12Cr1MoV鋼過熱器管開裂原因

王曉東, 張繼明, 胡顯軍

[江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院, 張家港 215625]

鍋爐是一種能量轉換裝置,可將燃料的化學能轉換為換熱器管道內蒸汽的熱能。換熱器管道長期處于高溫、腐蝕性環境中,且承受一定壓力,這對鋼管性能提出了較高的要求。12Cr1MoV鋼為珠光體低合金耐熱鋼,該鋼在高溫環境下具有較好的強度和塑性,以及一定的抗氧化能力,常被用于制造工作溫度低于580 ℃的鍋爐換熱器管道[1-2]。目前,對過熱器管的研究主要集中于過熱導致的焊縫失效[3-4],對于非焊接部位的失效報道較少[5]。

某公司服役的過熱器管材料為12Cr1MoV無縫鋼管,外徑為38 mm,壁厚為4 mm。管內通水蒸氣,設計入口溫度為257 ℃,出口溫度為379 ℃。管外為含CO、CO2和H2的高溫鍋爐氣。過熱器管服役兩個月后,鍋爐氣中的H2含量超標,隨即停爐檢查,發現過熱器管彎管處管壁上存在多條長度不等的裂紋。筆者采用宏觀觀察、化學成分分析、硬度測試、掃描電鏡(SEM)分析、金相檢驗等方法分析了過熱器管開裂的原因。

1 理化檢驗

1.1 宏觀觀察

開裂過熱器管宏觀形貌如圖1所示。由圖1可知:管壁表面完好,僅在彎管處有輕微變形,在彎管外壁共發現7條肉眼可見的裂紋,依次標記為裂紋1～7;裂紋1橫向部分長度約為25 mm,縱向部分長度約為80 mm,橫向裂紋與縱向裂紋連接處呈弧形過渡;裂紋2～7均為位于彎管側面的橫向裂紋,其中裂紋2～6位于同側,長度為4～9 mm; 裂紋7位于裂紋6對側,長度約為10 mm。可以看出裂紋1～7的情況相同,選取典型的裂紋2進行分析。

圖1 開裂過熱器管宏觀形貌

將開裂管段沿軸向剖開,觀察其內、外壁形貌,管壁未發現明顯減薄,結果如圖2所示。鋼管內、外壁被較厚的氧化層覆蓋,難以觀察裂紋形貌。由圖2可知:2,3號裂紋暴露在外壁部分,為橫向裂紋,長度分別為4.9,7.9 mm,裂紋兩端及中間局部位置呈圓形孔洞狀特征,且裂紋附近存在向外擴展的溝痕;2,3號裂紋在內壁長度均為10.3 mm,明顯大于外壁長度。與2,3號裂紋相鄰的彎管內壁內弧側存在大量的平行細裂紋,裂紋長度約3～8 mm,方向與環向呈小角度傾斜。

圖2 開裂管段裂紋宏觀形貌

1.2 化學成分分析

依據GB/T 4336—2016 《碳素鋼和中低合金鋼多元素含量的測定 火花放電原子發射光譜法(常規法)》,使用直讀光譜儀對開裂管進行化學成分分析,結果如表1所示。由表1可知:開裂管的化學成分符合GB/T 5310—2017 《高壓鍋爐用無縫鋼管》對12Cr1MoVG鋼的要求。

表1 開裂管的化學成分分析結果 %

1.3 硬度測試

在開裂管上截取試樣,使用維氏硬度計對試樣進行維氏硬度測試。試樣的維氏硬度測試結果如表2所示。由表2可知:直管部分硬度符合GB/T 5310—2017的要求,而彎管部分平均硬度為235 HV,高于標準要求,表明彎管段發生了形變硬化。

表2 試樣的維氏硬度測試結果 HV

1.4 氫氣含量分析

依據GB/T 223.82—2018 《鋼鐵 氫含量的測定 惰性氣體熔融-熱導或紅外法》,用氧氮氫分析儀每隔半個月對鍋爐煙氣中的氫含量進行檢測,測得氫氣質量分數分別為0.41%,0.70%,0.78%,2.54%,可見平穩運行時,氫氣質量分數小于1 %,而超標后氫氣質量分數已超過2.5%。采用氧氮氫分析儀對開裂管段管壁進行氫氣含量測定,結果顯示管壁中氫氣質量分數為1.8×10-6,為正常管壁中氫氣質量分數(1×10-6)的1.8倍。

1.5 掃描電鏡分析

在裂紋2處打開管樣,在SEM下觀察斷口表面的形貌,結果如圖3所示。可以看出,整個斷口形貌表現為沿晶脆性開裂特征,尤其是靠近內壁處沿晶斷裂特征顯著,在晶界處存在大量二次裂紋,沿晶開裂晶粒表面存在類似雞爪紋的白色紋路[見圖3a)],隨著裂紋由內壁向外壁擴展,沿晶斷裂面積比例逐漸減少,靠近外壁處,斷口表面呈半沿晶半穿晶脆性斷裂特征[見圖3c)]。

圖3 裂紋2斷口表面的SEM形貌

截取裂紋2附近彎管段與直管段的橫截面,制備試樣,將試樣鑲嵌、磨拋后,觀察其SEM形貌,結果如圖4所示。由圖4可知:無論彎管段還是直管段,內壁的部分位置均存在深度為20～50 μm的不規則孔坑,還存在一層沿內壁及孔坑周圍分布、厚度約為5 μm的氧化圓點聚集帶;而管外壁的氧化圓點數量大大降低,密度遠少于內壁且不再呈連續帶狀分布,孔坑密度也明顯降低;在直管段內壁附近發現疏松缺陷。

圖4 彎管段與直管段橫截面SEM形貌

對試樣內、外壁附近氧化圓點進行能譜分析,結果如圖5和表3所示。由表3可知:試樣內、外壁氧化皮成分均為鐵的氧化物,氧化圓點中親氧元素(Cr、Mn、V等)的質量分數較高。研究發現,將鋼加熱到1 100 ℃、保溫30 min以上時,氧元素沿晶界擴散到鋼中,與鋼中Mn、Cr等元素結合,生成氧化物圓點[6]。可知鋼管內壁的缺陷比氧化圓點先出現,且該缺陷在高溫熱處理階段就已經產生,即鋼坯中的原始缺陷是經穿孔軋制遺傳下來的[7-8]。

圖5 內壁氧化圓點能譜分析位置

表3 內壁氧化圓點成分分析結果 %

1.6 金相檢驗

裂紋附近彎管段與直管段顯微組織形貌如圖6所示。由圖6可知:裂紋附近彎管部分與直管部分的顯微組織均為鐵素體+珠光體+少量貝氏體,晶粒度為7級。裂紋處與裂紋附近表面的脫碳層深度一致,外壁和內壁完全脫碳層深度分別為50 μm和300 μm,直管外壁和內壁完全脫碳層深度分別為60 μm和270 μm。除裂紋內壁附近脫碳層深度接近標準值外,其余位置均符合GB/T 5310—2017標準對完全脫碳層深度的要求。

圖6 裂紋附近彎管段及直管段顯微組織形貌

2 綜合分析

由以上分析可知,12Cr1MoV鋼管斷裂處沒有明顯減薄和變形。除氫氣含量較高外,其化學成分、組織及脫碳層深度均滿足GB/T 5310—2017對12Cr1MoVG鋼的要求。對裂紋表面形貌觀察可以發現,外壁觀察到的7條細裂紋均在彎管段,彎管內壁內弧側存在更多的細小裂紋。整個斷口表面均呈沿晶脆性斷裂特征。對斷裂管進行硬度測試結果表明,直管段硬度符合標準要求,彎管段硬度超出標準要求,為形變硬化和殘余應力所致。

由于鍋爐氣中的氫氣濃度超標,氫分子吸附于鋼管表面,并分解為氫原子,氫原子溶解并擴散至管壁內部[9],最終富集于管壁的孔坑、微裂紋以及氧化圓點等原始缺陷處[10]。氫原子在缺陷處結合成氫分子并產生氫壓,同時氫的滲入使晶界結合力大大降低,材料的塑性和韌性下降[11]。鋼管彎管時的冷加工使彎管段存在較大的殘余應力,當缺陷處富集的氫含量達到臨界值時,在彎管內壁內弧側殘余拉應力的復合作用下,缺陷處首先發生氫致脆性開裂[12]。

鋼管開裂的主要原因為氫氣含量超標,以及鋼管內、外壁的缺陷加速了氫致裂紋的產生。通過觀察鋼管縱截面,可以發現存在裂紋的彎管和無裂紋的直管管壁均存在大量孔坑、微裂紋以及氧化圓點等缺陷,并且內壁上缺陷密度遠高于外壁。這些缺陷為氫陷阱,富集了氫原子,成為氫致開裂的裂紋源[13-15]。開裂發生后,管內流通的高溫、高壓水蒸氣對裂紋處持續進行氧腐蝕,進一步促進了裂紋擴展。當開裂部分管壁臨近穿孔厚度時,管內氣體沖出,形成斷口表面的氣道與鋼管外壁的發散狀溝槽。

3 結論

綜上所述,12Cr1MoV鋼過熱器管開裂是由于管坯本身存在疏松、氣孔等缺陷,經穿孔軋制后,這些缺陷遺傳至鋼管內壁處,形成孔坑、微裂紋等缺陷。鍋爐氣中的氫擴散進入管壁內,并在缺陷處富集,并與彎管段的殘余應力產生耦合作用,優先發生氫致應力開裂。