高悅敏¹,杜好陽¹,葉 豐²,崔 倫¹

(1.吉林省電力科學研究院有限公司,長春 130021; 2.北京科技大學新金屬材料國家重點實驗室,北京 100083)

摘 要:對某熱電廠機組中運行2×10 5 h以上的主蒸汽管道用10CrMo910鋼進行不同溫度 (535,560,580 ℃)的高溫蠕變試驗,研究該鋼的高溫蠕變行為及組織演變過程。結果表明:不同溫 度高溫蠕變后,超期服役10CrMo910鋼的晶粒發生了明顯變形,貝氏體和鐵素體基體中都發生了 再結晶,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,蠕變斷裂時間從 4633h降低到2314h,高溫蠕變斷裂強度從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,可見明顯的二次裂紋和析出相,斷裂方式均 為準解理斷裂。

關鍵詞: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:TG142.1 文獻標志碼:A 文章編號:1000-3738(2022)04-0069-06

0 引 言

主蒸汽管道作為火電機組的關鍵高溫部件,用 于輸送高壓高溫蒸汽,其結構較復雜,在長期運行過 程中會發生材質變化和積累損傷,導致使用壽命不 斷縮短[1-2]。主蒸汽管道在運行中主要承受蒸汽內 壓力和支吊架約束力引起的機械載荷以及高溫蒸汽 引起的熱負荷作用,即蠕變-疲勞載荷作用。材料長 期在高溫、高壓條件下工作,其顯微組織會發生劣 化,如造成蠕變損傷,出現碳化物的球化、聚集和長 大,產生蠕變和空洞以及晶界裂紋等,進一步造成管道宏觀性能如拉伸性能、蠕變持久強度、沖擊韌性的 下降和韌脆轉變溫度的升高。同時,火電機組的頻 繁起?？赡軙a生疲勞破壞,環境因素也會造成相 關的腐蝕、磨損等問題。在復雜工況條件下,管道在 制造過程中因工藝問題帶來的超標缺陷處產生應力 集中,導致裂紋萌生并擴展,最終造成主蒸汽管道的 失效破壞^[3-6]。

在我國,20世紀60年代末期和70年代初期投 產的高溫高壓電廠機組的運行時間普遍已達到或超 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,廣泛應用于火電 機組的主蒸汽管道。目前,有關10CrMo910鋼的研 究主要集中在焊接工藝和壽命評估方面,但是對于其 高溫蠕變行為、蠕變后顯微組織變化等方面的研究鮮 有報道,而研究10CrMo910鋼在長時間服役后的高 溫蠕變行為,對指導主蒸汽管道的高溫損傷評估和檢 修維護工作具有現實意義。作者以某電站實際運行 2×10 5h以上的主蒸汽管道用10CrMo910鋼為研究 對象,通過不同溫度下的高溫蠕變試驗研究該鋼的高 溫蠕變行為,并分析其蠕變組織演變機理。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料取自某熱電廠機組中運行 2×10 5 h 以上的主蒸汽管道,材料為10CrMo910鋼,其實測 化學成分見表1,在光學顯微鏡(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,對位錯起到釘扎作用,提高了 位錯移動阻力,從而起到析出強化作用。測得主蒸 汽管道具有較高的室溫抗拉強度(397 MPa)和屈服 強度(260MPa)。

沿管壁軸向截取標準高溫持久拉伸試樣,具體 尺寸如圖2所示,采用 RDJ50型機械式蠕變持久試 驗機進行高溫蠕變試驗,根據實際工況,選取試驗應 力為100MPa,蠕變溫度為535,560,580 ℃。試樣 斷裂后,采用ZEISSSUPRA55型場發射掃描電子 顯微鏡 觀 察 斷 口 形 貌,采 用 SEM 附 帶 的 能 譜 儀 (EDS)進行微區成分分析。在斷口處截取金相試 樣,用體積分數5%的硝酸去離子水溶液腐蝕后,采 用ZEISSImagerM2m 型光學顯微鏡觀察顯微組 織。在同一位置取樣制備透射電鏡試樣,電解液為 體 積 分 數 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 試驗結果與討論

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℃蠕變前后的形貌進行對比分析。由圖3可以 看出,與蠕變前相比,蠕變后10CrMo910鋼的晶粒 發生了明顯的變形,貝氏體基體和鐵素體基體上的 位錯幾乎消失,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,可知組織中發生了再結晶。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,材料的蠕變強度主要 取決于晶界強度[3]。在高溫下,合金元素發生再分 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 界強度降低,蠕變孔洞擇優在這些位置形核,隨著蠕 變變形程度的增大,孔洞相連成微裂紋并沿晶界擴 展[7-9]。同時,在高溫條件下,晶界上的原子較易擴 散,受力后先發生晶界滑動,滑動造成的孔洞使微裂 紋繼續沿晶界擴展;晶界處的位錯大量塞積,產生應力集中,微裂紋在應力作用下擴展成宏觀裂紋,最終 導致試樣斷裂^[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鋼的蠕變斷裂時間從 4633h 降低到 2314h,高溫 蠕 變 斷 裂 強 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纏結的位錯墻。相異的位 錯墻可能合并形成新的亞晶界,亞晶內部比較穩定,但亞晶的相對轉動會加速蠕變,從而降低高溫蠕變性 能。在晶界處富集的析出相,雖然會對位錯產生強烈 的釘扎作用,提高材料的高溫蠕變性能,但是過于粗 化的析出相會降低晶界強度,位錯經過析出相時不再 是切過機制,而是繞過機制[14-16],這種作用超過了析 出強化的作用,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,斷口底部區域凹凸不平,可 觀察到大量韌窩,無明顯的剪切撕裂區,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?？芍?10CrMo910鋼的斷裂方式均 為準解理斷裂,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,這是因為隨著 蠕變溫度的升高,組織處于熱激活狀態,位錯環密度 減小,運動阻力降低,位錯快速運動[17-20],不同滑移 面上的位錯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成分 (質量分數/%)為5.32C,2.54Cr,92.14Fe,可知析出 相為碳化物。碳化物和基體的結合力較弱,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 論

(1)不同溫度高溫蠕變后,超期服役主蒸汽管 道用10CrMo910鋼的晶粒發生了明顯變形,貝氏體 和鐵素體基體中發生再結晶和析出相粗化,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 間 從 4633h降 低 到 2314h,高 溫 蠕 變 斷 裂 強 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 界滑動有關,因此在應用中需要嚴格控制蒸汽溫度,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,存在明顯的二次裂紋和析 出相,斷裂方式均為準解理斷裂。

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<文章來源： 材料與測試網>期刊論文>機械工程材料>46卷>4期(pp:69-74)>