摘 要:對某熱電廠機組中運行2×105 h以上的主蒸汽管道用10CrMo910鋼進行不同溫度 (535,560,580 ℃)的高溫蠕變試驗,研究該鋼的高溫蠕變行為及組織演變過程。結果表明:不同溫 度高溫蠕變后,超期服役10CrMo910鋼的晶粒發生了明顯變形,貝氏體和鐵素體基體中都發生了 再結晶,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,蠕變斷裂時間從 4633h降低到2314h,高溫蠕變斷裂強度從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,可見明顯的二次裂紋和析出相,斷裂方式均 為準解理斷裂

關鍵詞: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:TG142.1 文獻標志碼:A 文章編號:1000-3738(2022)04-0069-06

0 引 言

主蒸汽管道作為火電機組的關鍵高溫部件,用 于輸送高壓高溫蒸汽,其結構較復雜,在長期運行過 程中會發生材質變化和積累損傷,導致使用壽命不 斷縮短[1-2]。主蒸汽管道在運行中主要承受蒸汽內 壓力和支吊架約束力引起的機械載荷以及高溫蒸汽 引起的熱負荷作用,即蠕變-疲勞載荷作用。材料長 期在高溫、高壓條件下工作,其顯微組織會發生劣 化,如造成蠕變損傷,出現碳化物的球化、聚集和長 大,產生蠕變和空洞以及晶界裂紋等,進一步造成管道宏觀性能如拉伸性能、蠕變持久強度、沖擊韌性的 下降和韌脆轉變溫度的升高。同時,火電機組的頻 繁起停可能會產生疲勞破壞,環境因素也會造成相 關的腐蝕、磨損等問題。在復雜工況條件下,管道在 制造過程中因工藝問題帶來的超標缺陷處產生應力 集中,導致裂紋萌生并擴展,最終造成主蒸汽管道的 失效破壞[3-6]。 在我國,20世紀60年代末期和70年代初期投 產的高溫高壓電廠機組的運行時間普遍已達到或超 過2×105h。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,廣泛應用于火電 機組的主蒸汽管道。目前,有關10CrMo910鋼的研 究主要集中在焊接工藝和壽命評估方面,但是對于其 高溫蠕變行為、蠕變后顯微組織變化等方面的研究鮮 有報道,而研究10CrMo910鋼在長時間服役后的高 溫蠕變行為,對指導主蒸汽管道的高溫損傷評估和檢 修維護工作具有現實意義。作者以某電站實際運行 2×105h以上的主蒸汽管道用10CrMo910鋼為研究 對象,通過不同溫度下的高溫蠕變試驗研究該鋼的高 溫蠕變行為,并分析其蠕變組織演變機理。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料取自某熱電廠機組中運行 2×105 h 以上的主蒸汽管道,材料為10CrMo910鋼,其實測 化學成分見表1,在光學顯微鏡(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條狀析出相和粒狀析出相,長 條狀析出相的長度為0.2~0.3μm,其一端與晶界相 接,相近的長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,彌散分布在長條狀析 出相之間的基體上,對位錯起到釘扎作用,提高了 位錯移動阻力,從而起到析出強化作用。測得主蒸 汽管道具有較高的室溫抗拉強度(397 MPa)和屈服 強度(260MPa)。

沿管壁軸向截取標準高溫持久拉伸試樣,具體 尺寸如圖2所示,采用 RDJ50型機械式蠕變持久試 驗機進行高溫蠕變試驗,根據實際工況,選取試驗應 力為100MPa,蠕變溫度為535,560,580 ℃。試樣 斷裂后,采用ZEISSSUPRA55型場發射掃描電子 顯微鏡 觀 察 斷 口 形 貌,采 用 SEM 附 帶 的 能 譜 儀 (EDS)進行微區成分分析。在斷口處截取金相試 樣,用體積分數5%的硝酸去離子水溶液腐蝕后,采 用ZEISSImagerM2m 型光學顯微鏡觀察顯微組 織。在同一位置取樣制備透射電鏡試樣,電解液為 體 積 分 數 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 試驗結果與討論

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℃蠕變前后的形貌進行對比分析。由圖3可以 看出,與蠕變前相比,蠕變后10CrMo910鋼的晶粒 發生了明顯的變形,貝氏體基體和鐵素體基體上的 位錯幾乎消失,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,可知組織中發生了再結晶。蠕變后 組織中的條狀析出相長度下降至0.15μm 以下,寬 度增至約0.1μm,說明條狀析出相發生了明顯的粗 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 分析出相聚集長大。10CrMo910 鋼組織中條狀和 粒狀析出相由晶界向貝氏體晶內長大,在三晶粒交 界處長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,說明運行 2×105 h 后 10CrMo910鋼的蠕變損傷較輕微,處于蠕變第二階 段,仍有較長的蠕變壽命;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,材料的蠕變強度主要 取決于晶界強度[3]。在高溫下,合金元素發生再分 配,貝氏體、鐵素體基體中的析出相在晶界處聚集長 大,在外力作用下,析出相脫離形成顯微孔洞,使晶 界強度降低,蠕變孔洞擇優在這些位置形核,隨著蠕 變變形程度的增大,孔洞相連成微裂紋并沿晶界擴 展[7-9]。同時,在高溫條件下,晶界上的原子較易擴 散,受力后先發生晶界滑動,滑動造成的孔洞使微裂 紋繼續沿晶界擴展;晶界處的位錯大量塞積,產生應力集中,微裂紋在應力作用下擴展成宏觀裂紋,最終 導致試樣斷裂[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鋼的蠕變斷裂時間從 4633h 降低到 2314h,高溫 蠕 變 斷 裂 強 度 從 87.7 MPa 降 低 到 58.3MPa,但斷后伸長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纏結的位錯墻。相異的位 錯墻可能合并形成新的亞晶界,亞晶內部比較穩定,但亞晶的相對轉動會加速蠕變,從而降低高溫蠕變性 能。在晶界處富集的析出相,雖然會對位錯產生強烈 的釘扎作用,提高材料的高溫蠕變性能,但是過于粗 化的析出相會降低晶界強度,位錯經過析出相時不再 是切過機制,而是繞過機制[14-16],這種作用超過了析 出強化的作用,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,斷口底部區域凹凸不平,可 觀察到大量韌窩,無明顯的剪切撕裂區,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,這是因為隨著蠕變溫度的升高,組織處于熱激活狀態,位錯環密度 減小,運動阻力降低,位錯快速運動[17-20],不同滑移 面上的位錯更容易聚集形成微孔,有利于韌窩的生 成。由 EDS測得蠕變斷口中的析出相的化學成分 (質量分數/%)為5.32C,2.54Cr,92.14Fe,可知析出 相為碳化物。碳化物和基體的結合力較弱,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 論

(1)不同溫度高溫蠕變后,超期服役主蒸汽管 道用10CrMo910鋼的晶粒發生了明顯變形,貝氏體 和鐵素體基體中發生再結晶和析出相粗化,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 間 從 4633h降 低 到 2314h,高 溫 蠕 變 斷 裂 強 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 界滑動有關,因此在應用中需要嚴格控制蒸汽溫度,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,存在明顯的二次裂紋和析 出相,斷裂方式均為準解理斷裂。

參考文獻: [1] 符棟良,任發才.電站鍋爐用改進型9Cr-1Mo耐熱鋼高溫蠕變 行為研究[J].鍋爐技術,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理及方法綜述 [J].材料導報,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.熱風爐出風管失效分析[J].中國材料進展, 2019,38(11):1121-1124. CAIX W,CHEN X Y.Failureanalysisofdraintubeforhot- blaststove[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 狀及強化途徑[J].材料導報,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 鋼管在長時服役后組織 及拉伸性能的退化[J].機械工程材料,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 pressurehydrogenonthecreepfractureofnotchedferritic- steel 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/steeljoints- Influenceofenvironmentoncreeprate[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.High- temperaturetensilefracture 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-20SiCcoatingsonT- 91boilertubesteel[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 機理[J].材料熱處理學報,2014,35(6):80-84. YAN Y M,LIU YZ,XUS,etal.Hotductilitybehaviorand fracturemechanismof23CrNi3Mosteel[J].Transactionsof MaterialsandHeatTreatment,2014,35(6):80-84.

<文章來源>材料與測試網>機械工程材料>46卷>