme sa213-920.080.7517.0-20.00.0309.00-13.0/高過(guò)管tp347h0.0590.4917.200.0239.950.77從表1中可以看出，管子的材質(zhì)符合asme sa213-92標(biāo)準(zhǔn)對(duì)tp347h新鋼管化學(xué)成分的要求。1.5硬度試驗(yàn)硬度從物理意義上講是材料本征結(jié)合力的度量。某種程度上可以反映材料微結(jié)構(gòu)的變化，是材料力學(xué)性能表征的一項(xiàng)重要指標(biāo)。本次硬度試驗(yàn)采用hxs-1000a顯微硬度儀進(jìn)行測(cè)量，加載載荷100g,保載時(shí)間10s，每個(gè)樣品上測(cè)量16點(diǎn)，測(cè)試方向從高溫過(guò)熱器管道的內(nèi)弧面到外弧面。從圖4中可以看出，爆管樣品硬度呈現(xiàn)明顯的馬鞍形狀，分布不均勻。內(nèi)弧硬度較高，從內(nèi)弧面向中性面方向逐步下降。在中性面時(shí)硬度比較均勻，到外弧面后硬度再次上升。圖4爆管試樣從內(nèi)弧到外弧的硬度分布圖1.6 力學(xué)性能實(shí)驗(yàn)表2 常溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果試樣編號(hào)截面尺寸(mm)rm（mpa）平均值1176.236176102277.0604astm-sa213-tp347h515根據(jù)gb228/t-2002 金屬材料室溫拉伸試驗(yàn)方法對(duì)樣管的常溫力學(xué)性能進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如表2所示。從表中可以看出，割下的管道的抗拉強(qiáng)度均符合astm a213標(biāo)準(zhǔn)對(duì)新sa213-tp347h鋼管的性能要求，測(cè)試結(jié)果證明力學(xué)性能合格。1.7晶間腐蝕試驗(yàn)圖5 晶間腐蝕后彎曲破壞照片依據(jù)gb4334.5-90不銹鋼硫酸、硫酸銅腐蝕試驗(yàn)方法對(duì)直管加工試樣進(jìn)行晶間腐蝕試驗(yàn)。每個(gè)樣品從中間破開(kāi)，分別對(duì)內(nèi)弧面和外弧面進(jìn)行試驗(yàn)，彎曲約45有裂紋產(chǎn)生，晶間腐蝕比較明顯。試驗(yàn)后試樣如圖5所示，所有試樣皆有肉眼所見(jiàn)裂紋，晶間腐蝕嚴(yán)重。1.8 電鏡分析為了進(jìn)一步分析晶間腐蝕的微觀機(jī)理，對(duì)晶間腐蝕樣品進(jìn)行掃描電鏡觀察和能譜分析。從圖32中可以看出，爆管試樣晶界析出大量的碳化物，碳化物以cr和nb的碳化物為主。這是sa213-tp347h材料在使用過(guò)程中由于溫度作用導(dǎo)致cr和nb元素往晶界遷移導(dǎo)致的結(jié)果。(a) (b)圖 6 晶間腐蝕樣品的掃描電鏡和能譜分析2 結(jié)果與討論經(jīng)過(guò)對(duì)爆管試樣進(jìn)行金相組織觀察、斷口形貌分析、常溫力學(xué)性能、晶間腐蝕試驗(yàn)、晶界碳化物能譜分析等相關(guān)工作，試驗(yàn)結(jié)果表明爆管樣品的金相組織、常溫拉伸性能均滿(mǎn)足要求，滑移線的存在表明材料內(nèi)部位錯(cuò)密度增大，位錯(cuò)在滑移過(guò)程中交割的機(jī)會(huì)越多，相互間的阻力就越大，位錯(cuò)便越易在晶體中塞積,促使硬度增加。爆管邊緣微觀存在滑移線及顯微硬度偏高，均說(shuō)明高過(guò)管彎管變形后未進(jìn)行固溶處理。晶間腐蝕試驗(yàn)表明爆管樣品存在嚴(yán)重的晶間腐蝕問(wèn)題。眾所周知，tp347h為18-8奧氏體不銹鋼，不銹鋼中含有的碳與鉻形成復(fù)雜的不穩(wěn)定的間隙碳化物cr23c6，cr23c6與鐵的親和力較強(qiáng)，容易形成(cr，fe)23c6，當(dāng)從高溫降到低溫時(shí)形成過(guò)飽和固溶體。在敏化處理溫度(400-850)再加熱時(shí)，碳化物是不穩(wěn)定的，要沿晶粒間界優(yōu)先析出，當(dāng)溫度低于650時(shí)，晶間的碳化鉻在晶界面上形成連續(xù)的片狀，導(dǎo)致晶間腐蝕的發(fā)生。這是由于在奧氏體中c和cr的擴(kuò)散系數(shù)不一樣而引起的。由于碳向晶粒間界的擴(kuò)散較鉻要快，碳化物沉淀出來(lái)后，在晶粒間界及其臨近區(qū)域的鉻由于在晶粒間界的沉淀而形成貧鉻區(qū)，當(dāng)鉻的含量降低到12%以下時(shí)，在腐蝕介質(zhì)作用下，在鋼的內(nèi)部形成沿晶界的電池腐蝕。高溫過(guò)熱器管工作溫度在600左右，剛好在最明感的敏化溫度范圍之內(nèi)，經(jīng)掃描電鏡能譜分析表明固溶使用過(guò)的樣管晶界碳化物以cr和nb的碳化物為主。證明發(fā)生了cr元素的遷移導(dǎo)致在晶界上形成cr23c6，弱化晶界。在彎管殘余應(yīng)力、熱應(yīng)力、蒸汽壓力等相疊加造成內(nèi)彎頭外表面出現(xiàn)較大的軸向拉應(yīng)力，在晶間腐蝕和拉應(yīng)力的共同作用下，導(dǎo)致彎管內(nèi)弧側(cè)產(chǎn)生周向沿晶裂紋，最終使裂紋從內(nèi)彎頭的外壁向內(nèi)壁擴(kuò)展導(dǎo)致開(kāi)裂。3 結(jié)論綜合以上分析，爆管的性質(zhì)為材料未按規(guī)定固溶處理導(dǎo)致在使用時(shí)tp347h