某連續退火爐輻射管開裂原因

李元軍,王 魯,黃繼波,張 英,王衛澤

(華東理工大學機械與動力工程學院,承壓系統與安全教育部重點實驗室,上海 200237)

0 引 言

連續退火爐是目前帶鋼冷軋后處理工序中廣泛采用的重要設備之一,其工作狀態的好壞決定了帶鋼退火質量和通板效率[1-2]。輻射管是連續退火爐內重要的部件,燃燒火焰在管道內以輻射的形式對管壁和爐內退火板帶進行加熱。在工作過程中,長時處于高溫環境中的輻射管會因局部長時高溫灼燒和氧化及熱應力而發生破壞[3]。

圖1 連續退火爐輻射管開裂位置示意Fig.1 Schematic of cracking position of radiant pipe in continuous annealing furnace

某廠用于連續退火爐加熱的W型輻射管在服役8 a(設計壽命為10 a)后,因在距噴嘴1.34 m處管壁發生了貫穿型周向開裂而失效,開裂位置如圖1所示。服役過程中該輻射管內介質為混合煤氣,內表面溫度高于1 000 ℃,輻射管材料為HP40鋼,熱處理態為調質態。為找出該輻射管開裂的原因,作者對其進行了失效分析,并提出相應的預防措施。

1 理化檢驗及結果

1.1 宏觀形貌

由圖2可以看出,輻射管開裂處的橫截面管段變形嚴重,裂紋貫穿壁厚方向且斷口表面發生氧化；開裂處輻射管壁減薄明顯,且出現二次裂紋。輻射管斷口截面輪廓形狀如圖3所示,可見管截面不再保持為圓形。由圖4可以看出,失效輻射管開裂處內表面存在一層疏松垢層,且輻射管壁出現明顯不均勻的減薄現象。測量得到該輻射管生產加工時的厚度為8.5～8.7 mm,而失效輻射管較薄處壁厚僅約為6 mm,較厚處壁厚約為8 mm。

圖2 失效輻射管斷口宏觀形貌Fig.2 Fracture macromorphology of failed radiant tube: (a) overall morphology and (b) partial enlargement

圖3 失效輻射管斷口截面輪廓Fig.3 Cross-section profile of fracture of failed radiant tube

圖4 失效輻射管開裂處內壁的宏觀形貌Fig.4 Macromorphology of inner wall of cracking area of failed radiant tube

1.2 化學成分與物相組成

根據GB/T 11170-2008和GB/T 223.23-2008,采用Spectro MAXX型金屬光譜分析儀分析輻射管的化學成分,結果如表1所示。由表1可知,失效輻射管的化學成分符合ASTM J95705標準中HP40鋼的成分要求。

表1 失效輻射管的化學成分(質量分數)

采用D/max2550VB/PC型X射線衍射儀(XRD)對輻射管內壁垢層的物相進行分析。結果如圖5所示。由圖5可知,失效輻射管內壁垢層主要含NiO、Fe3O4及Cr2O3等氧化物。煤氣在輻射管內燃燒而使輻射管內壁長期處于高溫環境,內壁表面產生大量的氧化產物。

圖5 失效輻射管內壁垢層的XRD譜Fig.5 XRD pattern of scale crust on inner wall of failed radiation tube

1.3 力學性能

采用HXD-1000TMC/LCD型顯微維氏硬度計測失效輻射管壁斷口附近截面近管外側和內側的硬度,載荷為1.96 N,保載時間為15 s,測試間隔為50 μm。由表2可知,失效輻射管的硬度符合ASME SA213標準中HP40鋼硬度應小于200 HV的要求。

表2 失效輻射管的硬度測試結果Table 2 Hardness test results of failedradiation tube HV

在失效輻射管壁中部沿軸向截取如圖6所示的拉伸試樣,標距段直徑為5 mm,長度為25 mm,根據GB/T 228.1-2010,用INSTRON-8801型電液伺服拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗,拉伸速度為1 mm·min-1。由表3可以看出：失效輻射管的抗拉強度、屈服強度和斷后伸長率均明顯低于HP40鋼的標準要求,說明在高溫環境中長期服役后輻射管性能劣化嚴重。

圖6 拉伸試樣的尺寸Fig.6 Size of tensile specimen

表3 失效輻射管的拉伸性能

1.4 斷口微觀形貌

在失效輻射管斷口截面處(如圖1中方框位置所示)截取金相試樣,用丙酮溶液超聲波清洗,并用醋酸纖維紙去除試樣表面的雜質后,在EVO MA15型掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察試樣的斷口微觀形貌。由圖7可看出：斷口上存在2條大裂紋,分別由內壁和外壁向中部擴展,同時斷口附著塊狀、顆粒狀物質。用Aztec X-MAX50型X射線能譜儀(EDS)對斷口進行微區成分分析,結果如表4所示。由表4可知,斷口表面裂紋尖端處(位置3和位置4)的元素含量與斷口表面其他區域(位置1和位置2)的無明顯差別,氧含量均較高，表明斷口表面生成了鉻、鐵、氮的氧化物。

圖7 失效輻射管的斷口微觀形貌Fig.7 Fracture micromorphology of failed radiation tube

表4 失效輻射管斷口不同位置(如圖7所示)的EDS分析結果(質量分數)

采用EVO MA15型掃描電子顯微鏡(SEM)對失效輻射管壁厚中心微觀形貌進行觀察。由圖8可知：失效輻射管壁厚中心處的晶界上存在小孔洞,這是材料組織劣化的特征[4-6]。

采用EVO MA15型掃描電子顯微鏡(SEM)對失效輻射管的裂紋擴展形貌進行觀察。由圖9可以看出：2條裂紋分別由外壁和內壁向壁厚中心延伸,外壁側大裂紋附近有1條小裂紋。內壁側裂紋長度明顯大于外壁側的,且內壁氧化腐蝕明顯,裂紋在氧化腐蝕處萌生。由圖10可知：失效輻射管組織為鑄造態奧氏體不銹鋼組織,由奧氏體和共晶碳化物組成[7]；靠近輻射管內壁有碳化物沿晶界析出,內壁側發生嚴重的沿晶氧化,碳化物及部分奧氏體氧化成的黑灰色產物呈網狀分布在晶界附近；輻射管內壁側裂紋附近存在大量沿晶孔洞,外壁側孔洞較少；裂紋尖端有二次裂紋產生。

圖10 失效輻射管中裂紋附近的微觀形貌Fig.10 Micromorphology near cracks in failed radiation tube：(a) cracks on outer wall side ; (b) amplification of A zone; (c) cracks on inner wall side and (d) amplification of B zone

圖8 失效輻射管壁厚中心的微觀形貌Fig.8 Micromorpholgy of center of wall thickness of failed radiation tube wall: (a) at low magnification and (b) at high magnification

圖9 失效輻射管裂紋擴展形貌Fig.9 Crack growth morphology of failed radiation tube

采用Aztec X-MAX50型X射線能譜儀對失效輻射管內壁和外壁共晶碳化物和奧氏體基體進行成分分析。由表5可知：內壁側奧氏體基體的化學成分與外壁側的相近,表明奧氏體組織的成分在管壁厚度方向上分布均勻；內壁側共晶碳化物中金屬元素的質量分數相比外壁側的明顯下降,鎳和鐵的含量較少,碳、鉻富集,這表明晶界處生成了碳鉻化合物,這是因為離心鑄造HP40合金鋼中碳是過飽和狀態,一旦過熱碳就會從基體中析出與鉻結合生成碳化物并在晶界析出；內壁側共晶碳化物中氧元素富集,說明內壁氧化嚴重,生成鐵、鎳等氧化物。

表5 失效輻射管內壁側和外壁側不同物相的EDS分析結果(質量分數)

1.5 受力分析

該廠連續退火爐W型輻射管在工作時主要受到自身重力作用,如圖11(a)所示,圖中虛線表示變形后的形狀。根據彎曲變形中應力平衡方程和彎矩平衡方程，得到管段長度方向應力的函數表達式：

(1)

(2)

式中：W為抗彎截面系數；q為輻射管自重均布載荷；l為管體有效長度；σ為彎曲正應力；M為彎矩；x為由輻射管固支位置沿熱傳遞方向的長度變量。

當管截面尺寸不變時,抗彎截面系數為定值。該管段的拉伸應力與彎矩成正比,根據式(2)可作出該段輻射管的彎矩分布,如圖11(b)所示。由圖11可知，輻射管的危險點在A處,此處上方管壁的拉伸應力最大。研究[3]表明,輻射管內的高溫區集中在燃燒氣體入口前端,即圖11所示的CD段。因此,A處附近的管壁溫度較低而不易產生破壞。管段13l/16處拉伸應力較大并且該處的溫度較高,因此很可能在此處發生破壞。

圖11 失效輻射管段的受力和彎矩示意Fig.11 Force (a) and bending moment diagram (b) of the failed radiation pipe section

輻射管管段有效長度l為1.67 m,開裂處距噴嘴距離約為1.34 m。根據受力分析計算可得理論破裂處,即管段13l/16處為距噴嘴1.36 m處,這與實際開裂位置接近。

2 開裂原因分析

由上述理化檢驗結果可知：失效輻射管的化學成分符合標準要求；外壁側和壁厚中心顯微組織正常,為奧氏體和共晶碳化物,但內壁側氧化嚴重。內壁側共晶碳化物中金屬元素的質量分數相比外壁側的明顯下降,這表明表明晶界處生成了碳鉻化合物。在服役過程中碳化物的析出導致晶界粗化、材料變脆及強度下降,晶界產生滑動而形成孔洞；這些孔洞長大連接便形成裂紋,裂紋在蠕變作用下沿晶擴展[7-9]。一般氧化初期在金屬表面形成的氧化膜較薄,易發生塑性變形,且與金屬基體結合較牢,氧化膜對基體具有保護性；隨著氧化時間的延長,氧化膜不斷增厚,塑性變形變得相當困難,此時氧化膜仍要與金屬保持牢固的結合,其內部必然發生較大的應力；當應力超過氧化膜的強度后,孔隙和孔洞便在氧化膜中形成,從而加速了裂紋合并及生長[10]。此外,高溫環境下輻射管發生嚴重的蠕變變形,在變形過程中輻射管中產生較大的應力,在應力作用下裂紋加速擴展并最終導致輻射管失效。

該輻射管長期處于高溫靜載環境中,其抗拉強度和屈服強度均明顯降低。根據受力分析計算得到的理論破裂處與實際開裂位置相近；同時該處位于高溫區,高溫氧化腐蝕使得該處管壁嚴重減薄,承載能力大幅降低,材料組織退化,管壁在應力作用下于應力集中處發生開裂。

3 結論及建議

(1) 高溫蠕變和高溫氧化腐蝕的共同作用導致連續退火爐輻射管的失效。在低應力和高溫作用下,因晶界滑動形成的孔洞長大并連接而形成裂紋,同時氧化膜破裂形成的孔隙加速了裂紋的合并及生長,在蠕變應力作用下裂紋加速擴展并最終導致輻射管失效；在高溫環境中長期服役后,輻射管內壁因氧化腐蝕而減薄嚴重,輻射管的強度明顯低于標準值,承載能力降低,從而在高溫集中區的應力集中處萌生裂紋,并導致輻射管的開裂。

(2) 建議選用抗氧化、抗高溫蠕變能力更強的含鈮耐熱鋼；在噴嘴處管段上方添加懸吊裝置或支撐組件，以降低輻射爐管的變曲程度。