楊 濱,孫文起,蔣文春,趙延靈

(中國石油大學(華東)化學工程學院,重質(zhì)油國家重點實驗室,青島 ２６６５８０)

    摘 要:研究了１２Cr１MoV 鋼主蒸汽管道在長時(２６a)服役后的顯微組織以及室溫與高溫拉伸性能,并與未服役鋼管的進行了對比.結果表明:長時服役后鋼管的組織退化表現(xiàn)為珠光體明顯球化、層狀 Fe３C相明顯碎化、鐵素體中析出 M７C３ 型碳化物以及晶粒明顯長大;與未服役鋼管相比,長時服役后鋼管的室溫屈服強度明顯降低,但室溫抗拉強度變化不大,高溫屈服強度和抗拉強度則均明顯降低;長時服役后鋼管的室溫拉伸斷口存在典型的纖維區(qū)和撕裂區(qū),為韌性斷裂,高溫拉伸時發(fā)生準解理斷裂.

關鍵詞:長時服役;顯微組織;主蒸汽管道;拉伸性能

中圖分類號:TB３５ 文獻標志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１９)０７Ｇ００２４Ｇ０４

０ 引 言

     ２０世紀８０年代建造的火電廠機組的操作時間已經(jīng)接近甚至超過其初始設計壽命(３０a),面臨的超期服役問題日趨嚴峻.作為連接鍋爐與汽輪機的“主動脈”,主蒸汽管道長期在高溫、高壓下工作,是火電廠四大管道中運行工況最惡劣、事故發(fā)生數(shù)量最多的部件[１];其長時甚至超時服役嚴重影響了火電廠的正常發(fā)電和安全運行[２].但是,批量更換長時服役的主蒸汽管道并不符合我國當前的基本國情:新主蒸汽管道的鋪設時間長,停車更換與當前持續(xù)遞增的能源需求相矛盾;主蒸汽管道的制造成本高,會加重火電廠的經(jīng)濟負擔.因此,對主蒸汽管道進行狀態(tài)檢修和延壽評估是火電廠的重要工作內(nèi)容之一.

    在長時服役過程中,主蒸汽管道會發(fā)生組織結構轉變[３Ｇ４]、析出物粗化[５]、蠕變孔洞萌生Ｇ長大Ｇ聚合[６]等變化;這些蠕變損傷會削弱材料的析出強化、晶界強化和固溶強化等作用,降低其承載能力,從而增大設備的失效風險[７].為將風險維持在可控范圍之內(nèi),需要更細致地表征主蒸汽管道的損傷情況,明確材料組織損傷與力學性能退化之間的關系[８].但是,蠕變是一個與時間密切相關的過程,在實驗室進行的蠕變以及長時時效研究采用的都是加速試驗方法,其蠕變機制與實際工況下的有所不同,這會給組織損傷分析帶來很大的不確定性.為此,作者以某煉化廠動力車間服役２６a的火電機組用１２Cr１MoV 鋼主蒸汽管道為研究對象,觀察了該鋼管的顯微組織,測 試 了 其 室 溫、高 溫 拉 伸 性 能,并 與 未 服 役１２Cr１MoV鋼管的進行了對比,分析了長時服役條件下顯微組織以及拉伸性能的退化程度,為剩余壽命評估提供基礎數(shù)據(jù).

１ 試樣制備與試驗方法

    試驗材料取自某煉化廠動力車間服役２６a的主蒸汽鋼管以及未服役鋼管(見圖１),鋼管材料為１２Cr１MoV 鋼,外徑和壁厚分別為 ２７４,３４ mm,生產(chǎn)廠家相同.服役溫度為５２０ ℃,壓力為１１ MPa.

未服役１２Cr１MoV 鋼管的化學成分見表１.

    在未服役和服役２６a的１２Cr１MoV 鋼管上線切割出金相試樣,經(jīng)機械拋光,用體積分數(shù)４％硝酸酒精溶液腐蝕后,在 LeicaDM４ M 型光學顯微鏡(OM)和JSMＧ６６１０A 型掃描電子顯微鏡(SEM)下觀察顯微組織.

    在未服役和服役２６a的１２Cr１MoV 鋼管近外壁處制備出直徑５mm 的標準圓棒拉伸試樣,尺寸見圖２.采用MTSLandmark３７０．１０拉伸試驗系統(tǒng),分別按照 GB/T２２８．１－２０１０和 GB/T４３３８－２００６進行室溫(２０ ℃)和高溫(５２０ ℃)拉伸試驗,引伸計標距為２０ mm,采用位移控制模式,拉伸速度為０．０６mm??min－１.在不施加任何軸向載荷條件下,將試樣從室溫加熱至５２０℃保溫３０min后進行高溫拉伸試驗.為降低偶然性,每組試驗各重復一次.

圖２ 拉伸試樣的尺寸

Fig．２ Dimensionoftensilespecimen

２ 試驗結果與討論

２．１ 顯微組織

    由圖３可見:未服役鋼管的顯微組織主要由鐵素體和珠光體組成,珠光體內(nèi)具有致密的層狀結構,鐵素體內(nèi)部及晶界處均未發(fā)現(xiàn)明顯的析出物;長時服役(即服役２６a)后鋼管的顯微組織也主要由鐵素體和珠光體組成,但珠光體發(fā)生明顯球化,珠光體內(nèi)的層狀 Fe３C相明顯碎化,鐵素體內(nèi)析出大量 M７C３型碳化物且出現(xiàn)零星的蠕變孔洞,晶界處未出現(xiàn)明顯的蠕變孔洞,但析出了鏈狀 M２３C６ 型碳化物.應用圖像分析方法[９]統(tǒng)計得到未服役鋼管和長時服役鋼管的晶粒直徑分別約為２０,３５μm,可見長時服役后的晶粒尺寸明顯增大.

    實驗室模擬長時時效通常采用提高溫度的放大加速試驗,材料受溫度影響較大.在實驗室模擬長時時效條件下,１２Cr１MoV 鋼的組織退化主要表現(xiàn)為碳化物類型、尺寸和數(shù)量的變化以及珠光體的球化.例如:姜勇等[１０]的長時時效試驗表明,碳化物類型和含量的變化是１２Cr１MoV 鋼組織退化的主要形式;張而耕等[１１]的研究結果也顯示,１２Cr１MoV

    鋼的劣化程度主要與碳化物的變化有關.由于固溶合金元素會隨著碳化物類型的轉變而變化[１２],因此在實驗室模擬長時時效下的組織退化主要影響的是１２Cr１MoV 鋼的固溶強化作用.在真實工況下,溫度和載荷對材料均有明顯的影響,在熱力學驅(qū)動力及擴散動力的作用下,晶粒會持續(xù)而緩慢地長大.

    由于晶粒長大速率很小,需要較長時間后才能觀測到晶粒尺寸的明顯變化,因此在實驗室模擬時間較短條件下,無法觀測到明顯的晶粒尺寸變化.

２．２ 拉伸性能

    由圖４可以看出:未服役鋼管在室溫(２０ ℃)和高溫(５２０ ℃)下的拉伸曲線均沒有出現(xiàn)屈服平臺,但長時服役后的鋼管均出現(xiàn)了明顯的屈服平臺;長時服役 后 鋼 管 的 室 溫 屈 服 強 度 由 未 服 役 鋼 管 的３７７．７ MPa降低至２２９．６ MPa,長時服役和未服役鋼管的室溫抗拉強度分別為４７５．８,４７４．６ MPa,相差很小;長時服役后鋼管的高溫屈服強度和高溫抗拉強度分別為１７３．７,１９７．２MPa,明顯低于未服役鋼管的(２５７．３,４１５．２MPa).結合顯微組織分析可知,長時服役后鋼管組織雖然發(fā)生了珠光體球化的變化,但在室溫下依然表現(xiàn)出較好的抗拉性能,球化的珠光體

     僅導致了屈服強度的明顯降低;在高溫下,在熱力學驅(qū)動力的作用下球化珠光體的片層間距進一步增大,同時晶粒尺寸變大使得晶界總長度減小,致使晶界強化作用減弱,且碳化物的進一步析出導致固溶強化效果減弱,同時不斷聚集長大的碳化物引起局部應力集中,在上述因素的影響下,長時服役后鋼管的高溫抗拉強度、屈服強度均大幅降低.

    由圖５可知:長時服役后,鋼管的室溫拉伸斷口包含典型的纖維區(qū)和剪切撕裂區(qū),且局部有明顯的韌窩,為韌性失效;其高溫拉伸斷口未發(fā)現(xiàn)明顯的剪切區(qū),局部為準解理失效.這表明長時服役后鋼管的常溫和高溫拉伸性能的退化機理是有差異的.這是因為不同溫度下晶內(nèi)和晶界的相對強度不同;室溫拉伸性能主要由晶內(nèi)強度決定,高溫拉伸性能則主要由晶界強度決定.因此,不能簡單地通過關聯(lián)室溫和高溫拉伸性能來建立簡化的壽命評估判據(jù),而應進一步研究力學性能退化的溫度相關性.

３ 結 論

    (１)長時服役后１２Cr１MoV 鋼管的組織退化表現(xiàn)為珠光體明顯球化、層狀 Fe３C相明顯碎化、鐵素體中析出 M７C３ 型碳化物以及晶粒明顯長大;長時服役后１２Cr１MoV 鋼對蠕變孔洞并不敏感,僅在晶粒內(nèi)部分布有零星的蠕變孔洞.

    (２)與未服役鋼相比,長時服役后１２Cr１MoV鋼的室溫屈服強度明顯降低,但室溫抗拉強度變化不大,高溫屈服強度和抗拉強度則均明顯降低;長時服役后１２Cr１MoV 鋼的室溫拉伸斷口存在典型的纖維區(qū)和撕裂區(qū),為韌性斷裂,高溫拉伸時受組織損傷的影響發(fā)生準解理斷裂.長時服役后１２Cr１MoV鋼的室溫及高溫拉伸性能退化機理不相同,在后續(xù)的壽命評估中需要區(qū)別對待.

（文章來源：材料與測試網(wǎng)-機械工程材料 > 2019年 > 7期 > pp.24）