早期失效P91耐熱鋼再熱熱段彎頭的組織與力學性能

于程煒 孫思聰 楊 旭

（1.天津國華盤山發電有限責任公司 天津 301900）

（2.中國特種設備檢測研究院 北京 100029）

能源是經濟增長和社會發展的物質基礎，隨著能源短缺狀況的逐漸凸顯和環境污染問題的日益加重，為提高發電效率，各國從20世紀60年代開始尋求向大容量、高效率的發電機組發展，而提高發電機組蒸汽參數是提高發電效率、降低煤耗最為有效的解決方法。目前，美國、日本、德國等發達國家超臨界發電技術發展已十分完善，并逐步向超超臨界狀態提升，我國在超臨界發電技術上也日臻完善，超超臨界技術的開發也已達到國際先進水平[1，2]。

在耐高溫結構材料的開發過程中，9%～12% Cr的高鉻馬氏體耐熱鋼以高蠕變性能、低熱膨脹系數、高熱導率以及低廉的價格成為各國研究發展的首選鋼種[3]。P91由于其優良的抗蠕變性能、較好的抗氧化性、耐腐蝕性能成為超臨界機組主蒸汽管道、過熱器與再熱器管道首選材料[2]。

然而，在高溫、高壓、高腐蝕介質工況下長時運行造成的損傷積累，使得超臨界機組在運行過程中開裂、爆管等失效事故時有發生。尤其是彎頭部位，蒸汽流動通常在此處改變方向，且其對管道運行中的振動和約束力起到了一定的減緩作用，從而提高管道的柔性。此外，彎頭部位同時對材料的熱膨脹起到了一定的補償作用[4]。但是在實際工況中彎頭通常是受力集中部位，且受力條件較復雜，使得管道部位承載能力相對直管段明顯下降，是發電機組管道系統中最易失效的部位之一[5，6]。為更深入和完整地弄清彎頭失效機理，避免同類失效事件重復發生，造成不必要的重大人身傷亡和經濟損失，材料的失效分析就顯得尤為重要。本文圍繞超臨界機組運行過程中再熱熱段90°彎頭開裂的原因進行了組織與性能研究，并分析了彎頭處的受力情況，以探明其發生失效的主要因素。

1 實驗材料與方法

某電廠600 MW超臨界發電機組1號鍋爐為Π型布置，蒸發量為1 900 t/h，再熱熱段彎頭材質為P91鋼，規格為φ682 mm×23.5 mm。再熱器出口蒸汽壓力為4.63 MPa，出口蒸汽溫度為569 ℃。該機組累計運行51 381 h時檢測發現高溫再熱出口管道90°彎頭外弧外壁出現多處裂紋，見圖1。在彎頭裂紋附近處取樣，經分析化學成分見表1。表1中同時列出了ASME SA-335《高溫用無縫鐵素體合金鋼公稱管》對P91鋼化學成分的要求范圍。從表1可以看出，開裂的再熱熱段彎頭材質化學成分符合P91鋼的標準要求。

圖1 P91彎頭外弧表面裂紋及樣品切取位置示意圖

表1 開裂彎頭P91鋼的化學成分%

為保護裂紋，采用線切割的方式首先從管壁截取200 mm×200 mm的矩形區域，然后平行于主裂紋截取60 mm×40 mm的矩形區域并將其分成3段以便觀察裂紋縱深方向擴展方式，具體截取位置見圖1。樣品經液氮深冷后，沿裂紋打開，觀測斷口宏觀形貌。切取裂紋附近無損區域進行室溫夏比沖擊功測試，沖擊試驗在RT-450型試驗機上進行，試樣采用標準夏比V型缺口，其尺寸為10×10×55 mm3。采用TIME TH320型洛氏硬度計對裂紋附近的樣品進行硬度測量。

表面裂紋和縱向裂紋區域經機械研磨并拋光后，采用維樂試劑（100 mL酒精、1 g苦味酸、5 mL鹽酸組成的混合腐蝕液）浸蝕腐刻，在Zeiss Axiovert 200MAT型金相顯微鏡進行組織觀察。利用Hitachi-3400N型掃描電子顯微鏡和能譜進行裂紋試樣斷口、沖擊試樣斷口、微觀組織形貌以及析出相的觀察，析出相的尺寸用IPP（Image Pro-Plus）軟件統計。透射電鏡觀察樣品在裂紋附近未開裂區域切取，樣品經機械研磨至50 μm后，用10%高氯酸+90%冰醋酸混合溶液在-15 ℃左右下雙噴減薄，電壓為20 V。然后利用FEI Tecnai G20型透射電子顯微鏡進行組織的微觀結構特征及析出相的析出形態觀察。

2 實驗結果與分析

2.1 裂紋宏觀形貌

圖2中裂紋產生在靠近外壁側，裂紋深度約5 mm，從裂紋寬度可以看出，裂紋靠近外壁寬，向內逐漸變窄，表明裂紋正由外向內擴展。從打斷后的裂紋宏觀斷口可以看出，斷口上在靠近外壁的區域偏黑，容易理解，這是被高溫氧化所致，而遠離外壁處斷面的色澤亮白則是比較“新鮮”的斷口，氧化程度并不嚴重，由此可以推斷，原始裂紋是在外壁形成并向內逐步擴展。

圖2 裂紋宏觀斷口形貌

2.2 裂紋微觀形貌

主裂紋和微裂紋的微觀擴展形貌見圖3。光學顯微鏡進一步表明，主裂紋由外向內的寬度逐漸變窄，內部存在黑色氧化物，見圖3（a）、圖3（b），證實裂紋起裂部位在接近管壁的外表面。仔細觀察裂紋末端可以發現，主裂紋分支處存在多處二次裂紋，而且正在進一步延伸和擴展。

圖3 裂紋不同區域的金相形貌

為了進一步研究裂紋附近處的組織特征，利用掃描電子顯微鏡（SEM）對裂紋及其附近區域進行了觀察，圖4是主裂紋剖面的組織形貌。可以看到裂紋中幾乎填滿了氧化物，沿著裂紋擴展方向，在裂紋附近區域存在大量黑色孔洞，如圖4（a）中箭頭所示；而且裂紋擴展的邊緣存在大量的大尺寸析出相，如圖4（b）圓圈所示，裂紋有沿著粗大析出相和孔洞形成部位擴展的跡象。P91鋼中大尺寸析出相經二次電子模式和背散射模式下鑒別，分別是M23C6型碳化物和Laves相，見圖4（c）、圖4（d）。由于晶界處能量較高，析出相一般會優先在晶界處形核析出長大，尺寸較細小的析出相會起到釘扎晶界的作用，阻礙晶界的遷移。隨著服役時間的延長，在晶界處的析出相會發生熟化，長大后的析出相釘扎晶界的作用逐漸減弱，并且由于應力集中的影響，使得這一部位極易萌生裂紋。

圖4 主裂紋縱向微觀SEM組織形貌

大量研究表明[7-15]，長期服役的P91耐熱鋼微觀組織結構會發生一系列變化，在長時高溫和應力的作用下，組織會自發地由亞穩態向能量最低的穩態轉變。馬氏體板條會發生合并、碎化并逐漸退化成等軸狀的亞晶，隨著老化程度的進一步加深，亞晶合并長大最終整個原奧氏體晶粒會轉變成鐵素體組織，這就使得在服役過程中材料的性能下降。為了進一步確定裂紋是否由析出相的粗化而導致的性能下降引起的，對裂紋附近區域的微觀組織進行了表征。圖5（a）、圖5（b）是裂紋附近處的金相組織形貌，顯示出了P91典型的回火馬氏體組織，圖5（c）、圖5（d）是材料在透射電子顯微鏡（TEM）下的形貌圖像，從圖中可以看出，盡管服役5萬余h，其組織回復程度并不高，部分馬氏體板條并未明顯粗化，只有少部分馬氏體板條發生合并形成等軸狀亞晶。此外，在晶粒內部還可以看到部分纏結的位錯存在，馬氏體板條的組織回復程度較低，尚未發生明顯老化。由此可以推斷，服役51 381 h的P91耐熱鋼管屬于正常組織演變。

圖5 再熱彎頭裂紋附近的微觀組織形貌

2.3 力學性能

為了驗證長時服役P91耐熱鋼的正常組織演變特征，對裂紋附近區的硬度進行了測試，圖6為主裂紋兩側垂直方向洛氏硬度分布。結果表明，硬度保持在HRC 23.6～25.8之間，硬度分布較均勻，并沒有出現顯著的降低或升高現象。結合顯微組織分析，說明管壁開裂并不是由于材料老化使得其強度降低。

圖6 主裂紋附近硬度分布

值得注意的是，長時高溫服役后的P91鋼會發生Laves相的熟化，造成沖擊韌性的大幅下降[7，14]。對裂紋附近無損部位的室溫夏比沖擊測試發現，長時服役的P91鋼沖擊吸收功下降為23 J，沖擊韌性發生了明顯的惡化。圖7為沖擊斷口形貌，宏觀斷口較平整，沒有明顯的韌性撕裂特征，微觀斷口中存在大量解理小臺階，屬于典型的準解理斷裂，表現出了較低的沖擊吸收功。

圖7 沖擊斷口形貌

圖8是沖擊試樣遠離斷口處的二次電子像和背散射像。可以發現，組織中界面及三叉晶界處存在大量的白色顆粒析出相，見圖8（a）。結合在背散射圖像中對應的相同位置，可以看到明顯的亮白色顆粒，即Laves相。經IPP（Image Pro-Plus）統計，大顆粒析出相的平均尺寸達到了790 nm，相比未服役的P91鋼，析出相發生了明顯的粗化。而且仔細觀察可以發現，析出相與基體界面處還存在一定數量的黑色孔洞，如圖8（b）中箭頭所示，部分已形成了初始的微小尺寸裂紋，如圖8（c）中箭頭所示。可見，熟化的粗大析出相附近存在的顯微孔洞和顯微裂紋是導致其沖擊韌性大幅度降低的直接因素，而這一顯微組織失穩特征并不是由顯微組織正常演變所導致的。眾所周知，材料在服役過程中受到其服役溫度、所受載荷和服役時間的影響。而針對本文所研究的P91鋼彎管，沿裂紋的顯微組織，顯微硬度差異均較小，排除了溫度這一影響因素，并且同一區域服役時間一致，所以影響其材料性質的唯一因素即為所受載荷的差異，因此對彎管服役過程中的受力情況進行了分析。

圖8 遠離沖擊試樣斷口處的組織形貌

2.4 受力分析

電廠用彎頭是采用直管熱彎成形，根據設計之初的要求，彎管外側壁厚不得小于21.9 mm，與直管段不同，彎頭內弧側由于受到壓應力的作用使得內弧側管壁增厚，而外弧側受到拉應力的作用使得外弧側管壁減薄，從而造成彎頭沿管壁的應力分布出現梯度。圖9為未服役前的P91再熱彎頭規格尺寸圖，再熱彎頭外壁的應力計算見式（1）～式（5）[16]：

圖9 彎頭設計之初的尺寸

式中：

Pi——管道內壓力；

R——彎頭軸線彎曲半徑；

r0——彎頭原始內半徑；

D0——彎頭原始外直徑；

S0——彎頭原始壁厚度。

將彎管規格尺寸及水蒸氣內壓力代入式（1）～式（5）中得出不同位置的計算應力，結果見表2。從表2中可以看出，外壁外弧側所受應力要遠大于內弧側，且處于外弧側相同位置的周向應力也要比軸向應力高33.46 MPa。在穩態運行工況下，水蒸氣內壓力僅4.63 MPa時其周向應力就能達到83.85 MPa，而在瞬態啟動工況下其周向應力還要大許多。相同服役條件（相同溫度、內壓）下，彎管外側更高的周向應力極易造成析出相與基體界面出現孔洞，增大顯微孔洞長大風險。

表2 彎管外壁不同位置計算應力

2.5 蠕變損傷

在高溫、一定載荷條件下所引起的損傷這一過程，可以看作是典型的蠕變損傷過程。為了驗證這一推論，對主裂紋附近外壁表面在拋光條件下進行了SEM觀察，見圖10。由圖10可見，主裂紋附近存在大量的蠕變孔洞，放大后發現這些孔洞呈蠕蟲狀或有尖銳的邊角，見圖10（b），這些孔洞會造成更大的應力集中使彼此相互連接在一起形成微裂紋，加之在彎管外壁外弧側的周向由于承受的應力較大，使得蠕變損傷程度相比于彎管其他位置（見圖8）更加嚴重。因此，在彎管外弧的側壁最先出現宏觀裂紋，造成材料失效。

圖10 彎管外壁裂紋附近的蠕變孔洞

3 結論

1）服役51 381 h的P91鋼熱彎頭組織中第二相發生熟化，其釘扎晶界能力下降，少部分馬氏體板條寬化形成亞晶。

2）粗化的M23C6和Laves相使得長時服役P91鋼硬度仍維持在較高水平，但其沖擊韌性降低至23 J。

3）彎管外弧應力顯著高于內弧，高應力導致外弧過早產生蠕變損傷并不斷積累，形成蠕變孔洞且逐漸聚集合并，最終在外弧表面應力最大處產生蠕變裂紋，由外表面至內部形成宏觀裂紋，造成P91熱彎頭過早失效。