楊 濱,孫文起,蔣文春,趙延靈

(中國(guó)石油大學(xué)(華東)化學(xué)工程學(xué)院,重質(zhì)油國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,青島 ２６６５８０)

摘 要:研究了１２Cr１MoV 鋼主蒸汽管道在長(zhǎng)時(shí)(２６a)服役后的顯微組織以及室溫與高溫拉伸性能,并與未服役鋼管的進(jìn)行了對(duì)比.結(jié)果表明:長(zhǎng)時(shí)服役后鋼管的組織退化表現(xiàn)為珠光體明顯球化、層狀 Fe３C相明顯碎化、鐵素體中析出 M７C３ 型碳化物以及晶粒明顯長(zhǎng)大;與未服役鋼管相比,長(zhǎng)時(shí)服役后鋼管的室溫屈服強(qiáng)度明顯降低,但室溫抗拉強(qiáng)度變化不大,高溫屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度則均明顯降低;長(zhǎng)時(shí)服役后鋼管的室溫拉伸斷口存在典型的纖維區(qū)和撕裂區(qū),為韌性斷裂,高溫拉伸時(shí)發(fā)生準(zhǔn)解理斷裂.

關(guān)鍵詞:長(zhǎng)時(shí)服役;顯微組織;主蒸汽管道;拉伸性能

中圖分類號(hào):TB３５ 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):１０００Ｇ３７３８(２０１９)０７Ｇ００２４Ｇ０４

０ 引 言

２０世紀(jì)８０年代建造的火電廠機(jī)組的操作時(shí)間已經(jīng)接近甚至超過其初始設(shè)計(jì)壽命(３０a),面臨的超期服役問題日趨嚴(yán)峻.作為連接鍋爐與汽輪機(jī)的“主動(dòng)脈”,主蒸汽管道長(zhǎng)期在高溫、高壓下工作,是火電廠四大管道中運(yùn)行工況最惡劣、事故發(fā)生數(shù)量最多的部件[１];其長(zhǎng)時(shí)甚至超時(shí)服役嚴(yán)重影響了火電廠的正常發(fā)電和安全運(yùn)行[２].但是,批量更換長(zhǎng)時(shí)服役的主蒸汽管道并不符合我國(guó)當(dāng)前的基本國(guó)情:新主蒸汽管道的鋪設(shè)時(shí)間長(zhǎng),停車更換與當(dāng)前持續(xù)遞增的能源需求相矛盾;主蒸汽管道的制造成本高,會(huì)加重火電廠的經(jīng)濟(jì)負(fù)擔(dān).因此,對(duì)主蒸汽管道進(jìn)行狀態(tài)檢修和延壽評(píng)估是火電廠的重要工作內(nèi)容之一.

在長(zhǎng)時(shí)服役過程中,主蒸汽管道會(huì)發(fā)生組織結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變[３Ｇ４]、析出物粗化[５]、蠕變孔洞萌生Ｇ長(zhǎng)大Ｇ聚合[６]等變化;這些蠕變損傷會(huì)削弱材料的析出強(qiáng)化、晶界強(qiáng)化和固溶強(qiáng)化等作用,降低其承載能力,從而增大設(shè)備的失效風(fēng)險(xiǎn)[７].為將風(fēng)險(xiǎn)維持在可控范圍之內(nèi),需要更細(xì)致地表征主蒸汽管道的損傷情況,明確材料組織損傷與力學(xué)性能退化之間的關(guān)系[８].但是,蠕變是一個(gè)與時(shí)間密切相關(guān)的過程,在實(shí)驗(yàn)室進(jìn)行的蠕變以及長(zhǎng)時(shí)時(shí)效研究采用的都是加速試驗(yàn)方法,其蠕變機(jī)制與實(shí)際工況下的有所不同,這會(huì)給組織損傷分析帶來很大的不確定性.為此,作者以某煉化廠動(dòng)力車間服役２６a的火電機(jī)組用１２Cr１MoV 鋼主蒸汽管道為研究對(duì)象,觀察了該鋼管的顯微組織,測(cè) 試 了 其 室 溫、高 溫 拉 伸 性 能,并 與 未 服 役１２Cr１MoV鋼管的進(jìn)行了對(duì)比,分析了長(zhǎng)時(shí)服役條件下顯微組織以及拉伸性能的退化程度,為剩余壽命評(píng)估提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù).

１ 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料取自某煉化廠動(dòng)力車間服役２６a的主蒸汽鋼管以及未服役鋼管(見圖１),鋼管材料為１２Cr１MoV 鋼,外徑和壁厚分別為 ２７４,３４ mm,生產(chǎn)廠家相同.服役溫度為５２０ ℃,壓力為１１ MPa.

未服役１２Cr１MoV 鋼管的化學(xué)成分見表１.

在未服役和服役２６a的１２Cr１MoV 鋼管上線切割出金相試樣,經(jīng)機(jī)械拋光,用體積分?jǐn)?shù)４％硝酸酒精溶液腐蝕后,在 LeicaDM４ M 型光學(xué)顯微鏡(OM)和JSMＧ６６１０A 型掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察顯微組織.

在未服役和服役２６a的１２Cr１MoV 鋼管近外壁處制備出直徑５mm 的標(biāo)準(zhǔn)圓棒拉伸試樣,尺寸見圖２.采用MTSLandmark３７０．１０拉伸試驗(yàn)系統(tǒng),分別按照 GB/T２２８．１－２０１０和 GB/T４３３８－２００６進(jìn)行室溫(２０ ℃)和高溫(５２０ ℃)拉伸試驗(yàn),引伸計(jì)標(biāo)距為２０ mm,采用位移控制模式,拉伸速度為０．０６mm??min－１.在不施加任何軸向載荷條件下,將試樣從室溫加熱至５２０℃保溫３０min后進(jìn)行高溫拉伸試驗(yàn).為降低偶然性,每組試驗(yàn)各重復(fù)一次.

圖２ 拉伸試樣的尺寸

Fig．２ Dimensionoftensilespecimen

２ 試驗(yàn)結(jié)果與討論

２．１ 顯微組織

由圖３可見:未服役鋼管的顯微組織主要由鐵素體和珠光體組成,珠光體內(nèi)具有致密的層狀結(jié)構(gòu),鐵素體內(nèi)部及晶界處均未發(fā)現(xiàn)明顯的析出物;長(zhǎng)時(shí)服役(即服役２６a)后鋼管的顯微組織也主要由鐵素體和珠光體組成,但珠光體發(fā)生明顯球化,珠光體內(nèi)的層狀 Fe３C相明顯碎化,鐵素體內(nèi)析出大量 M７C３型碳化物且出現(xiàn)零星的蠕變孔洞,晶界處未出現(xiàn)明顯的蠕變孔洞,但析出了鏈狀 M２３C６ 型碳化物.應(yīng)用圖像分析方法[９]統(tǒng)計(jì)得到未服役鋼管和長(zhǎng)時(shí)服役鋼管的晶粒直徑分別約為２０,３５μm,可見長(zhǎng)時(shí)服役后的晶粒尺寸明顯增大.

實(shí)驗(yàn)室模擬長(zhǎng)時(shí)時(shí)效通常采用提高溫度的放大加速試驗(yàn),材料受溫度影響較大.在實(shí)驗(yàn)室模擬長(zhǎng)時(shí)時(shí)效條件下,１２Cr１MoV 鋼的組織退化主要表現(xiàn)為碳化物類型、尺寸和數(shù)量的變化以及珠光體的球化.例如:姜勇等[１０]的長(zhǎng)時(shí)時(shí)效試驗(yàn)表明,碳化物類型和含量的變化是１２Cr１MoV 鋼組織退化的主要形式;張而耕等[１１]的研究結(jié)果也顯示,１２Cr１MoV

鋼的劣化程度主要與碳化物的變化有關(guān).由于固溶合金元素會(huì)隨著碳化物類型的轉(zhuǎn)變而變化[１２],因此在實(shí)驗(yàn)室模擬長(zhǎng)時(shí)時(shí)效下的組織退化主要影響的是１２Cr１MoV 鋼的固溶強(qiáng)化作用.在真實(shí)工況下,溫度和載荷對(duì)材料均有明顯的影響,在熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力及擴(kuò)散動(dòng)力的作用下,晶粒會(huì)持續(xù)而緩慢地長(zhǎng)大.

由于晶粒長(zhǎng)大速率很小,需要較長(zhǎng)時(shí)間后才能觀測(cè)到晶粒尺寸的明顯變化,因此在實(shí)驗(yàn)室模擬時(shí)間較短條件下,無法觀測(cè)到明顯的晶粒尺寸變化.

２．２ 拉伸性能

由圖４可以看出:未服役鋼管在室溫(２０ ℃)和高溫(５２０ ℃)下的拉伸曲線均沒有出現(xiàn)屈服平臺(tái),但長(zhǎng)時(shí)服役后的鋼管均出現(xiàn)了明顯的屈服平臺(tái);長(zhǎng)時(shí)服役 后 鋼 管 的 室 溫 屈 服 強(qiáng) 度 由 未 服 役 鋼 管 的３７７．７ MPa降低至２２９．６ MPa,長(zhǎng)時(shí)服役和未服役鋼管的室溫抗拉強(qiáng)度分別為４７５．８,４７４．６ MPa,相差很小;長(zhǎng)時(shí)服役后鋼管的高溫屈服強(qiáng)度和高溫抗拉強(qiáng)度分別為１７３．７,１９７．２MPa,明顯低于未服役鋼管的(２５７．３,４１５．２MPa).結(jié)合顯微組織分析可知,長(zhǎng)時(shí)服役后鋼管組織雖然發(fā)生了珠光體球化的變化,但在室溫下依然表現(xiàn)出較好的抗拉性能,球化的珠光體

僅導(dǎo)致了屈服強(qiáng)度的明顯降低;在高溫下,在熱力學(xué)驅(qū)動(dòng)力的作用下球化珠光體的片層間距進(jìn)一步增大,同時(shí)晶粒尺寸變大使得晶界總長(zhǎng)度減小,致使晶界強(qiáng)化作用減弱,且碳化物的進(jìn)一步析出導(dǎo)致固溶強(qiáng)化效果減弱,同時(shí)不斷聚集長(zhǎng)大的碳化物引起局部應(yīng)力集中,在上述因素的影響下,長(zhǎng)時(shí)服役后鋼管的高溫抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度均大幅降低.

由圖５可知:長(zhǎng)時(shí)服役后,鋼管的室溫拉伸斷口包含典型的纖維區(qū)和剪切撕裂區(qū),且局部有明顯的韌窩,為韌性失效;其高溫拉伸斷口未發(fā)現(xiàn)明顯的剪切區(qū),局部為準(zhǔn)解理失效.這表明長(zhǎng)時(shí)服役后鋼管的常溫和高溫拉伸性能的退化機(jī)理是有差異的.這是因?yàn)椴煌瑴囟认戮?nèi)和晶界的相對(duì)強(qiáng)度不同;室溫拉伸性能主要由晶內(nèi)強(qiáng)度決定,高溫拉伸性能則主要由晶界強(qiáng)度決定.因此,不能簡(jiǎn)單地通過關(guān)聯(lián)室溫和高溫拉伸性能來建立簡(jiǎn)化的壽命評(píng)估判據(jù),而應(yīng)進(jìn)一步研究力學(xué)性能退化的溫度相關(guān)性.

３ 結(jié) 論

(１)長(zhǎng)時(shí)服役后１２Cr１MoV 鋼管的組織退化表現(xiàn)為珠光體明顯球化、層狀 Fe３C相明顯碎化、鐵素體中析出 M７C３ 型碳化物以及晶粒明顯長(zhǎng)大;長(zhǎng)時(shí)服役后１２Cr１MoV 鋼對(duì)蠕變孔洞并不敏感,僅在晶粒內(nèi)部分布有零星的蠕變孔洞.

(２)與未服役鋼相比,長(zhǎng)時(shí)服役后１２Cr１MoV鋼的室溫屈服強(qiáng)度明顯降低,但室溫抗拉強(qiáng)度變化不大,高溫屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度則均明顯降低;長(zhǎng)時(shí)服役后１２Cr１MoV 鋼的室溫拉伸斷口存在典型的纖維區(qū)和撕裂區(qū),為韌性斷裂,高溫拉伸時(shí)受組織損傷的影響發(fā)生準(zhǔn)解理斷裂.長(zhǎng)時(shí)服役后１２Cr１MoV鋼的室溫及高溫拉伸性能退化機(jī)理不相同,在后續(xù)的壽命評(píng)估中需要區(qū)別對(duì)待.

（文章來源：材料與測(cè)試網(wǎng)-機(jī)械工程材料>2019年>7期> pp.24）