某苯乙烯装置中Incoloy 800HT合金高温蒸汽管道主管对接接头开裂原因

陈 刚，李志峰，路宝玺，杨利军

(1.上海赛科石油化工有限责任公司，上海 201507；2.中国特种设备检测研究院，北京 100013)

0 引 言

Incoloy 800HT合金具有良好的高温性能、焊接性和耐腐蚀性能，一般用于制造石化行业和核工业中的高温管道[1-2]及在较高环境温度中使用的机械部件。石化行业内的Incoloy 800HT合金管道一般为过热蒸汽管道，例如苯乙烯装置中的过热蒸汽管道，其服役温度高达800～900 ℃[3]。国内外对Incoloy 800HT合金的研究主要集中在异种材料焊接方法、焊接过程质量控制等方面[3-6]，有关Incoloy 800HT合金及接头失效分析的研究较少，且研究对象多为甲醇转化炉猪尾管[7]。虽然王伟明[8]对Incoloy 800HT合金高温蒸汽管道支管的断裂原因进行了分析，但该管道的服役时间较短。在对某工厂苯乙烯装置已服役13 a的Incoloy 800HT合金过热蒸汽管道进行渗透探伤检测时发现，该管道3处采用钨极氩弧焊(GTAW)打底、手工电弧焊(SMAW)填充盖面的主管对接环焊缝熔合线处均存在断续裂纹与蠕变孔洞。该管道于2005年3月投用，介质压力为0.1 MPa，介质温度为913 ℃，公称直径为1 050 mm，壁厚为23.81 mm，焊接材料为ERNiCrCoMo-1镍基合金焊丝(牌号为AWS A5.14)。Incoloy 800HT合金的抗拉强度不低于450 MPa，屈服强度不低于170 MPa；ERNiCrCoMo-1焊丝的常温抗拉强度为770 MPa，屈服强度为610 MPa，断后伸长率为28%[9-10]。为了找到长期服役Incoloy 800HT合金高温蒸汽管道主管对接接头的开裂原因，作者在该管道中主管对接环焊缝熔合线处取样进行了失效分析。

1 理化检验及结果

1.1 宏观形貌

对现场其中1根主管对接焊缝进行渗透发现微裂纹及蠕变孔洞，如图1所示。

图1 主管对接焊缝处宏观形貌Fig.1 Macromorphology of butt weld of main pipeline

1.2 化学成分

采用SPECTROMAX型直读光谱分析仪对Incoloy800HT合金母材和焊缝金属的化学成分进行分析。由表1和表2可以看出，开裂管道母材和焊缝金属的化学成分均满足标准要求。

表1 Incoloy 800HT合金的化学成分

表2 焊缝金属的化学成分

图2 开裂管道不同区域的显微组织Fig.2 Microstructure of different areas of cracked pipiline: (a) base metal and (b) weld

1.3 显微组织

采用线切割法沿接头横截面截取金相试样，经磨抛，用质量分数10%草酸溶液电解腐蚀后，采用AXIO Imager.A2m型光学显微镜观察显微组织。由图2可见，开裂管道母材与焊缝的基体相均为奥氏体，同时晶界处有断续黑色析出相。

将整个接头截面按照顺序拍摄组织照片后拼接成全图。由图3可以看出：接头截面焊缝两侧熔合线上都有断续的黑色析出相，虽然母材和焊缝中也存在黑色析出相，但其含量远低于熔合线处；管道内表面存在部分腐蚀形貌，腐蚀层厚度约为1.52 mm；熔合线处孔洞附近已经形成了微观裂纹。

采用Hitachi S-3400N型扫描电子显微镜(SEM)对焊接接头熔合线处和焊缝的微观形貌进行观察，同时用附带的能谱仪(EDS)对析出相进行微区成分分析。由图4和表3可以看出：熔合线处的析出相多为铬、钼的碳化物。固溶处理后800HT合金显微组织一般由具有典型孪晶晶界的奥氏体基体以及TiN和Ti(C，N)颗粒组成[11]，而在高温下服役105h后，其内部的铬、钼等可以提高高温性能的合金元素逐渐出现偏析，并与碳等非金属元素形成硬质相。熔合线附近还存在少量硅化物，在析出相周围出现多个蠕变孔洞，这些微观结构不连续处会产生应力集中，导致裂纹萌生。

图3 焊接接头的截面组织Fig.3 Section microstructure of welded joint: (a) whole metallographic structure of wall thickness section and (b) metallographicstructure enlarged in elliptical region

图4 焊缝熔合线处析出物形貌Fig.4 Morphology of precipitates at the weld fusion line; (a) precipitates 1 and (b) precipitates 2 and (c) precipitates 3

表3 图4焊缝熔合线处析出物的EDS分析结果

图5 开裂接头焊缝的SEM形貌和EDS分析位置Fig.5 SEM morphology of cracked joint weld and EDSanalysis position

由图5和表4可以看出：焊缝中存在2种析出相，其中浅色相富集钼元素，深色相富集铬元素。这些析出相周围也存在较多蠕变孔洞。

表4 图5中不同位置的EDS分析结果

1.4 力学性能

按照GB/T 228.1-2010，以平行于焊缝及垂直于焊缝方向，在母材截取横向、纵向在棒状拉伸试样，同时以焊缝为中心垂直于焊缝截取相同尺寸的棒状焊接接头拉伸试样，试样标距为50 mm，分别采用Z250型和E45.305型电子万能材料试验机进行室温和913 ℃高温拉伸试验。由表5可以看出，母材的室温拉伸性能与Incoloy800HT合金的标准拉伸性能相近，接头的抗拉强度较母材降低 20%。接头在室温拉伸时的断裂位置都位于熔合线处。一般设计要求焊缝的许用应力等于或者大于基体材料的许用应力，但在长时间使用后，材料性能已经劣化，已不满足此条要求。母材和接头的高温屈服强度和抗拉强度相近，且均满足设计要求(抗拉强度92.4 MPa，屈服强度62.1 MPa)，但接头试样的断后伸长率仅为母材试样的50%，接头在高温拉伸时的断裂位置依然位于熔合线处。

表5 母材和焊接接头的室温和高温拉伸性能

按照GB/T 2653-2008，在焊缝处截取尺寸为55 mm×10 mm×10 mm的试样，采用SHT4106型微机控制电液伺服万能试验机进行弯曲试验，下压速度为1 mm·s-1，压头直径为40 mm，弯曲角度为180°。试样均在熔合线处断裂。结合拉伸试验结果可知，熔合线是接头的薄弱位置。

采用Hitachi S-3400N型扫描电子显微镜对接头室温拉伸断口和弯曲断口形貌进行观察。由图6可以看出，接头室温拉伸断口整体呈沿晶韧性断裂形貌，部分区域存在微裂纹，断口底部存在规则状沿晶脆性断裂特征。高温环境长时间服役后，熔合线处晶界的铬、钼元素发生偏析，材料发生蠕变，在外力的作用下裂纹在晶界处萌生并扩展。在弯曲断口中也存在韧性断裂和规则状沿晶脆性断裂特征，如图7所示。

图6 焊接接头的室温拉伸断口形貌Fig.6 Room temperature tensile fracture morphology of joint: (a) low magnification morphology of fracture;(b) intergranular fracture morphology and (c) microcrack morphology

图7 焊接接头的弯曲断口形貌Fig.7 Bending fracture morphology of joint: (a) low magnification morphology of fracture and (b) intergranular fracture morphology

2 开裂原因分析

由上述理化检验结果可知，Incoloy 800HT合金高温蒸汽管道主管对接接头熔合线处有大量的含铬、钼的碳化物析出，母材的力学性能在长期服役后依然满足或高于设计要求，所以该管道的薄弱点在熔合线。在长期高温工况下，熔合线处析出铬、钼碳化物并且碳化物发生聚集长大，温度越高、服役时间越长，碳化物聚集长大过程发生得越快[12-13]。随着碳化物的长大，在其附近更容易产生应力集中而出现蠕变孔洞。蠕变孔洞的扩展和蠕变裂纹的产生还与设备所承受的应力有关[14]。

综上可知，Incoloy 800HT合金高温蒸汽管道接头发生开裂的主要原因是由于在913 ℃长时服役后熔合线处含铬、钼等碳化物的析出导致合金高温力学性能的降低并产生应力集中，蠕变孔洞在析出相附近产生并合并长大，从而形成蠕变裂纹。

3 结论及建议

(1) Incoloy 800HT合金高温蒸汽管道接头发生开裂的主要原因是在913 ℃长时服役后熔合线处含铬、钼等碳化物的析出导致合金高温力学性能的降低并产生应力集中，蠕变孔洞在析出相附近产生；随着高温服役时间的延长，蠕变孔洞合并并形成蠕变裂纹。

(2) 建议对管道重新焊接，消除熔合线处的析出相；保证管道介质作压力、介质温度的平稳，在工艺允许的条件下建议取温度低限值运行。