高悅敏1,杜好陽1,葉 豐2,崔 倫1
(1.吉林省電力科學(xué)研究院有限公司,長春 130021; 2.北京科技大學(xué)新金屬材料國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,北京 100083)
摘 要:對(duì)某熱電廠機(jī)組中運(yùn)行2×10 5 h以上的主蒸汽管道用10CrMo910鋼進(jìn)行不同溫度 (535,560,580 ℃)的高溫蠕變?cè)囼?yàn),研究該鋼的高溫蠕變行為及組織演變過程。結(jié)果表明:不同溫 度高溫蠕變后,超期服役10CrMo910鋼的晶粒發(fā)生了明顯變形,貝氏體和鐵素體基體中都發(fā)生了 再結(jié)晶,析出相粗化,蠕變孔洞變大變深,蠕變損傷加重;隨著蠕變溫度的升高,蠕變斷裂時(shí)間從 4633h降低到2314h,高溫蠕變斷裂強(qiáng)度從87.7MPa降低到58.3MPa,10CrMo910鋼的高溫蠕 變性能降低;蠕變斷口為韌窩狀,無明顯的剪切撕裂區(qū),可見明顯的二次裂紋和析出相,斷裂方式均 為準(zhǔn)解理斷裂。
關(guān)鍵詞:10CrMo910鋼;超期服役;主蒸汽管道;高溫蠕變;析出相;蠕變孔洞
中圖分類號(hào):TG142.1 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1000-3738(2022)04-0069-06
0 引 言
主蒸汽管道作為火電機(jī)組的關(guān)鍵高溫部件,用 于輸送高壓高溫蒸汽,其結(jié)構(gòu)較復(fù)雜,在長期運(yùn)行過 程中會(huì)發(fā)生材質(zhì)變化和積累損傷,導(dǎo)致使用壽命不 斷縮短[1-2]。主蒸汽管道在運(yùn)行中主要承受蒸汽內(nèi) 壓力和支吊架約束力引起的機(jī)械載荷以及高溫蒸汽 引起的熱負(fù)荷作用,即蠕變-疲勞載荷作用。材料長 期在高溫、高壓條件下工作,其顯微組織會(huì)發(fā)生劣 化,如造成蠕變損傷,出現(xiàn)碳化物的球化、聚集和長 大,產(chǎn)生蠕變和空洞以及晶界裂紋等,進(jìn)一步造成管道宏觀性能如拉伸性能、蠕變持久強(qiáng)度、沖擊韌性的 下降和韌脆轉(zhuǎn)變溫度的升高。同時(shí),火電機(jī)組的頻 繁起停可能會(huì)產(chǎn)生疲勞破壞,環(huán)境因素也會(huì)造成相 關(guān)的腐蝕、磨損等問題。在復(fù)雜工況條件下,管道在 制造過程中因工藝問題帶來的超標(biāo)缺陷處產(chǎn)生應(yīng)力 集中,導(dǎo)致裂紋萌生并擴(kuò)展,最終造成主蒸汽管道的 失效破壞[3-6]。
在我國,20世紀(jì)60年代末期和70年代初期投 產(chǎn)的高溫高壓電廠機(jī)組的運(yùn)行時(shí)間普遍已達(dá)到或超 過2×10 5h。10CrMo910鋼是一種低合金鋼,具有良 好的淬透性、焊接性能和持久塑性,廣泛應(yīng)用于火電 機(jī)組的主蒸汽管道。目前,有關(guān)10CrMo910鋼的研 究主要集中在焊接工藝和壽命評(píng)估方面,但是對(duì)于其 高溫蠕變行為、蠕變后顯微組織變化等方面的研究鮮 有報(bào)道,而研究10CrMo910鋼在長時(shí)間服役后的高 溫蠕變行為,對(duì)指導(dǎo)主蒸汽管道的高溫?fù)p傷評(píng)估和檢 修維護(hù)工作具有現(xiàn)實(shí)意義。作者以某電站實(shí)際運(yùn)行 2×10 5h以上的主蒸汽管道用10CrMo910鋼為研究 對(duì)象,通過不同溫度下的高溫蠕變?cè)囼?yàn)研究該鋼的高 溫蠕變行為,并分析其蠕變組織演變機(jī)理。
1 試樣制備與試驗(yàn)方法
試驗(yàn)材料取自某熱電廠機(jī)組中運(yùn)行 2×10 5 h 以上的主蒸汽管道,材料為10CrMo910鋼,其實(shí)測 化學(xué)成分見表1,在光學(xué)顯微鏡(OM)和透射電鏡 (TEM)下 的 顯 微 組 織 如 圖 1 所 示,可 以 看 出, 10CrMo910鋼超期服役后的組織為貝氏體和鐵素 體組成的基體以及長條狀析出相和粒狀析出相,長 條狀析出相的長度為0.2~0.3μm,其一端與晶界相 接,相近的長條狀析出相組成一簇,且取向一致,粒 狀析出相的尺寸約為10nm,彌散分布在長條狀析 出相之間的基體上,對(duì)位錯(cuò)起到釘扎作用,提高了 位錯(cuò)移動(dòng)阻力,從而起到析出強(qiáng)化作用。測得主蒸 汽管道具有較高的室溫抗拉強(qiáng)度(397 MPa)和屈服 強(qiáng)度(260MPa)。
沿管壁軸向截取標(biāo)準(zhǔn)高溫持久拉伸試樣,具體 尺寸如圖2所示,采用 RDJ50型機(jī)械式蠕變持久試 驗(yàn)機(jī)進(jìn)行高溫蠕變?cè)囼?yàn),根據(jù)實(shí)際工況,選取試驗(yàn)應(yīng) 力為100MPa,蠕變溫度為535,560,580 ℃。試樣 斷裂后,采用ZEISSSUPRA55型場發(fā)射掃描電子 顯微鏡 觀 察 斷 口 形 貌,采 用 SEM 附 帶 的 能 譜 儀 (EDS)進(jìn)行微區(qū)成分分析。在斷口處截取金相試 樣,用體積分?jǐn)?shù)5%的硝酸去離子水溶液腐蝕后,采 用ZEISSImagerM2m 型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組 織。在同一位置取樣制備透射電鏡試樣,電解液為 體 積 分 數(shù) 95% (CH3CO2 )O+5% HClO4,使 用 TecnaiF30型透射電子顯微鏡(TEM)觀察析出相 的形貌與分布。
2 試驗(yàn)結(jié)果與討論
2.1 高溫蠕變組織
在不同 溫 度 蠕 變 后,10CrMo910 鋼 的 顯 微 組織、析出相 形 貌、蠕 變 孔 洞 形 貌 相 似,因 此 僅 選 取 535℃蠕變前后的形貌進(jìn)行對(duì)比分析。由圖3可以 看出,與蠕變前相比,蠕變后10CrMo910鋼的晶粒 發(fā)生了明顯的變形,貝氏體基體和鐵素體基體上的 位錯(cuò)幾乎消失,亞晶粒顯著減少,僅剩下少量尺寸較 大的亞晶界,但蠕變前組織中的沿亞晶界分布的析 出相存留下來,可知組織中發(fā)生了再結(jié)晶。蠕變后 組織中的條狀析出相長度下降至0.15μm 以下,寬 度增至約0.1μm,說明條狀析出相發(fā)生了明顯的粗 化;粒狀析出相彌散分布在鐵素體與貝氏體的晶界 上,其尺寸比蠕變前顯著增加,直徑約為50nm,部 分析出相聚集長大。10CrMo910 鋼組織中條狀和 粒狀析出相由晶界向貝氏體晶內(nèi)長大,在三晶粒交 界處長大成大的析出相顆粒。
由圖4可以看出:蠕變前10CrMo910鋼中主要 存在尺寸較小的蠕變孔洞,說明運(yùn)行 2×10 5 h 后 10CrMo910鋼的蠕變損傷較輕微,處于蠕變第二階 段,仍有較長的蠕變壽命;在535 ℃高溫蠕變后,蠕 變孔洞的尺寸較大且較深,10CrMo910鋼的蠕變損 傷加重。在高溫蠕變條件下,材料的蠕變強(qiáng)度主要 取決于晶界強(qiáng)度[3]。在高溫下,合金元素發(fā)生再分 配,貝氏體、鐵素體基體中的析出相在晶界處聚集長 大,在外力作用下,析出相脫離形成顯微孔洞,使晶 界強(qiáng)度降低,蠕變孔洞擇優(yōu)在這些位置形核,隨著蠕 變變形程度的增大,孔洞相連成微裂紋并沿晶界擴(kuò) 展[7-9]。同時(shí),在高溫條件下,晶界上的原子較易擴(kuò) 散,受力后先發(fā)生晶界滑動(dòng),滑動(dòng)造成的孔洞使微裂 紋繼續(xù)沿晶界擴(kuò)展;晶界處的位錯(cuò)大量塞積,產(chǎn)生應(yīng)力集中,微裂紋在應(yīng)力作用下擴(kuò)展成宏觀裂紋,最終 導(dǎo)致試樣斷裂[10-13]。
2.2 高溫蠕變性能
由表 2 可 以 看 出,隨 著 蠕 變 溫 度 的 升 高, 10CrMo910鋼的蠕變斷裂時(shí)間從 4633h 降低到 2314h,高溫 蠕 變 斷 裂 強(qiáng) 度 從 87.7 MPa 降 低 到 58.3MPa,但斷后伸長率和斷面收縮率均增大,說 明蠕變過程加速,蠕變性能降低。由圖5可以看出, 隨著蠕變溫度的升高,條狀析出相的聚集程度增加, 析出相粗化,且在580 ℃蠕變后存在長度約0.5μm 的條狀析出相,粗化后的析出相更易于蠕變孔洞的形 成。由圖6可以看出,580 ℃蠕變后組織中存在晶界 清晰的亞晶以及大量位錯(cuò)纏結(jié)的位錯(cuò)墻。相異的位 錯(cuò)墻可能合并形成新的亞晶界,亞晶內(nèi)部比較穩(wěn)定,但亞晶的相對(duì)轉(zhuǎn)動(dòng)會(huì)加速蠕變,從而降低高溫蠕變性 能。在晶界處富集的析出相,雖然會(huì)對(duì)位錯(cuò)產(chǎn)生強(qiáng)烈 的釘扎作用,提高材料的高溫蠕變性能,但是過于粗 化的析出相會(huì)降低晶界強(qiáng)度,位錯(cuò)經(jīng)過析出相時(shí)不再 是切過機(jī)制,而是繞過機(jī)制[14-16],這種作用超過了析 出強(qiáng)化的作用,從而造成高溫蠕變性能的降低。
2.3 高溫蠕變斷口形貌
由圖7可以看出:不同溫度蠕變后10CrMo910 鋼蠕變斷口均呈杯錐狀,斷口底部區(qū)域凹凸不平,可 觀察到大量韌窩,無明顯的剪切撕裂區(qū),且存在二次 裂紋;韌窩中存在析出相粒子,以及析出相脫落后留 下的蠕變孔洞。可知,10CrMo910鋼的斷裂方式均 為準(zhǔn)解理斷裂,蠕變過程為明顯的塑性變形。隨著 蠕變溫度的升高,斷口處韌窩變深,尺寸增加,在原 始韌窩孔壁處可見到小的新生韌窩,這是因?yàn)殡S著 蠕變溫度的升高,組織處于熱激活狀態(tài),位錯(cuò)環(huán)密度 減小,運(yùn)動(dòng)阻力降低,位錯(cuò)快速運(yùn)動(dòng)[17-20],不同滑移 面上的位錯(cuò)更容易聚集形成微孔,有利于韌窩的生 成。由 EDS測得蠕變斷口中的析出相的化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為5.32C,2.54Cr,92.14Fe,可知析出 相為碳化物。碳化物和基體的結(jié)合力較弱,隨著變 形程度的加劇,碳化物與基體分離,在斷口表面形成 新生的韌窩。
3 結(jié) 論
(1)不同溫度高溫蠕變后,超期服役主蒸汽管 道用10CrMo910鋼的晶粒發(fā)生了明顯變形,貝氏體 和鐵素體基體中發(fā)生再結(jié)晶和析出相粗化,蠕變孔 洞變大變深,蠕變損傷加重。
(2)隨 著 蠕 變 溫 度 的 升 高,蠕 變 斷 裂 時(shí) 間 從 4633h降 低 到 2314h,高 溫 蠕 變 斷 裂 強(qiáng) 度 從 87.7 MPa降低到58.3 MPa,10CrMo910鋼的高溫 蠕變性能降低,這與析出相的粗化、亞晶的形成、晶 界滑動(dòng)有關(guān),因此在應(yīng)用中需要嚴(yán)格控制蒸汽溫度,以保證管道的使用壽命。
(3)不同溫度高溫蠕變后的蠕變斷口呈韌窩 狀,無明顯的剪切撕裂區(qū),存在明顯的二次裂紋和析 出相,斷裂方式均為準(zhǔn)解理斷裂。
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