某公司#5爐運行3200小時后，后屏過熱器在西數(shù)第9排南側(cè)外數(shù)第四圈的下彎管內(nèi)弧側(cè)發(fā)生橫向斷裂。該管規(guī)格Φ57×9mm；材質(zhì)TP347H不銹鋼管。裂紋源自彎管的內(nèi)弧外表面向內(nèi)向右上角擴(kuò)展，除斷口外，彎管外表面還存在小裂紋。為了查找失效原因，選取了金屬試樣進(jìn)行化學(xué)成分、拉伸、沖擊、斷口觀察和金相等方面的試驗，綜合分析后屏過熱器斷裂原因。

一、斷裂事故概述

  某公司1×600MW汽輪發(fā)電機(jī)組，鍋爐為哈爾濱鍋爐有限責(zé)任公司根據(jù)引進(jìn)的美國ABB-CE燃燒工程公司技術(shù)設(shè)計制造的亞臨界壓力，一次中間再熱，單爐膛，控制循環(huán)汽包鍋爐；型號為HG－2080／17.5—HM12。鍋爐整體Π型布置，全鋼構(gòu)架懸吊緊身全封閉結(jié)構(gòu)。鍋爐設(shè)計壓力19.95MPa，最大連續(xù)蒸發(fā)量為2080t/h，額定蒸發(fā)量為2005 t/h，額定蒸汽溫度541℃。后屏過熱器由下列規(guī)格和材質(zhì)Φ57×9mm，T91；Φ63×8mm，T91；Φ57×11mm，12Cr1MoVG；Φ63×11mm，TP347H；Φ57×9mm，TP347H等多種規(guī)格的管子組成。該爐運行3200小時后，后屏過熱器在西數(shù)第9排南側(cè)外數(shù)第四圈的規(guī)格和材質(zhì)為Φ57×9mm，TP347H的下彎內(nèi)弧側(cè)發(fā)生橫向斷裂。斷裂位置詳見后屏過熱器管排示意圖。

二、宏觀特征及分析

 圖為失效后屏過熱器管的宏觀形貌。斷口呈脆性斷裂，壁厚沒有明顯減薄，管徑?jīng)]有脹粗。下左圖的左下角為裂紋開裂位置，從彎管內(nèi)弧外表面向內(nèi)向右上角擴(kuò)展。不同于以往鍋爐受熱面的珠光體耐熱鋼的失效形態(tài)。既不符合短時過熱失效特征，也不符合長時過熱失效特征。下右圖可見，彎管外表面還存在小裂紋。具備應(yīng)力腐蝕特征。為了查找依據(jù)：選取新管為1#樣，斷裂管為2#樣，對圖1中右圖沿縱向穿過裂紋取金相樣，編號為3#樣,對1#和2#進(jìn)行拉伸和沖擊取樣。

三、化學(xué)成分分析

對新管和斷裂管用DV-6直讀光譜儀進(jìn)行成分分析，見表。新管和斷裂管的所有合金元素均符合ASTM標(biāo)準(zhǔn)要求，化學(xué)成分沒有問題。

四、拉伸和沖擊性能

  對新管和斷裂彎管相應(yīng)的直管部分進(jìn)行了拉伸和沖擊取樣，拉伸試樣的標(biāo)距部分尺寸為φ5×25mm，沖擊試樣為5×10×55mm，試樣缺口為“V”型缺口，試驗結(jié)果見表。從試驗結(jié)果可以看出，無論是新管還是斷裂管：其屈服極限、抗拉強(qiáng)度以及延伸率高于ASTM標(biāo)準(zhǔn)要求。ASTM標(biāo)準(zhǔn)中沒有沖擊值和斷面收縮率規(guī)定，但從斷口和沖擊值看，管子的沖擊韌性均為較好。可見，管子的常溫機(jī)械性能指標(biāo)沒有問題。

五、金相組織

 圖為不同管子和不同位置金相組織。從圖中可以看出，新管金相組織與斷裂管子的金相組織有明顯的差別，新管的晶粒度大于8級，晶界析出相少。而斷裂管的晶粒度為5.3級，晶界碳化物析出多，晶界較粗。新管和斷裂管的金相組織均為奧氏體+析出相。依據(jù)ASTM213規(guī)定，TP347H不銹鋼管的晶粒度應(yīng)大于7級。可見，斷裂管子晶粒度級別不合格，超標(biāo)。

 為了進(jìn)一步了解新管和斷裂管金相組織中析出相和裂紋性質(zhì)，對新管和斷裂管金相樣品進(jìn)行了掃描電鏡觀察和能譜分析，圖為掃描電鏡下新管和斷裂管金相組織和能譜曲線。將對新管和斷裂管子的金相組織進(jìn)行了對比，可以看出，新管的晶間碳化物析出少，而斷裂管的晶間碳化物Cr₂₃C₆析出多，晶界明顯粗化，晶界上鉻含量高。具有腐蝕環(huán)境下，應(yīng)力腐蝕傾向增大。

 從圖中可以看出，圖中白點“相”能譜分析表明是鈮顆粒，分布在晶內(nèi)和晶界上，斷裂管子的晶界上鉻含量高，可見，在晶界析出鉻的碳化物，導(dǎo)致晶界弱化，抗晶間腐蝕能力降低，產(chǎn)生晶間腐蝕。而新管未發(fā)現(xiàn)晶界析出鉻的碳化物，既沒有發(fā)生晶間腐蝕。

 圖為3＃樣品裂紋形態(tài)。從裂紋形態(tài)看，為典型沿晶開裂。管子外表面還有很多小裂紋。將小裂紋打開，在電鏡下觀察3#樣品斷口表面能譜曲線發(fā)現(xiàn)，斷口為沿晶斷口，斷口表面存在硫元素，可見，斷裂管子的開裂是在煙氣中硫的作用下的產(chǎn)生應(yīng)力腐蝕的結(jié)果。

六、原因分析

 奧氏體不銹鋼的不銹性和耐蝕性的獲得主要是由于在鉻作用下,鉻促進(jìn)了鋼的鈍化并使鋼保持穩(wěn)定鈍態(tài)的結(jié)果。奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕是晶界或晶界附近的電化學(xué)腐蝕。鉻是強(qiáng)碳化物形成元素,在奧氏體不銹鋼中也不例外,奧氏體不銹鋼中常見碳化物（Cr₂₃C₆），這種碳化物高溫固溶處理溶于奧氏體中，鉻呈均勻分布，使合金各部分鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)均在鈍化所需值，使合金具有良好的耐蝕性。但如果在敏化溫度范圍（500~850°C）內(nèi)，晶界上就會形成敏化組織即晶界上析出連續(xù)的、網(wǎng)狀碳化物（Cr₂₃C₆）,鉻從晶界附近的固溶體中分離出來，造成晶界附近貧鉻，貧鉻區(qū)與碳化物緊密相連，當(dāng)存在一定腐蝕介質(zhì)就發(fā)生電化學(xué)腐蝕，造成晶間腐蝕。而TP347H不銹鋼管中添加了鈮，鈮是強(qiáng)碳化物形成元素，Nb與C形成NbC，將C全部固定在NbC中。避免鉻與碳形成碳化物，可有效抑制晶界上形成敏化組織。該管子由于鈮以顆粒形式游離存在，而沒有起到形成NbC。沒有起到將碳全部固定在NbC中的作用。管子的運行溫度在奧氏體不銹鋼的敏化溫度范圍，導(dǎo)致該管子金屬材料在晶界上不斷形成敏化組織：即晶界上析出連續(xù)的、網(wǎng)狀碳化物（Cr₂₃C₆）,鉻從晶界附近的固溶體中分離出來，造成晶界附近貧鉻。從而使得管子的抗晶間腐蝕性大大降低。可見，該TP347H不銹鋼管材料本身存在合金元素鈮未固溶或固溶嚴(yán)重不足，導(dǎo)致管子在晶界形成Cr₂₃C₆，晶界附近貧鉻，出現(xiàn)晶間腐蝕。管子上裂紋為沿晶裂紋，裂紋分叉，為典型的應(yīng)力腐蝕開裂。該管子斷裂原因主要是在煙氣中硫的作用下，產(chǎn)生由管子外表面向內(nèi)的應(yīng)力腐蝕。直管段表面未發(fā)現(xiàn)裂紋，裂紋源在彎管的內(nèi)弧開始，只在彎管外表面存在較多小裂紋：說明彎管的內(nèi)弧結(jié)構(gòu)殘余應(yīng)力水平比較高。這種應(yīng)力不是在運行中由于管子的內(nèi)壓造成的；這種應(yīng)力可能與彎管工藝和焊接安裝有關(guān)。

 從金相組織上看，發(fā)現(xiàn)斷裂管子的晶粒度級別為5.3級，超過標(biāo)準(zhǔn)要求。晶粒度級別高，晶粒度小，單位面積上晶粒數(shù)量多，晶界長度總和增加，單位面積上析出的一定量碳化物分布在單位長度晶界的數(shù)量比例降低，產(chǎn)生晶間腐蝕傾向減小；反之亦然。可見，晶粒度級別高，可提高不銹鋼抗晶間腐蝕能力。斷裂管子的晶粒度粗大，單位長度上晶界碳化物相對析出多，使得晶界敏化，易產(chǎn)生晶間腐蝕。這是管子運行僅為3200小時斷裂的又一主要原因。

七、結(jié)論及采取措施

 1. 引起斷裂的原因為應(yīng)力腐蝕。

 2. 對新彎管更換前進(jìn)行穩(wěn)定化處理，將鋼中的碳全部固定在碳化鈮中。