某公司#5爐運行3200小時后,后屏過熱器在西數第9排南側外數第四圈的下彎管內弧側發生橫向斷裂。該管規格Φ57×9mm;材質TP347H不銹鋼管。裂紋源自彎管的內弧外表面向內向右上角擴展,除斷口外,彎管外表面還存在小裂紋。為了查找失效原因,選取了金屬試樣進行化學成分、拉伸、沖擊、斷口觀察和金相等方面的試驗,綜合分析后屏過熱器斷裂原因。


一、斷裂事故概述


  某公司1×600MW汽輪發電機組,鍋爐為哈爾濱鍋爐有限責任公司根據引進的美國ABB-CE燃燒工程公司技術設計制造的亞臨界壓力,一次中間再熱,單爐膛,控制循環汽包鍋爐;型號為HG-2080/17.5—HM12。鍋爐整體Π型布置,全鋼構架懸吊緊身全封閉結構。鍋爐設計壓力19.95MPa,最大連續蒸發量為2080t/h,額定蒸發量為2005 t/h,額定蒸汽溫度541℃。后屏過熱器由下列規格和材質Φ57×9mm,T91;Φ63×8mm,T91;Φ57×11mm,12Cr1MoVG;Φ63×11mm,TP347H;Φ57×9mm,TP347H等多種規格的管子組成。該爐運行3200小時后,后屏過熱器在西數第9排南側外數第四圈的規格和材質為Φ57×9mm,TP347H的下彎內弧側發生橫向斷裂。斷裂位置詳見后屏過熱器管排示意圖。


二、宏觀特征及分析


 圖為失效后屏過熱器管的宏觀形貌。斷口呈脆性斷裂,壁厚沒有明顯減薄,管徑沒有脹粗。下左圖的左下角為裂紋開裂位置,從彎管內弧外表面向內向右上角擴展。不同于以往鍋爐受熱面的珠光體耐熱鋼的失效形態。既不符合短時過熱失效特征,也不符合長時過熱失效特征。下右圖可見,彎管外表面還存在小裂紋。具備應力腐蝕特征。為了查找依據:選取新管為1#樣,斷裂管為2#樣,對圖1中右圖沿縱向穿過裂紋取金相樣,編號為3#樣,對1#和2#進行拉伸和沖擊取樣。


三、化學成分分析


對新管和斷裂管用DV-6直讀光譜儀進行成分分析,見表。新管和斷裂管的所有合金元素均符合ASTM標準要求,化學成分沒有問題。


四、拉伸和沖擊性能


  對新管和斷裂彎管相應的直管部分進行了拉伸和沖擊取樣,拉伸試樣的標距部分尺寸為φ5×25mm,沖擊試樣為5×10×55mm,試樣缺口為“V”型缺口,試驗結果見表。從試驗結果可以看出,無論是新管還是斷裂管:其屈服極限、抗拉強度以及延伸率高于ASTM標準要求。ASTM標準中沒有沖擊值和斷面收縮率規定,但從斷口和沖擊值看,管子的沖擊韌性均為較好??梢?,管子的常溫機械性能指標沒有問題。


五、金相組織


 圖為不同管子和不同位置金相組織。從圖中可以看出,新管金相組織與斷裂管子的金相組織有明顯的差別,新管的晶粒度大于8級,晶界析出相少。而斷裂管的晶粒度為5.3級,晶界碳化物析出多,晶界較粗。新管和斷裂管的金相組織均為奧氏體+析出相。依據ASTM213規定,TP347H不銹鋼管的晶粒度應大于7級??梢?,斷裂管子晶粒度級別不合格,超標。


 為了進一步了解新管和斷裂管金相組織中析出相和裂紋性質,對新管和斷裂管金相樣品進行了掃描電鏡觀察和能譜分析,圖為掃描電鏡下新管和斷裂管金相組織和能譜曲線。將對新管和斷裂管子的金相組織進行了對比,可以看出,新管的晶間碳化物析出少,而斷裂管的晶間碳化物Cr23C6析出多,晶界明顯粗化,晶界上鉻含量高。具有腐蝕環境下,應力腐蝕傾向增大。


 從圖中可以看出,圖中白點“相”能譜分析表明是鈮顆粒,分布在晶內和晶界上,斷裂管子的晶界上鉻含量高,可見,在晶界析出鉻的碳化物,導致晶界弱化,抗晶間腐蝕能力降低,產生晶間腐蝕。而新管未發現晶界析出鉻的碳化物,既沒有發生晶間腐蝕。


 圖為3#樣品裂紋形態。從裂紋形態看,為典型沿晶開裂。管子外表面還有很多小裂紋。將小裂紋打開,在電鏡下觀察3#樣品斷口表面能譜曲線發現,斷口為沿晶斷口,斷口表面存在硫元素,可見,斷裂管子的開裂是在煙氣中硫的作用下的產生應力腐蝕的結果。


六、原因分析


 奧氏體不銹鋼的不銹性和耐蝕性的獲得主要是由于在鉻作用下,鉻促進了鋼的鈍化并使鋼保持穩定鈍態的結果。奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕是晶界或晶界附近的電化學腐蝕。鉻是強碳化物形成元素,在奧氏體不銹鋼中也不例外,奧氏體不銹鋼中常見碳化物(Cr23C6),這種碳化物高溫固溶處理溶于奧氏體中,鉻呈均勻分布,使合金各部分鉻質量分數均在鈍化所需值,使合金具有良好的耐蝕性。但如果在敏化溫度范圍(500~850°C)內,晶界上就會形成敏化組織即晶界上析出連續的、網狀碳化物(Cr23C6),鉻從晶界附近的固溶體中分離出來,造成晶界附近貧鉻,貧鉻區與碳化物緊密相連,當存在一定腐蝕介質就發生電化學腐蝕,造成晶間腐蝕。而TP347H不銹鋼管中添加了鈮,鈮是強碳化物形成元素,Nb與C形成NbC,將C全部固定在NbC中。避免鉻與碳形成碳化物,可有效抑制晶界上形成敏化組織。該管子由于鈮以顆粒形式游離存在,而沒有起到形成NbC。沒有起到將碳全部固定在NbC中的作用。管子的運行溫度在奧氏體不銹鋼的敏化溫度范圍,導致該管子金屬材料在晶界上不斷形成敏化組織:即晶界上析出連續的、網狀碳化物(Cr23C6),鉻從晶界附近的固溶體中分離出來,造成晶界附近貧鉻。從而使得管子的抗晶間腐蝕性大大降低??梢?,該TP347H不銹鋼管材料本身存在合金元素鈮未固溶或固溶嚴重不足,導致管子在晶界形成Cr23C6,晶界附近貧鉻,出現晶間腐蝕。管子上裂紋為沿晶裂紋,裂紋分叉,為典型的應力腐蝕開裂。該管子斷裂原因主要是在煙氣中硫的作用下,產生由管子外表面向內的應力腐蝕。直管段表面未發現裂紋,裂紋源在彎管的內弧開始,只在彎管外表面存在較多小裂紋:說明彎管的內弧結構殘余應力水平比較高。這種應力不是在運行中由于管子的內壓造成的;這種應力可能與彎管工藝和焊接安裝有關。


 從金相組織上看,發現斷裂管子的晶粒度級別為5.3級,超過標準要求。晶粒度級別高,晶粒度小,單位面積上晶粒數量多,晶界長度總和增加,單位面積上析出的一定量碳化物分布在單位長度晶界的數量比例降低,產生晶間腐蝕傾向減??;反之亦然??梢?,晶粒度級別高,可提高不銹鋼抗晶間腐蝕能力。斷裂管子的晶粒度粗大,單位長度上晶界碳化物相對析出多,使得晶界敏化,易產生晶間腐蝕。這是管子運行僅為3200小時斷裂的又一主要原因。


七、結論及采取措施


 1. 引起斷裂的原因為應力腐蝕。


 2. 對新彎管更換前進行穩定化處理,將鋼中的碳全部固定在碳化鈮中。