樊 釗,徐 偉,陳偉民,王光輝

(國核電站運行服務(wù)技術(shù)有限公司,上海 ２００２３３)

   摘 要:利用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡、能譜儀、拉伸及沖擊試驗機等對服役１５a的制氫轉(zhuǎn)化爐中HP４０Nb鋼爐管的顯微組織和力學(xué)性能進行了研究,依據(jù)高溫持久試驗結(jié)果估算了爐管剩余壽命.結(jié)果表明:長期高溫服役后,爐管鋼組織中晶界粗化并有 G 相析出,晶內(nèi)二次碳化物析出明顯,近內(nèi)壁、近外壁和基體中均出現(xiàn)蠕變孔洞,近內(nèi)壁和近外壁發(fā)生氧化和貧鉻,外壁形成脫碳層;與原始鑄態(tài)爐管相比,長期高溫服役后爐管的室溫抗拉強度降幅超３０％,高溫抗拉強度降幅約１８％,室溫沖擊功下降明顯,剩余壽命不足１a.

關(guān)鍵詞:轉(zhuǎn)化爐爐管;HP４０Nb鋼;顯微組織;G 相;剩余壽命

中圖分類號:TG１４２．７３;TE９６３;TQ０５２．６ 文獻標(biāo)志碼:A 文章編號:１０００Ｇ３７３８(２０１７)０６Ｇ００４９Ｇ０６

StructureandRemnantLifeofHP４０NbSteelFurnaceTube afterLongＧTerm HighＧTemperatureService

 FANZhao,XU Wei,CHEN Weimin,WANGGuanghui

 (StateNuclearPowerPlantServiceCompany,Shanghai２００２３３,China) 

Abstract:The microstructureand mechanicalpropertiesof HP４０Nbsteelfurnacetubeinahydrogen reformerafter１５Ｇyearservicewerestudiedbyopticalmicroscope,scanningelectronmicroscope,energydispersive spectrometer,tensileandimpacttesters．BasedonthehighＧtemperaturecreeprupturetestingresults,theremnant lifeofthefurnacetubewasevaluated．TheresultsshowthatafterthelongＧtermhighＧtemperatureservice,inthe microstructureoffurnacetubesteel,thegrainboundariescoarsened withtheG phaseprecipitation;secondary carbidesprecipitatedingrainsobviously;creepvoids wereobservednearinnerandouter wallandin matrix; oxidationandchromiumdepletionwereobservednearinnerandouterwall;decarburizationlayerwasformedonthe outerwall．ComparedwiththeasＧcaststeelfurnacetube,thetensilestrengthofthefurnacetubeafterthelongＧterm highＧtemperatureservicereducedby３０％ and１８％ atroomandhightemperature,respectively,theimpactenergy atroomtemperaturedecreasedsignificantly,andtheremnantlifewaslessthan１a．

 Keywords:reformerfurnacetube;HP４０Nbsteel;microstructure;Gphase;remnantlife

０ 引 言

制氫轉(zhuǎn)化爐是煉油廠制氫裝置的核心設(shè)備,其輻射段爐管使用的材料大多為 HP４０Nb鋼[１].該類輻射段爐管為離心鑄造管,鋼中鎳質(zhì)量分數(shù)約為３５％,同時含有質(zhì)量分數(shù)約１％的鈮元素,具有良好的抗?jié)B碳、抗高溫蠕變和抗氧化等性能[２].然而,在長期高溫服役過程中,爐管材料不可避免地會發(fā)生劣化,影響轉(zhuǎn)化爐的安全可靠運行.目前,相關(guān)研究大多集中在爐管的開裂原因分析、蠕變性能研究和剩余壽命評估等方面[３Ｇ８],而對爐管材料在長期高溫服役后的組織轉(zhuǎn)變以及這種轉(zhuǎn)變與爐管力學(xué)性能和剩余壽命的關(guān)系研究較少.為此,作者對服役１５a的制氫轉(zhuǎn)化爐輻射段用 HP４０Nb鋼爐管的顯微組織進行了分析,并研究了其力學(xué)性能及爐管的剩余壽命.

１ 試樣制備與試驗方法

１．１ 試樣制備

    試驗 材 料 取 自 某 煉 油 廠 制 氫 轉(zhuǎn) 化 爐 輻 射 段HP４０Nb鋼爐管,規(guī)格為?１２７ mm×１２ mm,其化學(xué)成分見表 １,滿足 HG/T２６０１－２０１１ 的指標(biāo)要求.該制氫轉(zhuǎn)化爐為頂燒箱式加熱爐,１９９９年投入使用,累積運行時間超過１５a,其設(shè)計使用溫度為９５０ ℃,實際最高運行溫度為９２０ ℃,爐管內(nèi)最高工作壓力為２．３MPa.?。备鶢t管的兩段進行對比研究,一段位于爐管頂部法蘭下方,簡稱１＃ 管.由于爐頂保溫層的存在和高溫運行時爐管發(fā)生熱膨脹向上伸縮,１＃ 管未經(jīng)歷爐膛內(nèi)高溫,其顯微組織及力學(xué)性能接近鑄造爐管的原始狀態(tài).另一段距爐管頂部法蘭３．５m 處,簡稱２＃ 管.２＃ 管位于頂燒箱式加熱爐外焰噴射處,其管壁溫度在整根爐管中最高.

１．２ 試驗方法

    在１＃ 管、２＃ 管上分別切取表面尺寸為１５mm×１５mm 的金相試樣,經(jīng)粗磨、細磨、拋光后,用５g三氯化鐵＋５０mL鹽酸＋１００mL水組成的混合溶液腐蝕,采用 蔡 司 AxioImagerA２m 型 光 學(xué) 顯 微 鏡(OM)、FEIQuanta４５０FEG型掃描電鏡(SEM)觀察其顯 微 組 織,用 SEM 附 帶 的 OXFORD AztecXＧMAX５０型能譜分析儀(EDS)分析微 區(qū) 成 分.根據(jù) GB/T２２８．１－２０１０和 GB/T４３３８－２００６,分別在１＃ 管、２＃ 管的向火面及 背 火 面 截 取 拉 伸 試 樣,在 ZWICK/RoellZ２５０ 型 萬 能 試 驗 機 上 進 行 室 溫(２３ ℃)及 高 溫 (９５０ ℃)拉 伸 性 能 試 驗,試 樣 長７０mm,標(biāo)距段尺寸為?５ mm×２５ mm,拉伸速度為２mm??min－１,高溫拉伸試驗前試樣在９５０ ℃保溫１０min.根據(jù) GB/T２２９－２００７,分別在１＃ 管、２＃ 管的 向 火 面 及 背 火 面 截 取 夏 比 沖 擊 試 樣,在SANSZBC２０００型金屬擺錘沖擊試驗機上進行夏比沖 擊 試 驗,試 驗 溫 度 為 ２３ ℃,試 樣 的 尺 寸 為１０mm×７．５mm×５５mm.根據(jù) GB/T２０３９－１９９７,在 RCＧ１１３０A 型高溫持久蠕變試驗機上對２＃ 管試樣進行高溫持久試驗,試驗溫度為９５０℃,試樣規(guī)格為 ?８ mm,標(biāo) 距 為 ４０ mm,應(yīng) 力 范 圍 為 ２０~５０MPa.

２ 試驗結(jié)果與討論

２．１ 顯微組織

    由圖１可知,１＃ 管橫截面中心的顯微組織為奧氏體＋共晶碳化物,晶界呈骨架狀分布,基體上無析出物或其他相生成,可視為 HP４０Nb鋼的原始鑄態(tài)組織.結(jié)合表２分析可知:由共晶碳化物構(gòu)成的晶界由兩種碳化物組成,在 OM 下呈深灰色、SEM 下呈亮白色的組織為含鈮碳化物,即 NbC;而在 OM下呈亮白色、SEM 下呈深灰色的組織為含鉻碳化物,以 M２３C６ 相為主,與文獻[９Ｇ１３]報道一致.由表２還可看出:位置３處的鉻質(zhì)量分數(shù)為２４．７％,與表１中的鉻含量基本一致,即位置３處為奧氏體基體;鈮質(zhì)量分數(shù)僅為０．２％,說明鈮元素主要分布在晶界上.

    由圖２可知:在２＃ 管橫截面中心的組織中,晶界上的一次碳化物呈鏈狀和條狀,與鑄態(tài)組織(１＃管)相比,２＃ 管的晶界粗大,分布不連續(xù);在距內(nèi)表面約４mm 處,２＃ 管中存在蠕變孔洞,蠕變孔洞主要沿一次碳化物邊緣析出,孔洞直徑為３~５μm.結(jié)合表３分析可知:晶界上暗黑色組織(位置４)為富鉻 的 M２３ C６,淺 灰 色 組 織 (位 置 ５)為富 鈮相,該相為含鈮、鎳、硅的化合物,推測為G相屬 NbC高溫轉(zhuǎn)變析出相,與文獻[１１,１３Ｇ１５]報道一致;奧氏體晶粒內(nèi)有一定量的二次碳化物(位置６)析出,該碳化物為富鉻碳化物,呈方形或針狀彌散分布在晶粒內(nèi),而非集中在晶界附近區(qū)域,部分晶界邊緣二次碳化物較少,晶粒內(nèi)二次碳化物已長大粗化,最大直徑約３μm;奧氏體基體(位置７)中鉻質(zhì)量分數(shù)為２３．３％,較１＃ 管中的略有減少.

圖３ ２＃ 管橫截面近外壁和近內(nèi)壁的顯微組織

Fig.３ Microstructuresatcrosssectionnearouterandinnerwallof２＃ tube a－b OMandSEMimagesnearouterwall

and c－d OMandSEMimagesnearinnerwall

    由圖３(a),(b)和表４可知:２＃ 管近外壁處的最外層有明顯氧化層(位置８),以鉻的氧化物為主,并含有錳的氧化物,與文獻[１２Ｇ１３]報道一致;基體(位置９)中的鉻含量比１＃ 管(表２位置３)的明顯減少,說明２＃ 管近外壁發(fā)生貧鉻[１０,１２Ｇ１３,１６];亮色點狀顆粒物(位置１０)中鈮、鎳、硅元素含量與圖２(c)位置５ 處的接近,表明近外壁貧鉻層中鈮元素以 G 相析 出;爐管外壁除貧鉻和氧化外,還出現(xiàn)了脫碳現(xiàn)象, 與文獻[１３,１６]報道一致;在氧化層與基體之間產(chǎn)生 了明顯的微裂紋,呈周向分布,最長超過１００μm;近 外壁區(qū)域基體中產(chǎn)生大量蠕變孔洞,部分孔洞已相 連形成微裂紋. 由圖３(c),(d)和表４可知:２＃ 管近內(nèi)壁處可明 顯分辨出氧化層、過渡層和基體,與相關(guān)文獻[１０,１２Ｇ １３]報道一致;氧化層為含鉻氧化物(位置１１),厚度超 過１００μm;過渡層距內(nèi)壁１００~５００μm,該層內(nèi)枝晶 組織粗大、密集,伴有大量二次碳化物析出,奧氏體晶 粒難以分辨,其中深灰色碳化物(位置１３)富鉻并含 鈮,推測為 MC＋NbCrC＋M２３C６ [１２];過渡層發(fā)生貧 鉻,越靠近內(nèi)壁貧鉻越嚴重(見位置１２和１４的分析 結(jié)果);氧化層與過渡層之間有微裂紋產(chǎn)生,呈周向 分布,最長的超過３００μm;過渡層和基體之間產(chǎn)生 大量蠕變孔洞,最大直徑超過５μm,部分孔洞已相 連形成微裂紋.

    對比１＃ 管和２＃ 管的顯微組織可見,２＃ 管經(jīng)過１５a高溫運行后,其組織發(fā)生了嚴重劣化,晶界粗化、晶內(nèi)二次碳化物析出明顯、蠕變孔洞產(chǎn)生.高溫材料損傷機制包括高溫蠕變、高溫氧化、脫碳、碳化物相轉(zhuǎn)變等.碳化物的相轉(zhuǎn)變主要有３種:晶界上富鉻碳化物 M２３C６ 的轉(zhuǎn)變、晶界上 NbC相轉(zhuǎn)變?yōu)?G相,以及晶內(nèi)二次碳化物的析出、聚集和長大.晶界上 G 相和富鉻碳化物相的不斷析出和聚集,晶內(nèi)二次碳化物向晶界的聚集使得晶界粗大,并由骨架狀轉(zhuǎn)變?yōu)殒湢詈蜅l狀.有別于 HK４０鋼爐管在高溫服役時 σ相的析出[１７Ｇ１８],G 相是 HP４０Nb鋼爐管長期高溫服役時析出相的一種.該析出相為 Nb６Ni１６Si７[１１,１９Ｇ２０],其晶體結(jié)構(gòu)為fcc,屬體心衍生空位有序相,在合金中呈塊狀,分散分布于晶內(nèi)或晶界,明場光學(xué)特征為白色,暗場光學(xué)特征為不透明且四周有亮線[２１].NbC在７００℃至９００℃時不穩(wěn)定,易轉(zhuǎn)變成 G 相[１３],而在１０００℃人工老化后的 HP４０Nb鋼中未發(fā)現(xiàn) G 相析出[１２].G相中不含碳,NbC相轉(zhuǎn)變?yōu)?G 相的過程也伴隨著碳原子的擴散和富鉻碳化物的析出.爐管高溫老化早期就能形成碳化物和 G相[９],G相的轉(zhuǎn)化程度(NbC的剩余含量)則能說明 HP４０Nb鋼的性能劣化程度[２２].作者對多處富鈮相進行能譜分析,結(jié)果均與位置５處的一致,表明該爐管中 NbC轉(zhuǎn)變?yōu)?G相較徹底,也說明該爐管已進入壽命后期.

    爐管鋼中二次碳化物隨高溫服役時間的延長呈現(xiàn)規(guī)律性變化[９]:二次碳化物初期為 M３C７,在晶界附近區(qū)域析出;隨著時間的延長,碳化物逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)镸２３C６,在晶內(nèi)其它部位也有二次碳化物析出,此時二次碳化物密集、細小;隨后,碳化物繼續(xù)聚集和擴散,不再聚集在晶界附近,而是呈彌散分布;在爐管壽命后期,碳化物不斷聚集長大,晶內(nèi)碳化物逐漸減少、顆粒粗大、彌散分布,近晶界處的二次碳化物還向晶界聚集.１＃ 管為近似鑄態(tài),其晶內(nèi)無碳化物;２＃ 管中二次碳化物顆粒粗大,直徑達３μm,呈彌散分布,SEM 下呈深黑色,為 M２３C６ 型碳化物,屬爐管壽命后期的二次碳化物.二次碳化物的析出和長大還造成了奧氏體基體中鉻含量(位置７)的降低.

２．２ 力學(xué)性能

    由表５可知:１＃ 管的室溫拉伸性能均滿足 HG/T２６０１－２０１１對 ZG４０Ni３５Cr２５Nb鋼(國內(nèi)牌號,等同于 HP４０Nb鋼)的要求;與接近于原始鑄態(tài)的１＃ 管相比,２＃ 管的室溫抗拉強度和伸長率均明顯下降,抗拉強度降低超過３０％,遠低于 HG/T２６０１－２０１１的指標(biāo)要求;２＃ 管的高溫抗拉強度比１＃ 管的降低了約１８％,但塑性變化不大;與室溫拉伸性能相比,兩種管的高溫拉伸性能均嚴重下降.

２．３ 爐管剩余壽命計算

    爐管最大周向應(yīng)力計算公式為σθ ＝p(D０/δ－１)２(１)

    式中:σθ 為 爐 管 最 大 周 向 應(yīng) 力,MPa;p 為 爐 管 內(nèi)壓,MPa;D０ 為爐管外徑,mm;δ 為爐管壁厚,mm.試驗爐管的內(nèi)壓為２．３MPa,外徑為１２７mm,壁厚為１２mm,代入式(１)計算得到σθ 為１１．０２ MPa.取安全系數(shù)為１．６[７,１７],則爐管許用周向應(yīng)力[σθ]為１７．６MPa.

    由表６可知,相比于１＃ 管,２＃ 管的室溫沖擊功大幅下降,說明在長期高溫運行后,HP４０Nb鋼爐管明顯變脆.

    由 表 ７ 可 以 看 出,２＃ 管 在 接 近 許 用 應(yīng) 力 的２０MPa應(yīng)力水平下,其高溫斷裂時間為８３０．７h,該工況下的剩余蠕變壽命較短.

     根據(jù)表７中的數(shù)據(jù),分別采用等溫線法和時間Ｇ溫度參數(shù) LarsonＧMiller法(LＧM 法)[７,８,１５Ｇ１６]計算爐管剩余壽命.采用等溫線法擬合得到lgσ(σ 為試驗應(yīng)力)Ｇlgtr(tr為蠕變斷裂時間)曲線(見圖４),擬合公式為

lgσ＝－０．１８２３lgtr ＋１．８２９４ (２)

    將σ＝[σθ]＝１７．６ MPa代入式(２),即可得到９５０ ℃下的tr,即剩余壽命為１５９７．５h.采用 LＧM 法計算爐管剩余壽命,計算公式為

P(σ)＝T ×１０－３(C ＋lgtr) (３)

σ＝１．７９５４P(σ)２ －１０６．９６P(σ)＋１０６７．２ (４)

聯(lián)立式(３)和式(４),并將σ＝[σθ]＝１７．６MPa代入,求得９５０℃下爐管的tr,即剩余壽命為１６８６h.該結(jié)果 與 等 溫 線 法 計 算 結(jié) 果 接 近.采 用 式 (３)將９５０ ℃下等溫線法和 LＧM 法計算結(jié)果換算為爐內(nèi)輻射段最高運行溫度９２０ ℃下的爐管剩余壽命,分別為６１１８h和６４７０h,均小于１a.

２＃ 管近內(nèi)壁和近外壁處均產(chǎn)生了蠕變孔洞并連接成了微裂紋,基體上也有較密集的蠕變孔洞;對該轉(zhuǎn)化爐檢查時也發(fā)現(xiàn)爐管發(fā)生了嚴重的彎曲變形,部分相鄰爐管已相互貼合.這些均說明該段爐管蠕變損傷嚴重,與計算得到的剩余壽命不足１a的結(jié)論一致.

３ 結(jié) 論

(２)與原始鑄態(tài)爐管相比,長期高溫服役后爐管的室溫抗拉強度降幅超過３０％,高溫抗拉強度降幅約１８％,室溫沖擊功也明顯下降.

(３)當(dāng)在最高溫度為９２０ ℃工況下運行時,該HP４０Nb鋼爐管的剩余壽命不足１a。

（文章來源：材料測試網(wǎng)-機械工程材料 > 2017年 > 6期 > pp.49）