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1、高压过热蒸汽管道失效分析利用扫描电子显微镜研究分析了材质为12Cr1MoV的高压过热蒸汽管道在运行过程中的组织变化情况,同时分别做了机械性能、金相、化学电解和X2射线衍射等分析检验,并在未使用过的12Cr1MoV管子上取样做对比分析,对12Cr1MoV高压过热蒸汽管道的失效规律进行了深入探讨。某热电厂高压过热蒸汽管道已运行了近27年,在运行过程中近几年有些小管道发生爆裂事故。这类过热蒸汽管道材质为12Cr1MoV。设计使用条件为100个大气压,蒸汽参数为540℃,使用寿命为100000h。这些管道实际运行时间已超过设计使用寿命一倍以上
2、。为使电厂既安全运行又能充分发挥过热蒸汽管道的作用,有必要了解和掌握12Cr1MoV过热蒸汽管道在运行过程中的组织结构变化情况,深入研究它的失效规律。试验研究样品取自在540℃、100个大气压工作条件下运行了23年之久的12Cr1MoV过热蒸汽管。该材质的化学成分如表1所示。在Ф325、Ф200、Ф42不同口径管子上取样,分别做机械性能、金相、扫描电镜、化学电解和X-射线衍射分析检验。此外,还在未使用过的12Cr1MoV管子上取样做对比分析。1.机械性能机械性能和持久强度检验结果分别列于表2和表3。2.金相及扫描电镜检验未使用过的12
3、Cr1MoV管子的金相检验结果如下:组织为铁素体加少量细珠光体,铁素体晶粒度为7级,显微硬度HV为270～280,其晶粒内可以观察到微粒析出相。在液氮温度下冲断的断口形貌为解理断裂,断口上除一般解理特征外还存在一些舌状花样(图1)。已使用过的管子的内外表面都存在一个氧化层,厚度一般为300μm左右。氧化层与基体交界面内为沿晶氧化区,厚度为20～40μm,再向内是约50μm厚的极少量沿晶断裂区(图2,图3)。晶界面上有大量分布不均的粒状析出物,其粒度为0.1～0.2μm,这些颗粒主要是铬的碳化物和少量硫化锰夹杂(图4)。内部基体组织除极
4、个别区域外,珠光体组织基本消失。铁素体晶粒度一般为7～7.5级,有些粗晶有5级左右,这是因珠光体消失而变大的。在铁素体晶界处不均匀地分布着一些碳化物颗粒,颗粒尺寸为0.1～1.0μm。铁素体显微硬度HV为180～200,其晶粒内部分布有微粒析出物,尺寸比未使用过样品内的微粒要粗一些(图5)。晶界附近未观察到亚晶和重结晶现象。断口除管子表层存在沿晶断裂形貌外,其余和未使用过的管材断口无差别。3.化学电解和X-射线衍射分析用恒电流电解提取碳化物,经X-射线衍射检验表明:未使用过的管材主要是M23C6、M7C3以及少量Fe3C等碳化物。用过
5、的管材除上述碳化物外还有M2C、MC。使用过的管子碳化物晶格常数明显变小。结果讨论1.表面氧化铁在不同温度条件下可形成三类氧化物,即Fe1-xO、Fe3O4和Fe2O3,Fe1-xO在低于573℃时为热力学不稳定相,要发生分解形成Fe3O4。Fe3O4氧化层的增厚速度是很慢的[1]。由管子表面测得的氧化层厚度300μm来推算,23年管子表面铁只氧化掉约220μm,和资料介绍的连续氧化速率不超过11微米P年的数据是一致的。周围气体介质除对管子表面氧化外,还通过晶界向内扩散造成晶界氧化,但由于氧离子半径较大,这种晶界扩散是相当困难的。从断
6、口分析得出氧的扩散深度不会超过0.1mm。从上述分析可以看出,运行23年的管子因氧化其内外表面总减薄0.8mm左右。因此,对于Ф325壁厚26mm的管子,因氧化使壁厚减薄量为3.1%,Ф44壁厚5mm的管子,因氧化使壁厚减薄量可达到16%,可见氧化对薄壁管的有害作用影响较大。2.组织变化12Cr1MoV高压过热蒸汽管道用钢一般经980～1020℃加热空冷,再经720～760℃回火空冷,组织为铁素体加少量细珠光体。在高温运行过程中,珠光体内的碳化物会逐渐分解,较多的碳、铬等元素向晶界扩散,在晶界形成聚集分布不均的铬的碳化物。由于VC沉淀
7、弥散析出以及铬、钼降低原子扩散系数,可使基体再结晶温度高达700～800℃,因此,热处理后在540℃高温运行具有足够的组织稳定性并保持较高的持久强度。实际运行也证实了这点。已使用过23年的管子原先固溶于铁素体中的Mo、V等元素进一步析出形成M2C、MC型碳化物,并与原先沉淀弥散析出的M2C、MC合并长大,导致铁素体的显微硬度Hv由原来的270～280降到185～200。但从金相观察使用过的管子,铁素体基体内分布的弥散碳化物粒子尺寸只稍稍变大一点,实际晶粒尺寸也无变化,晶界附近观察不到亚晶和重结晶现象。亚晶的形成相当于在应力作用下的多边
8、形化过程,它需要位错的交滑移和攀移,它的形成标志着蠕变的I阶段结束,进入稳态蠕变阶段。由此可以断定运行的过热蒸汽管道处于蠕变的I阶段之内,在沿晶断口上,除由于碳化物析出留下的有规则外形的空坑外,不可能出现蠕变空洞。钢管表
