高悅敏¹,杜好陽¹,葉 豐²,崔 倫¹

(1.吉林省電力科學(xué)研究院有限公司,長(zhǎng)春 130021; 2.北京科技大學(xué)新金屬材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,北京 100083)

摘 要:對(duì)某熱電廠機(jī)組中運(yùn)行2×10 5 h以上的主蒸汽管道用10CrMo910鋼進(jìn)行不同溫度 (535,560,580 ℃)的高溫蠕變?cè)囼?yàn),研究該鋼的高溫蠕變行為及組織演變過程。結(jié)果表明:不同溫 度高溫蠕變后,超期服役10CrMo910鋼的晶粒發(fā)生了明顯變形,貝氏體和鐵素體基體中都發(fā)生了 再結(jié)晶,析出相粗化,蠕變孔洞變大變深,蠕變損傷加重;隨著蠕變溫度的升高,蠕變斷裂時(shí)間從 4633h降低到2314h,高溫蠕變斷裂強(qiáng)度從87.7MPa降低到58.3MPa,10CrMo910鋼的高溫蠕 變性能降低;蠕變斷口為韌窩狀,無明顯的剪切撕裂區(qū),可見明顯的二次裂紋和析出相,斷裂方式均 為準(zhǔn)解理斷裂。

關(guān)鍵詞:10CrMo910鋼;超期服役;主蒸汽管道;高溫蠕變;析出相;蠕變孔洞

中圖分類號(hào):TG142.1 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1000-3738(2022)04-0069-06

0 引 言

主蒸汽管道作為火電機(jī)組的關(guān)鍵高溫部件,用 于輸送高壓高溫蒸汽,其結(jié)構(gòu)較復(fù)雜,在長(zhǎng)期運(yùn)行過 程中會(huì)發(fā)生材質(zhì)變化和積累損傷,導(dǎo)致使用壽命不 斷縮短[1-2]。主蒸汽管道在運(yùn)行中主要承受蒸汽內(nèi) 壓力和支吊架約束力引起的機(jī)械載荷以及高溫蒸汽 引起的熱負(fù)荷作用,即蠕變-疲勞載荷作用。材料長(zhǎng) 期在高溫、高壓條件下工作,其顯微組織會(huì)發(fā)生劣 化,如造成蠕變損傷,出現(xiàn)碳化物的球化、聚集和長(zhǎng) 大,產(chǎn)生蠕變和空洞以及晶界裂紋等,進(jìn)一步造成管道宏觀性能如拉伸性能、蠕變持久強(qiáng)度、沖擊韌性的 下降和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的升高。同時(shí),火電機(jī)組的頻 繁起?？赡軙?huì)產(chǎn)生疲勞破壞,環(huán)境因素也會(huì)造成相 關(guān)的腐蝕、磨損等問題。在復(fù)雜工況條件下,管道在 制造過程中因工藝問題帶來的超標(biāo)缺陷處產(chǎn)生應(yīng)力 集中,導(dǎo)致裂紋萌生并擴(kuò)展,最終造成主蒸汽管道的 失效破壞^[3-6]。

在我國,20世紀(jì)60年代末期和70年代初期投 產(chǎn)的高溫高壓電廠機(jī)組的運(yùn)行時(shí)間普遍已達(dá)到或超 過2×10 5h。10CrMo910鋼是一種低合金鋼,具有良 好的淬透性、焊接性能和持久塑性,廣泛應(yīng)用于火電 機(jī)組的主蒸汽管道。目前,有關(guān)10CrMo910鋼的研 究主要集中在焊接工藝和壽命評(píng)估方面,但是對(duì)于其 高溫蠕變行為、蠕變后顯微組織變化等方面的研究鮮 有報(bào)道,而研究10CrMo910鋼在長(zhǎng)時(shí)間服役后的高 溫蠕變行為,對(duì)指導(dǎo)主蒸汽管道的高溫?fù)p傷評(píng)估和檢 修維護(hù)工作具有現(xiàn)實(shí)意義。作者以某電站實(shí)際運(yùn)行 2×10 5h以上的主蒸汽管道用10CrMo910鋼為研究 對(duì)象,通過不同溫度下的高溫蠕變?cè)囼?yàn)研究該鋼的高 溫蠕變行為,并分析其蠕變組織演變機(jī)理。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料取自某熱電廠機(jī)組中運(yùn)行 2×10 5 h 以上的主蒸汽管道,材料為10CrMo910鋼,其實(shí)測(cè) 化學(xué)成分見表1,在光學(xué)顯微鏡(OM)和透射電鏡 (TEM)下 的 顯 微 組 織 如 圖 1 所 示,可 以 看 出, 10CrMo910鋼超期服役后的組織為貝氏體和鐵素 體組成的基體以及長(zhǎng)條狀析出相和粒狀析出相,長(zhǎng) 條狀析出相的長(zhǎng)度為0.2~0.3μm,其一端與晶界相 接,相近的長(zhǎng)條狀析出相組成一簇,且取向一致,粒 狀析出相的尺寸約為10nm,彌散分布在長(zhǎng)條狀析 出相之間的基體上,對(duì)位錯(cuò)起到釘扎作用,提高了 位錯(cuò)移動(dòng)阻力,從而起到析出強(qiáng)化作用。測(cè)得主蒸 汽管道具有較高的室溫抗拉強(qiáng)度(397 MPa)和屈服 強(qiáng)度(260MPa)。

沿管壁軸向截取標(biāo)準(zhǔn)高溫持久拉伸試樣,具體 尺寸如圖2所示,采用 RDJ50型機(jī)械式蠕變持久試 驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫蠕變?cè)囼?yàn),根據(jù)實(shí)際工況,選取試驗(yàn)應(yīng) 力為100MPa,蠕變溫度為535,560,580 ℃。試樣 斷裂后,采用ZEISSSUPRA55型場(chǎng)發(fā)射掃描電子 顯微鏡 觀 察 斷 口 形 貌,采 用 SEM 附 帶 的 能 譜 儀 (EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。在斷口處截取金相試 樣,用體積分?jǐn)?shù)5%的硝酸去離子水溶液腐蝕后,采 用ZEISSImagerM2m 型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組 織。在同一位置取樣制備透射電鏡試樣,電解液為 體 積 分 數(shù) 95% (CH3CO2 )O+5% HClO4,使 用 TecnaiF30型透射電子顯微鏡(TEM)觀察析出相 的形貌與分布。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 高溫蠕變組織

在不同 溫 度 蠕 變 后,10CrMo910 鋼 的 顯 微 組織、析出相 形 貌、蠕 變 孔 洞 形 貌 相 似,因 此 僅 選 取 535℃蠕變前后的形貌進(jìn)行對(duì)比分析。由圖3可以 看出,與蠕變前相比,蠕變后10CrMo910鋼的晶粒 發(fā)生了明顯的變形,貝氏體基體和鐵素體基體上的 位錯(cuò)幾乎消失,亞晶粒顯著減少,僅剩下少量尺寸較 大的亞晶界,但蠕變前組織中的沿亞晶界分布的析 出相存留下來,可知組織中發(fā)生了再結(jié)晶。蠕變后 組織中的條狀析出相長(zhǎng)度下降至0.15μm 以下,寬 度增至約0.1μm,說明條狀析出相發(fā)生了明顯的粗 化;粒狀析出相彌散分布在鐵素體與貝氏體的晶界 上,其尺寸比蠕變前顯著增加,直徑約為50nm,部 分析出相聚集長(zhǎng)大。10CrMo910 鋼組織中條狀和 粒狀析出相由晶界向貝氏體晶內(nèi)長(zhǎng)大,在三晶粒交 界處長(zhǎng)大成大的析出相顆粒。

由圖4可以看出:蠕變前10CrMo910鋼中主要 存在尺寸較小的蠕變孔洞,說明運(yùn)行 2×10 5 h 后 10CrMo910鋼的蠕變損傷較輕微,處于蠕變第二階 段,仍有較長(zhǎng)的蠕變壽命;在535 ℃高溫蠕變后,蠕 變孔洞的尺寸較大且較深,10CrMo910鋼的蠕變損 傷加重。在高溫蠕變條件下,材料的蠕變強(qiáng)度主要 取決于晶界強(qiáng)度[3]。在高溫下,合金元素發(fā)生再分 配,貝氏體、鐵素體基體中的析出相在晶界處聚集長(zhǎng) 大,在外力作用下,析出相脫離形成顯微孔洞,使晶 界強(qiáng)度降低,蠕變孔洞擇優(yōu)在這些位置形核,隨著蠕 變變形程度的增大,孔洞相連成微裂紋并沿晶界擴(kuò) 展[7-9]。同時(shí),在高溫條件下,晶界上的原子較易擴(kuò) 散,受力后先發(fā)生晶界滑動(dòng),滑動(dòng)造成的孔洞使微裂 紋繼續(xù)沿晶界擴(kuò)展;晶界處的位錯(cuò)大量塞積,產(chǎn)生應(yīng)力集中,微裂紋在應(yīng)力作用下擴(kuò)展成宏觀裂紋,最終 導(dǎo)致試樣斷裂^[10-13]。

2.2 高溫蠕變性能

由表 2 可 以 看 出,隨 著 蠕 變 溫 度 的 升 高, 10CrMo910鋼的蠕變斷裂時(shí)間從 4633h 降低到 2314h,高溫 蠕 變 斷 裂 強(qiáng) 度 從 87.7 MPa 降 低 到 58.3MPa,但斷后伸長(zhǎng)率和斷面收縮率均增大,說 明蠕變過程加速,蠕變性能降低。由圖5可以看出, 隨著蠕變溫度的升高,條狀析出相的聚集程度增加, 析出相粗化,且在580 ℃蠕變后存在長(zhǎng)度約0.5μm 的條狀析出相,粗化后的析出相更易于蠕變孔洞的形 成。由圖6可以看出,580 ℃蠕變后組織中存在晶界 清晰的亞晶以及大量位錯(cuò)纏結(jié)的位錯(cuò)墻。相異的位 錯(cuò)墻可能合并形成新的亞晶界,亞晶內(nèi)部比較穩(wěn)定,但亞晶的相對(duì)轉(zhuǎn)動(dòng)會(huì)加速蠕變,從而降低高溫蠕變性 能。在晶界處富集的析出相,雖然會(huì)對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈 的釘扎作用,提高材料的高溫蠕變性能,但是過于粗 化的析出相會(huì)降低晶界強(qiáng)度,位錯(cuò)經(jīng)過析出相時(shí)不再 是切過機(jī)制,而是繞過機(jī)制[14-16],這種作用超過了析 出強(qiáng)化的作用,從而造成高溫蠕變性能的降低。

2.3 高溫蠕變斷口形貌

由圖7可以看出:不同溫度蠕變后10CrMo910 鋼蠕變斷口均呈杯錐狀,斷口底部區(qū)域凹凸不平,可 觀察到大量韌窩,無明顯的剪切撕裂區(qū),且存在二次 裂紋;韌窩中存在析出相粒子,以及析出相脫落后留 下的蠕變孔洞。可知,10CrMo910鋼的斷裂方式均 為準(zhǔn)解理斷裂,蠕變過程為明顯的塑性變形。隨著 蠕變溫度的升高,斷口處韌窩變深,尺寸增加,在原 始韌窩孔壁處可見到小的新生韌窩,這是因?yàn)殡S著 蠕變溫度的升高,組織處于熱激活狀態(tài),位錯(cuò)環(huán)密度 減小,運(yùn)動(dòng)阻力降低,位錯(cuò)快速運(yùn)動(dòng)[17-20],不同滑移 面上的位錯(cuò)更容易聚集形成微孔,有利于韌窩的生 成。由 EDS測(cè)得蠕變斷口中的析出相的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為5.32C,2.54Cr,92.14Fe,可知析出 相為碳化物。碳化物和基體的結(jié)合力較弱,隨著變 形程度的加劇,碳化物與基體分離,在斷口表面形成 新生的韌窩。

3 結(jié) 論

(1)不同溫度高溫蠕變后,超期服役主蒸汽管 道用10CrMo910鋼的晶粒發(fā)生了明顯變形,貝氏體 和鐵素體基體中發(fā)生再結(jié)晶和析出相粗化,蠕變孔 洞變大變深,蠕變損傷加重。

(2)隨 著 蠕 變 溫 度 的 升 高,蠕 變 斷 裂 時(shí) 間 從 4633h降 低 到 2314h,高 溫 蠕 變 斷 裂 強(qiáng) 度 從 87.7 MPa降低到58.3 MPa,10CrMo910鋼的高溫 蠕變性能降低,這與析出相的粗化、亞晶的形成、晶 界滑動(dòng)有關(guān),因此在應(yīng)用中需要嚴(yán)格控制蒸汽溫度,以保證管道的使用壽命。

(3)不同溫度高溫蠕變后的蠕變斷口呈韌窩 狀,無明顯的剪切撕裂區(qū),存在明顯的二次裂紋和析 出相,斷裂方式均為準(zhǔn)解理斷裂。

參考文獻(xiàn):

[1] 符棟良,任發(fā)才.電站鍋爐用改進(jìn)型9Cr-1Mo耐熱鋼高溫蠕變 行為研究[J].鍋爐技術(shù),2018,49(6):59-62. FU DL,RENFC.Investigationoncreepbehaviorofmodified 9Cr-1Moheat-resistantsteelusedforpowerplantboilerat elevatedtemperatures[J].BoilerTechnology,2018,49(6): 59-62.

[2] 王利民,張廣洲,姚輝,等.金屬材料的抗蠕變機(jī)理及方法綜述 [J].材料導(dǎo)報(bào),2018,32(增刊1):373-377. WANGL M,ZHANG G Z,YAO H,etal.Areview onthe anti-creepmechanismand methodsofmetallicmaterials[J]. MaterialsReview,2018,32(S1):373-377.

[3] 句光宇,王體,宋利,等.電 廠 過 熱 器 用 12Cr2MoWVTiB 鋼 管 使用溫度上限的探討[J].機(jī)械工程材料,2019,43(3):24-28. JU G Y,WANG T,SONG L,etal.Discussion on upper temperaturelimitof12Cr2MoWVTiBsteeltubeinsuperheater forpowerplant[J].Materialsfor MechanicalEngineering, 2019,43(3):24-28.

[4] SRINIVASANG,DEY H C,GANESAN V,etal.Choiceof weldingconsumableandprocedurequalificationforweldingof 304HCu austenitic stainless steel boiler tubes for Indian advancedultrasupercriticalpowerplant[J].Weldinginthe World,2016,60(5):1029-1036.

[5] 蔡曉文,陳興元.熱風(fēng)爐出風(fēng)管失效分析[J].中國材料進(jìn)展, 2019,38(11):1121-1124. CAIX W,CHEN X Y.Failureanalysisofdraintubeforhotblaststove[J].MaterialsChina,2019,38(11):1121-1124.

[6] YANG Y,WANG X D,TANG W F.Study onthe high temperaturecreepbehaviorof30Cr25Ni20heat-resistantsteel [J].KeyEngineeringMaterials,2019,814:157-162.

[7] 陳俊豪,寧保群.P92鋼高溫蠕變過程中顯微組織演變研究現(xiàn) 狀及強(qiáng)化途徑[J].材料導(dǎo)報(bào),2014,28(17):53-59.CHENJ H,NING B Q.Researchstatusof microstructure evolution and strengthening methods of P92 steelin the processofhightemperaturecreep[J].MaterialsReview,2014, 28(17):53-59.

[8] 李廣洪.電廠鍋爐主蒸汽管10CrMo910的焊接[J].化工機(jī)械, 2004,31(3):173-174. LIG H.Weldofthe10CrMo910steamtubesintheboilersof powerplants[J].ChemicalEngineering& Machinery,2004,31 (3):173-174.

[9] 楊濱,孫文起,蔣文春,等.12Cr1MoV 鋼管在長(zhǎng)時(shí)服役后組織 及拉伸性能的退化[J].機(jī)械工程材料,2019,43(7):24-27. YANG B,SUN W Q,JIANG W C,etal.Deterioration of microstructureandtensilepropertiesof12Cr1MoVsteelpipe after long-term service [J]. Materials for Mechanical Engineering,2019,43(7):24-27.

[10] XU H,YUANJ,LIUJ,etal.Analysisonfracturemechanism ofT92steelunderhightemperature multiaxialcreep[J]. Advanced MaterialsResearch,2014,941/942/943/944:1423- 1427.

[11] 倪瑩瑩,唐建群,郭曉峰,等.20Cr32NiNb鋼熱壁集氣管的失 效分析[J].機(jī)械工程材料,2017,41(11):102-105,110. NIY Y,TANG J Q,GUO X F,etal.Failureanalysisof 20Cr32NiNbsteel hot outlet manifold[J].Materialsfor MechanicalEngineering,2017,41(11):102-105,110.

[12] LOONEYL,HURST R C,TAYLOR D.Theeffectofhigh pressurehydrogenonthecreepfractureofnotchedferriticsteel components [J].Journal of Materials Processing Technology,1998,77(1/2/3):25-31.

[13] CHIU YT,LINCK,WUJC.High-temperaturetensileand creeppropertiesofaferriticstainlesssteelforinterconnectin solidoxidefuelcell[J].JournalofPowerSources,2011,196 (4):2005-2012.

[14] PICCIRELLIN,AURIAC Y,SHANAHAN M E R.Creep behaviourathightemperatureofepoxy-imide/steeljointsInfluenceofenvironmentoncreeprate[J].TheJournalof Adhesion,1998,68(3/4):281-300.

[15] BAIXL,ZHANG Q,CHEN G H,etal.Hightemperature tensiletestandcreeprupturestrengthpredictionof T92/ Super304Hdissimilarsteelweldjoints[J].MaterialsatHigh Temperatures,2014,31(1):69-75.

[16] 趙勇桃,董俊慧,張韶慧,等.P92鋼高溫拉伸斷口形貌的研究 [J].材料工程,2015,43(4):85-91. ZHAO Y T,DONG J H,ZHANG S H,et al.Hightemperaturetensilefracture morphologyofP92steel[J]. JournalofMaterialsEngineering,2015,43(4):85-91.

[17] UKAIS,KATOS,FURUKAWAT,etal.High-temperature creepdeformationin FeCrAl-oxidedispersionstrengthened alloycladding[J].Materials Scienceand Engineering:A, 2020,794:139863.

[18] SINGH G,BALA N,CHAWLA V.Oxidationbehaviourof HVOFsprayedNiCrAlYandNiCrAlY-20SiCcoatingsonT91boilertubesteel[J].Protectionof MetalsandPhysical ChemistryofSurfaces,2020,56(1):134-150.

[19] YET,WANGZD,XUAN FZ.Modelingthecreepdamage effectonthecreepcrackgrowthbehaviorofrotorsteel[J]. OpenPhysics,2018,16(1):517-524.

[20] 閆永明,劉雅政,徐盛,等.23CrNi3Mo鋼熱塑性行為及斷裂 機(jī)理[J].材料熱處理學(xué)報(bào),2014,35(6):80-84. YAN Y M,LIU YZ,XUS,etal.Hotductilitybehaviorand fracturemechanismof23CrNi3Mosteel[J].Transactionsof MaterialsandHeatTreatment,2014,35(6):80-84.鄧倩,王雅嬋,何維,等.油田水中陰離子及溫度對(duì) P110鋼腐 蝕電化學(xué)行為的協(xié)同影響[J].材料保護(hù),2017,50(5):12-17. DENG Q,WANG YC,HE W,etal.Synergisticinfluenceof anionsandtemperatureoncorrosionbehaviorofP110steelin oilfieldwater[J].MaterialsProtection,2017,50(5):12-17.

[21] 吳堂清,丁萬成,曾德春,等.酸性土壤浸出液中 X80鋼微生 物腐蝕 研 究:(Ⅰ)電 化 學(xué) 分 析 [J].中 國 腐 蝕 與 防 護(hù) 學(xué) 報(bào), 2014,34(4):346-352. WU T Q,DING W C,ZENG D C,etal.Microbiologically induced corrosion of X80 pipeline steelin an acid soil solution:(Ⅰ)Electrochemicalanalysis[J].JournalofChinese SocietyforCorrosionandProtection,2014,34(4):346-352

<文章來源： 材料與測(cè)試網(wǎng)>期刊論文>機(jī)械工程材料>46卷>4期(pp:69-74)>