某苯乙烯裝置中Incoloy 800HT合金高溫蒸汽管道主管對接接頭開裂原因

陳 剛，李志峰，路寶璽，楊利軍

(1.上海賽科石油化工有限責任公司，上海 201507；2.中國特種設備檢測研究院，北京 100013)

0 引 言

Incoloy 800HT合金具有良好的高溫性能、焊接性和耐腐蝕性能，一般用于制造石化行業和核工業中的高溫管道[1-2]及在較高環境溫度中使用的機械部件。石化行業內的Incoloy 800HT合金管道一般為過熱蒸汽管道，例如苯乙烯裝置中的過熱蒸汽管道，其服役溫度高達800～900 ℃[3]。國內外對Incoloy 800HT合金的研究主要集中在異種材料焊接方法、焊接過程質量控制等方面[3-6]，有關Incoloy 800HT合金及接頭失效分析的研究較少，且研究對象多為甲醇轉化爐豬尾管[7]。雖然王偉明[8]對Incoloy 800HT合金高溫蒸汽管道支管的斷裂原因進行了分析，但該管道的服役時間較短。在對某工廠苯乙烯裝置已服役13 a的Incoloy 800HT合金過熱蒸汽管道進行滲透探傷檢測時發現，該管道3處采用鎢極氬弧焊(GTAW)打底、手工電弧焊(SMAW)填充蓋面的主管對接環焊縫熔合線處均存在斷續裂紋與蠕變孔洞。該管道于2005年3月投用，介質壓力為0.1 MPa，介質溫度為913 ℃，公稱直徑為1 050 mm，壁厚為23.81 mm，焊接材料為ERNiCrCoMo-1鎳基合金焊絲(牌號為AWS A5.14)。Incoloy 800HT合金的抗拉強度不低于450 MPa，屈服強度不低于170 MPa；ERNiCrCoMo-1焊絲的常溫抗拉強度為770 MPa，屈服強度為610 MPa，斷后伸長率為28%[9-10]。為了找到長期服役Incoloy 800HT合金高溫蒸汽管道主管對接接頭的開裂原因，作者在該管道中主管對接環焊縫熔合線處取樣進行了失效分析。

1 理化檢驗及結果

1.1 宏觀形貌

對現場其中1根主管對接焊縫進行滲透發現微裂紋及蠕變孔洞，如圖1所示。

圖1 主管對接焊縫處宏觀形貌Fig.1 Macromorphology of butt weld of main pipeline

1.2 化學成分

采用SPECTROMAX型直讀光譜分析儀對Incoloy800HT合金母材和焊縫金屬的化學成分進行分析。由表1和表2可以看出，開裂管道母材和焊縫金屬的化學成分均滿足標準要求。

表1 Incoloy 800HT合金的化學成分

表2 焊縫金屬的化學成分

圖2 開裂管道不同區域的顯微組織Fig.2 Microstructure of different areas of cracked pipiline: (a) base metal and (b) weld

1.3 顯微組織

采用線切割法沿接頭橫截面截取金相試樣，經磨拋，用質量分數10%草酸溶液電解腐蝕后，采用AXIO Imager.A2m型光學顯微鏡觀察顯微組織。由圖2可見，開裂管道母材與焊縫的基體相均為奧氏體，同時晶界處有斷續黑色析出相。

將整個接頭截面按照順序拍攝組織照片后拼接成全圖。由圖3可以看出：接頭截面焊縫兩側熔合線上都有斷續的黑色析出相，雖然母材和焊縫中也存在黑色析出相，但其含量遠低于熔合線處；管道內表面存在部分腐蝕形貌，腐蝕層厚度約為1.52 mm；熔合線處孔洞附近已經形成了微觀裂紋。

采用Hitachi S-3400N型掃描電子顯微鏡(SEM)對焊接接頭熔合線處和焊縫的微觀形貌進行觀察，同時用附帶的能譜儀(EDS)對析出相進行微區成分分析。由圖4和表3可以看出：熔合線處的析出相多為鉻、鉬的碳化物。固溶處理后800HT合金顯微組織一般由具有典型孿晶晶界的奧氏體基體以及TiN和Ti(C，N)顆粒組成[11]，而在高溫下服役105h后，其內部的鉻、鉬等可以提高高溫性能的合金元素逐漸出現偏析，并與碳等非金屬元素形成硬質相。熔合線附近還存在少量硅化物，在析出相周圍出現多個蠕變孔洞，這些微觀結構不連續處會產生應力集中，導致裂紋萌生。

圖3 焊接接頭的截面組織Fig.3 Section microstructure of welded joint: (a) whole metallographic structure of wall thickness section and (b) metallographicstructure enlarged in elliptical region

圖4 焊縫熔合線處析出物形貌Fig.4 Morphology of precipitates at the weld fusion line; (a) precipitates 1 and (b) precipitates 2 and (c) precipitates 3

表3 圖4焊縫熔合線處析出物的EDS分析結果

圖5 開裂接頭焊縫的SEM形貌和EDS分析位置Fig.5 SEM morphology of cracked joint weld and EDSanalysis position

由圖5和表4可以看出：焊縫中存在2種析出相，其中淺色相富集鉬元素，深色相富集鉻元素。這些析出相周圍也存在較多蠕變孔洞。

表4 圖5中不同位置的EDS分析結果

1.4 力學性能

按照GB/T 228.1-2010，以平行于焊縫及垂直于焊縫方向，在母材截取橫向、縱向在棒狀拉伸試樣，同時以焊縫為中心垂直于焊縫截取相同尺寸的棒狀焊接接頭拉伸試樣，試樣標距為50 mm，分別采用Z250型和E45.305型電子萬能材料試驗機進行室溫和913 ℃高溫拉伸試驗。由表5可以看出，母材的室溫拉伸性能與Incoloy800HT合金的標準拉伸性能相近，接頭的抗拉強度較母材降低 20%。接頭在室溫拉伸時的斷裂位置都位于熔合線處。一般設計要求焊縫的許用應力等于或者大于基體材料的許用應力，但在長時間使用后，材料性能已經劣化，已不滿足此條要求。母材和接頭的高溫屈服強度和抗拉強度相近，且均滿足設計要求(抗拉強度92.4 MPa，屈服強度62.1 MPa)，但接頭試樣的斷后伸長率僅為母材試樣的50%，接頭在高溫拉伸時的斷裂位置依然位于熔合線處。

表5 母材和焊接接頭的室溫和高溫拉伸性能

按照GB/T 2653-2008，在焊縫處截取尺寸為55 mm×10 mm×10 mm的試樣，采用SHT4106型微機控制電液伺服萬能試驗機進行彎曲試驗，下壓速度為1 mm·s-1，壓頭直徑為40 mm，彎曲角度為180°。試樣均在熔合線處斷裂。結合拉伸試驗結果可知，熔合線是接頭的薄弱位置。

采用Hitachi S-3400N型掃描電子顯微鏡對接頭室溫拉伸斷口和彎曲斷口形貌進行觀察。由圖6可以看出，接頭室溫拉伸斷口整體呈沿晶韌性斷裂形貌，部分區域存在微裂紋，斷口底部存在規則狀沿晶脆性斷裂特征。高溫環境長時間服役后，熔合線處晶界的鉻、鉬元素發生偏析，材料發生蠕變，在外力的作用下裂紋在晶界處萌生并擴展。在彎曲斷口中也存在韌性斷裂和規則狀沿晶脆性斷裂特征，如圖7所示。

圖6 焊接接頭的室溫拉伸斷口形貌Fig.6 Room temperature tensile fracture morphology of joint: (a) low magnification morphology of fracture;(b) intergranular fracture morphology and (c) microcrack morphology

圖7 焊接接頭的彎曲斷口形貌Fig.7 Bending fracture morphology of joint: (a) low magnification morphology of fracture and (b) intergranular fracture morphology

2 開裂原因分析

由上述理化檢驗結果可知，Incoloy 800HT合金高溫蒸汽管道主管對接接頭熔合線處有大量的含鉻、鉬的碳化物析出，母材的力學性能在長期服役后依然滿足或高于設計要求，所以該管道的薄弱點在熔合線。在長期高溫工況下，熔合線處析出鉻、鉬碳化物并且碳化物發生聚集長大，溫度越高、服役時間越長，碳化物聚集長大過程發生得越快[12-13]。隨著碳化物的長大，在其附近更容易產生應力集中而出現蠕變孔洞。蠕變孔洞的擴展和蠕變裂紋的產生還與設備所承受的應力有關[14]。

綜上可知，Incoloy 800HT合金高溫蒸汽管道接頭發生開裂的主要原因是由于在913 ℃長時服役后熔合線處含鉻、鉬等碳化物的析出導致合金高溫力學性能的降低并產生應力集中，蠕變孔洞在析出相附近產生并合并長大，從而形成蠕變裂紋。

3 結論及建議

(1) Incoloy 800HT合金高溫蒸汽管道接頭發生開裂的主要原因是在913 ℃長時服役后熔合線處含鉻、鉬等碳化物的析出導致合金高溫力學性能的降低并產生應力集中，蠕變孔洞在析出相附近產生；隨著高溫服役時間的延長，蠕變孔洞合并并形成蠕變裂紋。

(2) 建議對管道重新焊接，消除熔合線處的析出相；保證管道介質作壓力、介質溫度的平穩，在工藝允許的條件下建議取溫度低限值運行。