再生加热器不锈钢筒体开裂原因分析

呼立红，马 光，王新凯，郑丽群

(沈阳中科韦尔腐蚀控制技术有限公司，辽宁 沈阳 110180)

再生电加热器为重整装置再生单元还原氢系统氢气加热热源，其作用主要是将氧化态的重整催化剂还原到还原态。某炼油厂再生电加热器筒体材质0Cr18Ni10Ti，原始壁厚10 mm。筒体长度3 500 mm，直径450 mm，设计压力1.35 MPa，设计温度565 ℃，实际操作温度490 ℃，操作压力1.0 MPa。

在装置运行时，设备出现异常声响，故将还原氢入口阀逐渐关闭。由于流量降低，电加热器温度开始上升，最高时达到409.3 ℃。在调整过程中重整反应系统压力降低，20 min 后又将还原氢流量控制阀逐渐开大，流量增加，由于电加热器热量被迅速带走，因此温度从409.3 ℃下降到253.5 ℃，此时电加热器筒体发生泄漏并导致自燃。

1 宏观观察

加热器筒体爆裂后的外表面及内表面宏观形貌如图1、图2 所示。筒体具有明显的塑性变形，裂口的纵向长度约为70 cm，最宽处达到10 cm。加热器筒体内表面有轻微的腐蚀痕迹，并有黄色腐蚀产物附着。观察裂口的断面，未见明显的腐蚀减薄痕迹。裂口断面较粗糙，并且爆裂位置全部分布在焊缝区域，仅裂纹尖端局部分布在焊缝热影响区位置。

从筒体外表面裂口观察，焊缝有轻微咬边现象，从内表面看，焊肉不明显。同时，在爆裂位置尖端附近有一处明显鼓包的位置，其形貌如图3所示，对应内表面可观察到有环向的疑似划痕或裂纹形貌存在(见图4)。

图1 筒体开裂处内表面形貌Fig.1 Inner surface morphology of tube crack

图2 筒体开裂处外表面形貌Fig.2 Outer surface morphology of tube crack

图4 筒体内表面鼓包处形貌Fig.4 Inner surface morphology of tube bulge

2 试验检测

2.1 材质分析

分别对焊缝和母材的材质进行了检验，结果如表1、表2 所示。对照GB/T 20878-2007《不锈钢和耐热钢牌号及化学成分》的标准规定，可见母材的化学成分中Cr 和Ni 的含量略低于标准含量，P 含量略高于标准含量。根据GB/T 222《钢的成品化学成分允许偏差》的规定，P 质量分数的允许偏差应在0.01%，因此P含量合格，Cr 质量分数的允许偏差在0.2%，因此Cr 质量分数较标准仍低0.2%。Ni 质量分数偏差应在0.1%，因此Ni 含量也是低于标准的。

从焊缝的材质可以看出，应属于H1Cr26Ni21焊丝材质。但对于0Cr18Ni10Ti 不锈钢的焊接，一般会选用ER321 或者ER347 的焊条，因为其与母材一样，含有Ti 或Nb 的成分，抑制晶间贫铬发生，从而抑制晶间腐蚀。

表1 母材材质分析结果Table 1 Material analysis of base metal w，%

表2 焊缝材质分析结果Table 2 Material analysis of weld w，%

2.2 金相检验

图5 和图6 为裂口的裂纹尖端取样，并从横截面观察的金相组织形貌。可见内外焊缝均有裂纹分布。从图5 可以清晰观察到从外表面向焊缝内部扩展的裂纹。图6 可以观察到从内表面向焊缝内部扩展的裂纹，并在内焊缝区域可见焊缝内的裂纹，最宽的裂纹在焊缝处。

图5 裂口靠近外表面金相Fig.5 Metallographic analysis near outer surface

图6 裂口靠近内表面金相Fig.6 Metallographic analysis near inner surface

图7、图8 所示为鼓包处的横截面金相。在显微镜下观察，裂纹边缘有明显的氧化痕迹，并且裂纹较钝，边缘有明显的晶粒缺失留下的空洞，裂纹总长度约为2 204.55 μm。同时，在低倍的金相还可以观察到，宏观裂纹扩展到的最后位置，与上部没有裂纹的位置相比较，金相组织有明显差异，上部(近外表面)为正常的奥氏体组织，下部(近内表面)有宏观裂纹的区域可见沿奥氏体晶间的空洞，此区域的大致厚度为2 401.51 μm。其次，从图8 可以看出，晶界不仅产生了空洞，并且已经有析出相生成，同时可观察到晶间的方形夹杂物，应该为TiN 夹杂［1］。空洞多出现在三叉晶界处。

图7 鼓包处靠近内表面横截面金相(低倍)Fig.7 Metallographic analysis of tube bulge

图8 鼓包处横截面裂纹金相(高倍)Fig.8 Metallographic analysis of tube bulge near inner surface

2.3 电镜及能谱分析

对断口的微观形貌进行观察，如图9 所示，可见韧窝和撕裂岭。断口中间部位，即内外焊缝熔合线附近区域，两侧分别为撕裂的形貌，中间区域可见撕裂岭，但从撕裂岭的形状上判断，材料韧性不大。

图9 断口微观形貌Fig.9 Fracture morphology

表3 为焊缝及母材区域能谱分析结果。在焊缝正常无裂纹区域的表面成分中，Cr 质量分数在18%左右，焊缝裂纹区域Cr 质量分数仅为4.52%，明显贫铬。母材内表面位置其Cr 质量分数为3.70%，临近内表面区域Cr 质量分数为8.14%，而继续向外表面推进的区域，Cr 质量分数为18.17%，属于正常的范围。可见越靠近内表面越贫铬，从形貌上，也能很清楚的分出这三个区域，靠近内表面的区域其表面有较多明显的空洞，中间区域则可见微小空洞。

表3 能谱分析结果Table 3 EDX analysis

2.4 力学性能检验

表4 所示为远离裂口位置的常温及高温拉伸测试结果，可以看出其常温测试结果中，屈服强度明显较低，高温测试结果中，其抗拉及屈服强度较常温状态下均明显较低。

表4 拉伸试验结果Table 4 Tensile test results

3 分析与讨论

从宏观上观察，加热器筒体的失效首先是纵焊缝位置的开裂，以及母材位置上的三条纵向裂纹，因此初步判断加热器筒体的失效与内压力有关。

从焊缝及其母材的金相分析可观察到，焊缝与母材的晶间均有大小不一的空洞，空洞多出现在三叉晶界处，而通过焊缝的微观断口观察，可见韧窝和撕裂岭形貌，因此，初步判断焊缝处的断裂及筒体母材部位出现的鼓包及内表面的裂纹，均与材料的沿晶蠕变断裂有关。

所谓蠕变，是指在一定的温度和较小的恒定外力(拉力、压力、扭力)作用下，材料的形变随时间的增加而逐渐增大的现象。严格来说，蠕变可以发生在任何温度，但是只有当T/Tm(使用温度与材质熔点之比)大于0.3 时，蠕变现象才会明显。影响蠕变过程的根本原因在于材料自身性质。但对于同种材料来说，蠕变过程的两个重要参数是温度和应力。增大应力或是提高温度时，蠕变寿命变短，变形速度加快，耐高温性能差。对于大多数金属而言，蠕变在室温下变形很小，可以忽略不计，但温度超过300 ℃时，钢的力学性能，如弹性模量、屈服强度等明显随温度升高而降低。通常碳素钢超过300～350 ℃，合金钢在400～450 ℃以上时才有蠕变行为。通过对加热器筒体的力学性能测试，可以看出，其屈服强度明显降低，同时操作温度为490 ℃，验证了蠕变发生的可能性。从形貌上观察，筒体的蠕变变形属于沿晶蠕变断裂形式，沿晶蠕变断裂是常用高温金属材料(如耐热钢、高温合金等)蠕变断裂的一种主要形式。主要是因为在高温、低应力较长时间作用下，随着蠕变不断进行，晶界滑动和晶界扩散比较充分，促进了空洞、裂纹沿晶界形成和发展。

从焊缝及母材的能谱分析结果可以看出，越靠近内表面区域，其铬含量越低，贫铬越明显，晶界上有碳化铬析出。对于奥氏体不锈钢材料而言，450～800 ℃温区称为不锈钢的敏化温度区间，加热器筒体的操作温度为490 ℃，正处于敏化区间，因此不锈钢在这一温区停留时沿晶界会析出以Cr23C6为主的碳化物，造成晶界附近铬含量降低，这从能谱分析得到证实。贫铬后固溶的碳减少了，强度就减小，因此在高温和应力(内压力)长时间作用下，筒体发生蠕变而变形，从而在三叉晶界产生裂纹，导致最终的宏观断裂。另外，从材质分析结果可以看出，焊缝的材料中不含有Ti 或Nb 元素，因此不能有效的抑制碳化铬的形成，使焊缝位置较母材贫铬现象更严重，因此使本来就脆弱的焊缝位置更容易开裂。

4 失效分析结论

(1)加热器筒体的母材铬和镍偏低，焊缝材质虽比常规的321 材质高，但却不含Ti 元素。

(2)焊缝及母材区域靠近内表面区域均明显贫铬。

(3)加热器筒体的操作温度正好处于不锈钢的敏化温度区间，焊缝本身不含Ti，故容易在晶界析出碳化铬，造成晶间贫铬。母材虽然为含钛不锈钢，但是如果长时间在敏化温度区间内工作，即使稳定化的不锈钢也会发生晶间贫铬现象。贫铬造成焊缝及母材的强度降低。

(4)宏观及微观断口形貌观察到的韧窝及撕裂岭形貌，以及金相观察到的晶界空洞，证实焊缝及母材断裂具有沿晶蠕变断裂特征，产生的原因是高温及低应力的长期作用;

(5)焊缝及母材的断裂属于贫铬和蠕变的综合作用。

5 建议和措施

(1)焊丝应采用含钛或者含铌的材料，防止碳化铬的析出，进而防止晶间贫铬。母材控制质量，以获得合格的铬含量和镍含量，降低贫铬可能性;其次，母材及焊缝也可以采用低碳不锈钢;

(2)在高温下工作的不锈钢，蠕变很难避免，因此在工艺允许的情况下，应尽量降低温度，一方面使操作温度低于0.3 Tm，另一方面避开不锈钢的敏化温度区间，防止晶间贫铬发生，同时减少蠕变。

［1］李玉华，郑建强，林国强.帘线钢中钛夹杂物形貌和尺寸的计算［J］.南钢科技与管理，2012(1):1-4.