奥氏体不锈钢高温锅炉管失效分析

蔡晓辉， 刘 峰

（1.中国石油天然气股份有限公司抚顺石化分公司，辽宁抚顺113006；2.辽宁石油化工大学机械工程学院，辽宁抚顺113001）

某石化企业的一台锅炉使用近三年后，近期发生高温炉管开裂事故，造成工作气体泄漏，影响企业安全生产，并造成一定的经济损失。为了查明开裂原因，进而采取改进措施，保证锅炉的正常运行，因而对开裂炉管进行了失效分析，以期了解锅炉运行期间工作介质、热循环过程、热应力分布等对开裂过程的影响。

1 炉管工作条件

该高温锅炉炉管工作温度为620℃，管内主要为气体介质，成分以氮氢为主，其中氢气所占比例为15%～20%。由于在高温临氢条件下使用，炉管选用的材质为0Cr18Ni9奥氏体不锈钢，管径为219 mm，壁厚12mm。这是一种应用广泛的不锈钢，常用于化工设备，食品生产设备，核能设备等，具有优良的综合性能，使用温度范围－196～800℃，并且具有较好的抗氢腐蚀性能，因此在本锅炉中使用是合理的［1－2］。根据对锅炉运行的了解和对开裂炉管的初步观察，开裂发生在炉管弯头内部，为穿透裂纹。

2 微观组织分析

2.1 金相分析

采用电火花线切割机在裂纹尖端附近区域切取尺寸为20mm×10mm×10mm的试样，使裂纹尖端处于试样中部，沿与原裂纹面垂直的纵向剖面试样，并用常规方法制取金相试样。用Leica金相显微镜对晶粒形态，析出相和裂纹扩张路径进行观察。观察结果如图1所示，在金相试样中没有观察到明显的晶粒粗化和晶间沉淀相析出，说明炉管的使用温度和使用环境并没有超出材料的允许范围。在所观察的区域裂纹主要以沿晶方式扩展，而且在主裂纹附近还有一些微裂纹萌生，如图1所示。由于高温炉管在正常运行时的工作温度约为620℃，同时其工作介质中含有一定比例的氢气，因此存在高温氢腐蚀的可能性。其他还能导致裂纹沿晶扩展的因素有高温蠕变，疲劳蠕变交互作用，晶间腐蚀等，但还需要结合扫描电子显微镜等的观察结果综合分析才能得出炉管开裂的主要原因。

Fig.1 Intergranular propagation of the crack图1 以沿晶方式扩展的裂纹

2.2 扫描电子显微镜观察

采用Quenta600型扫描电镜对穿透裂纹的上下断口表面以及与裂纹面垂直的纵向剖面进行观察，以确定裂纹的萌生与扩展模式，分析开裂过程中疲劳、蠕变和热损伤分别所起的作用。图2（a）为裂纹源区的表面形貌，从这一区域的形貌特征来看，裂纹表现为穿晶或穿晶沿晶混合萌生。图2（b）为裂纹扩展区形貌，断口表面被氧化膜覆盖，但是仍可看出其沿晶扩展模式。裂纹的萌生区和扩展区的表面有一定程度的氧化，说明裂纹形成后锅炉又运行了相当的时间，即裂纹的形成经历了萌生和扩展的过程，而不是瞬时的开裂。图2（c）为靠近裂纹尖端附近区域的表面形貌，由于该区域是最新形成的裂纹表面，氧化不明显，可以清晰地观察到其断裂特征。可以看到断口表面分布着沿晶，而且断口上的晶界表面较为光滑，没有撕裂岭或韧窝等形态，只有少量尺寸极小的凹坑，是典型的蠕变或疲劳－蠕变交互作用断口。同时，在主裂纹附近发现了一些与主裂纹方向大致相同的晶界微裂纹，表明在裂纹扩展的这一阶段（高K区），微裂纹是在材料内部的晶界处萌生的，主裂纹的扩展只是将这些微裂纹串联起来的过程。这些开裂特征与蠕变或疲劳蠕变交互作用损伤机制基本相符［3－5］。

Fig.2 The crack surface morphology of furnace tube图2 炉管裂纹形貌

3 力学性能测试

3.1 显微硬度

开裂炉管的内侧和外侧管壁进行显微硬度测量，测量结果见表1。开裂炉管的维氏硬度略高于固溶处理后的上限值200HV，这可能是热应变引起的加工硬化造成的。炉管在高温下，发生膨胀，引起形变，当发生塑性变形时，由于晶粒发生滑移，出现位错的缠结，使晶粒拉长、破碎和纤维化，这时金属的强度和硬度升高，同时塑性和韧性降低。管壁内侧硬度值稍低于管壁外侧，这可能也是与含碳量的变化有一定关系，但总体来说差别不大。锅炉长期在高温氢介质中运行，其内表面发生脱碳引起硬度值降低是可能的。

表1 开裂炉管材质的显微硬度（HV）Table 1 The micro hardness test results of cracked boiler tube（HV）

3.2 冲击性能

0Cr18Ni9奥氏体不锈钢有较好的强度和韧性，同时它没有明显的韧脆转变温度，因此冲击韧性良好，通常情况下不必进行冲击性能测试。但是在本次分析过程中，炉管材料的冲击韧性有可能因高温氢腐蚀而下降，因此对炉管裂纹附近材料进行了冲击性能测试。

用电火花线切割机从炉管开裂区域附近切取冲击试样，试样按国家标准GB／T 229－2007《金属材料 夏比摆锺冲击试验方法》加工，试样尺寸选定为55mm×10mm×7.5mm，缺口深度为2mm。冲击试验在室温下进行，测试结果如表2所示，冲击功都在190J以上，表明炉管材料的冲击韧性并未出现明显下降。

表2 开裂炉管材质的室温冲击韧性Table 2 Room temperature impact toughness of the cracked boiler tube

3.3 拉伸性能

在开裂炉管上切取拉伸试样，按国标GB／T 228.1－2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》和GB／T 4338－2006《金属材料高温拉伸试验方法》，分别在常温和600℃环境下进行拉伸实验，实验结果见表3。如表3所示，室温下材料的屈服强度和抗拉强度与固溶处理后相比都有一定的升高，延伸率和断面收缩率固溶处理相比则略有下降，这可能是由于炉管材料在使用过程中经历了较大的塑性变形而导致加工硬化所至。在600℃条件下材料的表现与室温下的情况类似，也表现为强度提高而延伸率下降。总之，开裂炉管材质的拉伸性能并没有明显的下降，其反映出的特征主要是加工硬化后强度的提高和塑性的少量下降，没有发生氢腐蚀的明显迹象。

表3 开裂炉管材质的室温和600℃拉伸性能Table 3 Tensile property of the cracked boiler tube at room temperature and 600℃

4 失效原因分析

如前所述，本次高温炉管开裂具有典型的沿晶开裂特征，目前所知的能够导致奥氏体不锈钢沿晶开裂的可能原因有高温蠕变、疲劳－蠕变交互作用、晶间腐蚀、应力腐蚀、高温氢腐蚀以及过热造成的晶界强度下降等。由于本次开裂的炉管在运行过程中没有接触相应的腐蚀介质，因此可以排除晶间腐蚀的可能性。从锅炉的运行温度和炉管中的气体介质成份来看，开裂炉管是运行在600℃以上的含氢介质中，有发生高温氢腐蚀的可能。但同时，奥氏体不锈钢耐氢腐蚀性能较好，实际运行中混合气体压力为0.17MPa，远低于通常发生氢腐蚀的氢气压力。另外从断口的形貌来看，典型的氢致断裂断口通常在低K值区表现为沿晶开裂，在高K值区则表现为穿晶开裂。但是实际的观察结果则正好与此相反，低K值区表现为混合模式，高K值区则表现为典型的沿晶开裂［6］。由此可以推论，虽然氢气的存在可能对裂纹萌生和扩展有一定加速作用，但并不是导致炉管开裂的主要原因。

考虑到该锅炉的运行特点，每2～3d就需要经历一次启动和停车的过程。在升温和降温过程中炉管承受交变热应力，造成疲劳损伤；而在锅炉稳定运行期间则承受恒应力，导致蠕变损伤。总体而言，锅炉炉管在运行过程中受到的是疲劳－蠕变交互作用，这是高温构件承受的一种比较常见的损伤形式。从失效管材断口的高倍照片（图2（d））中也可看出，沿晶开裂后的裂纹表面部分区域存在蠕变空洞，具有明显的疲劳蠕变断裂特征。关于奥氏体不锈钢的疲劳－蠕变交互作用性能国内外都有大量的研究报道［4，5，7，8］，研究表明，600℃下当拉保持时间较长时（蠕变作用更明显），在较大应变量下，材料最快在几十个加载循环之后就会失效，而在中等应变时疲劳寿命也只有数百个周期。在锅炉升降温和稳定运行过程中，热应力变化较大，炉管弯头承受高温疲劳－蠕变交互作用，导致在应力集中程度最高的局部首先开裂。这样的受力条件对材料来讲是十分苛刻的，要求材料有较好的力学性能，并且结构中应尽量减少或避免缺陷的产生。

5 结束语

炉管材料微观组织的变化不明显，晶间没有明显的析出相，炉管材料的化学成份也没有发生明显变化，说明开裂的主要原因不是过热和氢腐蚀。裂纹穿晶萌生，沿晶扩展，是典型的疲劳－蠕变交互作用下的断裂模式；氢对裂纹的萌生与扩展可能有一定促进作用，但并不是导致炉管开裂的主要原因。炉管材料的硬度、冲击韧性和拉伸性能都没有明显下降，损伤形式主要表现为热应力和热变形引起的高温疲劳－蠕变交互作用损伤，这也是导致炉管开裂的主要原因。

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