張 捷，楊行炳，林 翔，賴偉萍，周建松，文國福，文作偉

(華能瑞金發(fā)電有限責任公司，江西 贛州 341108)

0 引言

隨著經(jīng)濟的快速發(fā)展，節(jié)能要求越來越高，火力發(fā)電也快速進入大容量、高參數(shù)、序列化階段，超(超)臨界機組已成為我國火力發(fā)電主流機組。SA-213TP347H鋼以其良好的抗晶間腐蝕、抗高溫氧化、蠕變性能、焊接性能及熱加工性能，在我國超(超)臨界大容量電站鍋爐中得到了廣泛的應用。

SA-213TP347H鋼為18-8奧氏體不銹鋼，鋼中含有的C、Cr在一定條件下會形成復雜的不穩(wěn)定間隙碳化物Cr23C6，由于Cr23C6與Fe的親和力較強，因而容易形成(Cr，F(xiàn)e)23C6。當SA-213TP347H從高溫以較快速率降到低溫時，會形成過飽和固溶體。趙勇[1]研究表明，在敏化處理溫度(400～850 ℃)再加熱時，碳化物是不穩(wěn)定的，要沿晶界優(yōu)先析出，當溫度低于650 ℃時，晶間的C的鉻化物在晶界面上形成連續(xù)的片狀，減弱其抗晶間腐蝕的能力；同時如果管道內存在應力等，將會加速碳的鉻化物在晶界的析出，進一步減弱其抗晶間腐蝕能力。

超臨界鍋爐型號為HG-1100/25.4，高溫再熱器的額定運行參數(shù)為4.52 MPa，溫度為571 ℃，高溫再熱器出口管道材質為SA-213TP347H，規(guī)格為φ51 mm×4.5 mm。2016年4月，該鍋爐在進行高溫再熱器檢查時，發(fā)現(xiàn)其出口爐后向爐前數(shù)第9根直管段被梳形管夾擠壓變形。管夾和管道的接觸情況如圖1所示。挑選擠壓變形較嚴重的管道進行割管檢查，發(fā)現(xiàn)變形處有凹坑，在凹坑處有裂紋(圖2)。

圖1 高溫再熱器與管夾接觸情況Fig.1 Contact between high temperature reheater and pipe clamp

圖2 高溫再熱器凹坑處裂紋形貌Fig.2 Crack morphology at the pits of high temperature reheater

該高溫過熱器自機組2008年投產(chǎn)以來已累計運行近50 000 h，期間高溫過熱器出口管道未進行更換，并且距上次計劃檢修結束約11個月，且在上次計劃檢修時未發(fā)現(xiàn)有擠壓變形的現(xiàn)象。

本研究從高溫再熱器結構、宏觀形貌、硬度、顯微組織、化學成分等方面，對裂紋試樣進行分析，找出裂紋形成的原因。

1 試驗過程與結果

1.1 高溫再熱器結構

圖3是高溫再熱器結構示意圖。由圖3可知，高溫再熱器由立式低溫再熱器通過一段水平管直接接入高溫再熱器入口管道，然后與煙氣逆流和順流布置至高溫再熱器出口集箱，管夾厚度為8 mm，每屏入口和出口管共16根為同一管夾固定。由高溫再熱器結構可知，其只有出口集箱，因此在機組運行中，管屏比較容易晃動，導致管屏與管夾容易發(fā)生機械碰磨，損傷管道；入口和出口管道為一根管夾固定，管夾較長且厚度較薄，機組高溫運行時易產(chǎn)生變形，從而損傷管道。

1.2 宏觀分析

由圖2可知，裂紋為橫向裂紋，沿著管卡的方向；同時通過測量管道外徑，最大值為51.38 mm，最小值為48.93 mm(凹坑處)，凹坑的深度為1～1.5 mm，沒有明顯的脹粗。圖4為裂紋處斷口的宏觀形貌，裂紋深度大于4 mm，管壁由外向內腐蝕產(chǎn)物逐漸減少，可知裂紋是由管道外部向內壁逐漸擴展的；裂紋斷口沒有明顯的塑性變形，為脆性斷裂，斷口表面無金屬光澤，粗糙而且不平整。

圖4 裂紋斷口宏觀形貌Fig.4 Macroscopic appearance of fracture

1.3 力學性能分析

在高溫再熱器試樣靠近裂紋處縱向選取2個位置，依據(jù)GB/T 2975—1998《鋼及鋼產(chǎn)品力學性能試驗取樣位置及試樣制備》，對2處位置材料制備拉伸試樣，根據(jù)GB/T 228.1—2010《金屬材料拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》，在SANS CMT5205型電子拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，試驗結果如表1所示。

根據(jù)ASMEA213/A213M—2004中對SA-213TP347H鋼室溫力學性能的要求可知，試樣裂紋附近的材質合格。

1.4 硬度試驗

在高溫再熱器試樣裂紋處選取1個位置，采用HT-2000A型硬度計進行布氏硬度試驗，硬度平均值為HBW 181。根據(jù)ASME A213/A213M—2004中對SA-213TP347H鋼硬度的要求(≤HBW 192)可知，試樣裂紋附近硬度值符合標準的要求。

1.5 顯微組織分析

在高溫再熱器試樣上選取2個位置進行金相顯微組織分析，分別為裂紋處、距裂紋100 mm處。試驗時用機械方法截取試樣，再用砂紙逐道打磨、機械拋光、氯化鐵鹽酸水溶液浸蝕，金相顯微鏡觀察組織，金相組織如圖5所示?？梢?，2處的顯微組織均為奧氏體+沿晶界碳化物，相比距裂紋100 mm的顯微組織圖，裂紋處的碳化物更加密集、尺寸也更大，同時孿晶和滑移線也更加明顯。

圖5 高溫再熱器試樣金相組織Fig.5 Microstructure of high-temperature reheater

對高溫再熱器的裂紋進行金相顯微組織分析，結果如圖6所示，可見，裂紋沿晶界擴展，為沿晶裂紋，同時在晶間裂紋處有大量的黑色附著物。

圖6 高溫再熱器裂紋顯微結構圖Fig.6 Microstructure of cracks in high-temperature reheater

1.6 微觀形貌及成分分析

為深入分析高溫再熱器晶間腐蝕的微觀機理，對高溫再熱器晶間裂紋處的黑色附著物進行掃描電鏡及能譜分析。圖7為黑色附著物的微觀形貌，可以看出，在裂紋處有顆粒狀析出物。對黑色附著物進行能譜分析，結果表明O含量較高，為38.92%(質量分數(shù)，下同)，并含有1.27%的S。由此可知，黑色附著物大部分為氧化物以及一部分含S物質。

2 分析及討論

鍋爐運行時間雖較長，但高溫再熱器出現(xiàn)裂紋缺陷時間較短。對高溫再熱器裂紋處取樣進行力學性能和硬度測試結果表明，均符合ASME A213/A213M—2004中對SA-213TP347H鋼的要求。高溫再熱器長期在570～600 ℃高溫環(huán)境中工作，剛好處于奧氏體耐熱鋼敏化溫度400～850 ℃范圍，因此高溫過熱器不可避免地存在著Cr的碳化物沿晶界析出，因而在試樣不同區(qū)域的微觀組織均為奧氏體+沿晶界碳化物，同時在變形處，尤其是凹坑處，在梳形管夾的擠壓以及管道自身的熱膨脹共同作用下，產(chǎn)生了彎曲應力，并且是應力最集中的部位。李振梁等[2-3]指出，管道內存在應力、位錯等，將會加速Cr的碳化物在晶界的析出，因此在裂紋處的晶界碳化物更加密集，尺寸也較大；馬官兵等[4]指出，含Cr的碳化物在晶界析出會導致晶界急劇貧Cr化，同時形變也將誘發(fā)馬氏體電位低，嚴重削弱晶界的抗腐蝕性能；Briant[5]指出，應力的影響是加速敏化，對于含C量0.04%以上18Cr-9Ni鋼在低敏化溫度加熱時易出現(xiàn)晶間腐蝕，主要原因是含碳0.04%以上時變形加速了Cr的擴散，而晶間腐蝕受Cr擴散控制，因而加速了敏化。

圖7 黑色附著物SEM圖Fig.7 SEM photographs and EDS analysis of black attachments

裂紋金相組織表明裂紋為沿晶裂紋，在裂紋處有大量的黑色附著物，對黑色附著物的掃描電鏡及能譜分析可知，其為氧化物，以及一部分含S物質。史月麗等[6-8]指出，在600 ℃附近，S會造成304L和316NG型奧氏體不銹鋼的晶界應力腐蝕開裂，并且晶界區(qū)域氧化物會發(fā)生聚集，氧化層的結構被破壞，從而進一步加快其腐蝕速率；Natesan K等[9-10]指出，奧氏體不銹鋼高溫再熱器管失效的主要原因是S促使晶界應力腐蝕開裂。高溫再熱器運行在含SO2、SO3、H2S等含硫高溫煙氣環(huán)境中，造成了高溫再熱器SA-213TP347H鋼管道的應力腐蝕裂紋。

3 結論與改進措施

1)高溫再熱器出口TP347H管道裂紋位于管夾擠壓并存在凹坑的部位，起源于管壁外側，為應力腐蝕裂紋。

2)裂紋產(chǎn)生的原因是梳形管夾變形擠壓管道，同時高溫再熱器在運行中容易晃動，二者共同作用使管道發(fā)生變形并形成凹坑，在凹坑處彎曲應力大幅增加，促進了含Cr碳化物沿晶界析出，在晶界處出現(xiàn)貧Cr區(qū)，導致晶界弱化，抗腐蝕性能降低；同時高溫再熱器運行在含SO2、SO3、H2S等具有腐蝕性的高溫煙氣中，因此在彎曲應力、熱應力、蒸汽壓力、含硫腐蝕性介質的共同作用下，使受擠壓的凹坑處晶間腐蝕速率加快，最終導致應力腐蝕裂紋。

3)高溫再熱器SA-213TP347H鋼管運行在含SO2、SO3、H2S等腐蝕性介質的高溫煙氣中，腐蝕性介質無法隔離，因而為消除鋼管受擠壓的應力，主要改進措施為：對存在裂紋以及變形較大的管道進行更換，割除原管夾并更換為長度短、接觸面積大的管夾，并且加裝防磨瓦，運行中嚴格控制超溫。