張 駿，鄭準備，楊占君，孫興新，李夢陽，張建偉

(中國大唐集團科學(xué)技術(shù)研究院有限公司西北電力試驗研究院，西安 710021)

0 引 言

TP347H鋼(國產(chǎn)牌號07Cr18Ni11Nb)是在18Cr-10Ni合金鋼的基礎(chǔ)上添加穩(wěn)定化元素鈮(質(zhì)量分數(shù)約0.8%)，并經(jīng)固溶處理(熱軋鋼管固溶處理溫度不低于1 050 ℃，冷拔鋼管固溶處理溫度不低于1 095 ℃)后，具有NbC型第二相析出強化基體以及良好彎曲和焊接性能的粗晶奧氏體耐熱鋼[1-3]。DL/T 715-2015和TSG G0001-2012標準均推薦TP347H鋼用于煙氣側(cè)壁溫不高于670 ℃的過熱器和再熱器管。目前，該鋼主要用于亞臨界鍋爐高溫過熱器和再熱器管以及超(超)臨界鍋爐高溫過熱器、高溫再熱器的低溫段和屏過管段。

TP347H鋼是ASME SA-213標準中的成熟鋼種，具有較高的許用應(yīng)力和蠕變斷裂強度[4-5]。20世紀80年代初，我國引進美國CE公司的300 MW和600 MW機組，在鍋爐受熱面管上首次使用了TP347H鋼[6]，迄今為止該材料已有40多a的使用歷史，是18Cr-8Ni系奧氏體耐熱鋼中使用較多的材料之一。作者通過對奧氏體耐熱鋼管服役性能以及TP347H鋼管爆管失效案例進行總結(jié)和分析，綜述了TP347H鋼制受熱面管在鍋爐服役運行中常見的6種失效機理，包括晶間腐蝕、應(yīng)力腐蝕開裂、組織老化、氧化腐蝕、原始缺陷和馬氏體轉(zhuǎn)變，以期為TP347H失效爆管原因分析提供參考依據(jù)。通過認識材料失效機制，研究人員能夠采取有針對性的措施以避免或減少失效事故的發(fā)生。

1 晶間腐蝕

奧氏體耐熱鋼在火電機組中的服役溫度一般處于其敏化溫度范圍450～800 ℃，在此溫度區(qū)間長期服役后晶界處會析出Cr23C6相，造成晶界貧鉻并引發(fā)晶間腐蝕。晶間腐蝕是一種局部腐蝕，會弱化晶界，使材料強度和韌性下降、脆性增加，極小的外力作用便會導(dǎo)致材料失效，且不易檢查出來，容易造成設(shè)備的突然損壞，危害性較大[7-8]。固溶處理、穩(wěn)定化處理、降低殘余應(yīng)力和雜質(zhì)元素在晶界的含量可以提高奧氏體鋼的抗晶間腐蝕性能[9-10]。固溶處理通過將碳化物重新固溶于奧氏體中，并將此狀態(tài)保留至室溫來減小加工所產(chǎn)生的殘余應(yīng)力，減少晶界處鉻的碳化物的析出，從而降低晶間腐蝕傾向。相關(guān)標準均規(guī)定了火電機組用奧氏體耐熱鋼管的固溶處理要求。DL/T 939-2016標準要求奧氏體耐熱鋼管冷彎后，當(dāng)彎曲半徑小于2.5倍外徑時應(yīng)進行固溶處理。ASME BPVC-I-2017中PG-19條規(guī)定：當(dāng)TP347H鋼管設(shè)計壁溫在540～675 ℃時，管外徑D0>89 mm，允許的冷加工應(yīng)變在15%以下，D0≤89 mm，允許的冷加工應(yīng)變在20%以下；當(dāng)設(shè)計壁溫高于675 ℃時，允許的冷加工應(yīng)變在10%以下；超過各允許變形量時均需進行固溶處理，且固溶處理溫度不低于1 095 ℃。

TP347H鋼彎管冷加工后未進行固溶處理或處理工藝不當(dāng)而發(fā)生晶間腐蝕失效的特征[11-18]主要包括：爆口位置多為沿晶開裂；顯微組織中有明顯的孿晶和較多的滑移線，滑移線的存在導(dǎo)致彎管部位的硬度偏高，且內(nèi)弧側(cè)、外弧側(cè)、中性面硬度依次減??；彎管抗拉強度和屈服強度較高；沿晶界析出大量富鉻碳化物(多為M23C6)導(dǎo)致晶界貧鉻，在殘余應(yīng)力、熱應(yīng)力和蒸汽內(nèi)壓應(yīng)力等的共同作用下彎管在晶界貧鉻區(qū)發(fā)生開裂，并最終導(dǎo)致爆管；爆口大多位于彎管內(nèi)弧側(cè)，這是由于當(dāng)彎管公稱外徑一定時，內(nèi)弧側(cè)、中性面、外弧側(cè)的變形量依次減小，而變形量越大，殘余應(yīng)力和位錯密度越大，內(nèi)弧側(cè)較大的殘余應(yīng)力和位錯密度促進了鉻原子的擴散，加快了其與碳元素的結(jié)合，加速了晶間腐蝕。在實際分析中主要根據(jù)滑移線、晶界析出物和沿晶開裂等特征判斷彎管是否進行了固溶處理，同時結(jié)合透射電鏡、能譜分析和貧鉻區(qū)陽極極化曲線等[8,19]，測定貧鉻程度和貧鉻區(qū)寬度。

關(guān)于奧氏體鋼的晶間腐蝕試驗，各標準均未做強制性要求，一般由買賣雙方協(xié)商確定。根據(jù)GB/T 4334-2008標準中的E方法對服役運行后的TP347H鋼管進行晶間腐蝕試驗發(fā)現(xiàn)，無論是國產(chǎn)鋼管還是進口鋼管均會發(fā)生彎曲并出現(xiàn)裂紋，如某運行4個月的鋼管實際檢查結(jié)果良好，但在晶間腐蝕試驗后產(chǎn)生了晶間裂紋。由此可知，該試驗結(jié)果僅能表明鋼管的晶間腐蝕傾向，與其在運行中是否產(chǎn)生晶間腐蝕裂紋無必然聯(lián)系，故DL/T 438-2019標準取消了奧氏體不銹鋼管應(yīng)做晶間腐蝕試驗的規(guī)定[20]。

2 應(yīng)力腐蝕開裂

應(yīng)力腐蝕開裂是指在應(yīng)力和腐蝕環(huán)境共同作用下引起的開裂，應(yīng)力一般為遠低于材料屈服強度的拉應(yīng)力，包括熱應(yīng)力、冷熱加工引起的殘余應(yīng)力等；腐蝕介質(zhì)主要為氯化物水溶液、H2S水溶液和NaOH水溶液等，這些介質(zhì)的腐蝕性較弱。應(yīng)力腐蝕開裂是一種滯后性失效，以上應(yīng)力或腐蝕介質(zhì)單獨作用都不易使材料失效，但兩者共同作用就會加速材料的失效。應(yīng)力腐蝕開裂機理較多，目前普遍認可的有陽極溶解機理[21]和氫脆機理[22]。氫脆機理認為金屬在腐蝕介質(zhì)中首先沿晶界形成脆而薄的鈍化膜，在拉應(yīng)力作用下，鈍化膜沿著與應(yīng)力垂直的方向張開，此時腐蝕介質(zhì)進入裂紋尖端，裸露的金屬再次鈍化，裂紋尖端沿晶界形成新的鈍化膜；該過程不斷重復(fù)，裂紋沿晶界擴展，最終導(dǎo)致材料開裂。

TP347H鋼管發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂的特征[23-28]主要包括：裂紋起源于鋼管表面蝕坑處；主裂紋沿晶擴展，并出現(xiàn)分支；裂紋內(nèi)部和尖端存在富含氯和硫元素的析出物；斷裂形式一般為脆性斷裂，無明顯塑性變形，斷口處有腐蝕產(chǎn)物。TP347H鋼管發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂的應(yīng)力主要為殘余拉應(yīng)力，腐蝕介質(zhì)可能源自酸洗過程中清洗劑帶入的Cl-，以及鍋爐給水系統(tǒng)因水質(zhì)控制不當(dāng)引起的S2-和Na+超標。此外，對于在海邊服役的不銹鋼管，海水也會成為其發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂的腐蝕介質(zhì)。因此，預(yù)防TP347H鋼管發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂，一方面要嚴格按照標準要求對其進行固溶處理，消除或降低殘余應(yīng)力；另一方面要避免產(chǎn)生腐蝕環(huán)境，在鍋爐給水和停爐保養(yǎng)過程中嚴格控制水質(zhì)，保證進入系統(tǒng)的Cl-，S2-和Na+含量符合標準要求，對奧氏體鋼管酸洗前要割管進行應(yīng)力腐蝕試驗，對已經(jīng)發(fā)生敏化的鋼管，不能使用含有Cl-的清洗劑[29-30]。

3 組織老化

組織老化指材料在高溫運行過程中發(fā)生的造成材料力學(xué)性能下降的組織變化，是火電廠金屬材料常見失效形式之一。隨著服役時間的延長，奧氏體鋼晶界處析出的第二相數(shù)量增多、尺寸增大，組織發(fā)生老化，當(dāng)服役溫度超過材料的最高使用溫度時，組織加速老化。TP347H鋼管因組織老化而失效的形式主要表現(xiàn)[31-34]為：爆口呈脆性斷裂，邊沿粗鈍，附近有縱向裂紋；開裂機理為蠕變開裂，裂紋沿晶擴展；組織中存在蠕變孔洞和蠕變裂紋，晶間腐蝕嚴重，部分三叉晶界處析出塊狀脆性σ相；管壁減薄較少；鋼管向火側(cè)的力學(xué)性能明顯低于背火側(cè)的，甚至低于標準要求下限值。組織老化的失效機理為晶界處析出物的增多、粗化使得晶間腐蝕加劇，晶界弱化，晶界處易形成蠕變空洞，隨著服役時間延長，大量蠕變孔洞擴展、連接形成蠕變裂紋，蠕變裂紋繼續(xù)擴展形成宏觀裂紋，最終造成鋼管失效。當(dāng)服役溫度遠高于材料的最高使用溫度時，晶界處析出σ相，導(dǎo)致材料脆化傾向增大，加速失效過程。

由于材料組織老化的速率與溫度密切相關(guān)，因此電廠受熱面管均會加裝溫度測點，以監(jiān)控運行過程中鋼管的壁溫情況，防止超溫情況發(fā)生。然而查閱部分長時過熱鋼管的壁溫曲線數(shù)據(jù)，均顯示鋼管未超溫，其原因主要包含以下幾個方面：一是爐膛和大包內(nèi)存在溫度差異，鍋爐大包內(nèi)的溫度測試值不能真實反映爐膛內(nèi)鋼管的實際運行壁溫，金屬管壁的當(dāng)量運行溫度可以利用Laborelec或Aptech公式結(jié)合氧化皮厚度進行計算，但大部分是根據(jù)經(jīng)驗，即認為爐膛內(nèi)鋼管的溫度一般高于大包內(nèi)30～50 ℃，然而有研究指出，根據(jù)受熱面管熱負荷的不同，爐內(nèi)和外管平均溫差可達88 ℃[35-36]，可見準確監(jiān)測爐膛內(nèi)鋼管的實際當(dāng)量運行溫度較為困難；二是壁溫測點數(shù)量較少或未在受熱面管溫度最高的區(qū)域設(shè)置測溫點，導(dǎo)致測點溫度不是最高溫度；三是測溫點松動、脫焊、安裝不牢固造成測溫不準確，且部分電廠測溫點安裝位置不便于檢查，不能及時對測溫點進行檢修，導(dǎo)致測溫數(shù)據(jù)不準確。上述情況均可能造成鍋爐受熱面管在運行過程中長期超溫。

4 氧化腐蝕

奧氏體耐熱鋼管內(nèi)壁在高溫、高壓蒸汽環(huán)境下發(fā)生氧化時，鉻原子優(yōu)先與氧反應(yīng)生成Cr2O3，然后鐵原子與氧反應(yīng)生成Fe3O4和Fe2O3，奧氏體鋼氧化皮表層的晶粒結(jié)構(gòu)特性(TP347H鋼的線膨脹系數(shù)為1.7×10-5～1.9×10-5K-1，氧化皮的線膨脹系數(shù)為9.1×10-6K-1)決定了其剝落敏感性高于鐵素體鋼[37]。奧氏體鋼氧化皮的結(jié)構(gòu)主要與材料的原始鉻含量和服役溫度相關(guān)。TP347H鋼的鉻質(zhì)量分數(shù)為19%，低于奧氏體鋼能形成連續(xù)、穩(wěn)定Cr2O3保護膜的臨界鉻含量[38-40]，因此在氧化過程中不會形成Cr2O3保護膜；鋼管內(nèi)表面的鐵原子可直接與氧反應(yīng)生成結(jié)構(gòu)松散的Fe3O4，氧原子可以通過疏松的氧化膜擴散進入基體內(nèi)部，使得基體不斷發(fā)生氧化，同時Fe3O4還會與Cr2O3反應(yīng)生成尖晶石化合物(Fe,Cr)3O4。TP347H鋼的服役溫度越高，氧化孕育時間越短，氧化皮生長速率越快，剝落越早，剝落次數(shù)越多。

TP347H鋼管發(fā)生氧化腐蝕的特征[41-42]包括：未剝落的氧化皮呈銀灰色，已剝落的呈黑褐色顆粒狀和片狀，手捏易分層且呈粉末狀；氧化皮主要組成元素為鐵和氧，基本不含鉻元素；管壁減薄較多，可承受的內(nèi)壓應(yīng)力減小，強度不足；剝落的氧化皮易在U型管彎頭部位和出口集箱的節(jié)流孔部位堆積、堵塞，使得蒸汽無法正常流通，從而造成過熱爆管。奧氏體鋼氧化皮剝落堵塞已成為鍋爐管失效的第二大主要因素[43-44]。此外，若氧化皮隨著蒸汽介質(zhì)進入到主蒸汽管道，極易引起主汽門、調(diào)門卡澀，無法關(guān)閉到位，嚴重威脅機組的安全停運；若進入到汽輪機內(nèi)部，則會損傷汽輪機噴嘴、葉輪和葉片等關(guān)鍵部件；若進入凝汽器，則會污染凝結(jié)水品質(zhì)?？梢娞幚砗娩摴苎趸g問題對于機組的安全運行至關(guān)重要。為解決這一問題，可以采用抗蒸汽氧化性能較好的材料來替代TP347H鋼。日本住友公司在TP347H鋼的基礎(chǔ)上開發(fā)出了細晶TP347FHG鋼，其抗蒸汽氧化性能大幅提高。此外，還應(yīng)避免鍋爐在啟動、運行、停機以及事故緊急處理期間出現(xiàn)較大負荷波動，防止氧化皮的快速剝落。機組檢修人員需做到逢停必檢，逢堵必處理，根據(jù)受熱管道彎頭氧化皮堆積程度及時進行清理，防止氧化皮堵塞管道而發(fā)生爆管。TP347H鋼原始晶粒越粗，氧化皮厚度越大[45]，越容易剝落造成管子堵塞而爆管。因此，綜合晶粒度與氧化皮和高溫強度的關(guān)系，標準GB/T 5310-2017要求TP347H鋼的晶粒度在47級，同一鋼管兩試樣的最大晶粒級別與最小晶粒級別相差不超過3級；ASME SA-213標準要求TP347H鋼的晶粒度不超過7 級。

5 原始缺陷

TP347H鋼管的主要生產(chǎn)工藝為穿孔或擠壓→軋制→固溶處理。在每道次冷軋前，鋼管均需經(jīng)退火、酸洗和潤滑等一系列處理，成品鋼管出廠前還需進行表面質(zhì)量、幾何尺寸、化學(xué)成分、顯微組織和室溫力學(xué)性能檢驗以及壓扁試驗、擴口試驗和晶間腐蝕試驗等質(zhì)量檢查。由于生產(chǎn)工序復(fù)雜、流程多，且部分檢驗為抽檢，因此部分出廠鋼管不可避免會存在制造缺陷[46-48]。同時鋼管在二次加工成管屏、運輸、安裝以及存放的各個環(huán)節(jié)均可能會產(chǎn)生缺陷。鋼管服役之前產(chǎn)生的缺陷統(tǒng)稱為原始缺陷，常見的原始缺陷包括裂紋、直道、離層、夾雜物、分層、壓痕、內(nèi)外折疊等。在TP347H鋼管運行過程中，原始缺陷會發(fā)生擴展或者誘發(fā)其他缺陷，造成爆管失效，嚴重危害機組的安全運行，相關(guān)失效案例如表1所示。

表1 TP347H鋼管常見原始缺陷及產(chǎn)生原因

為避免TP347H鋼管產(chǎn)生原始缺陷，應(yīng)注意以下幾個方面：(1)對制造、加工、運輸和安裝的各個環(huán)節(jié)進行嚴格的監(jiān)督和質(zhì)量檢查；(2)使用單位需做好過熱器設(shè)備的入庫質(zhì)量驗收，必要時對原始管材進行渦流探傷檢測；(3)嚴格按照有關(guān)標準要求存放鋼管，嚴禁與碳鋼或其他合金鋼混放，避免受到鹽、酸及其他化學(xué)物質(zhì)的腐蝕，避免接觸地面，吊裝時應(yīng)避免直接接觸鋼絲繩，以防止其表面保護膜損壞；(4)更換鋼管時，需做好材料確認和宏觀檢查，確保更換的鋼管合格無缺陷。

6 馬氏體轉(zhuǎn)變

TP347H鋼為順磁材料，即無磁鋼，然而大部分發(fā)生爆管的鋼管經(jīng)常會帶有磁性或弱磁性。研究人員認為奧氏體鋼產(chǎn)生磁性的原因主要有兩種：一是由晶內(nèi)和晶界處的析出相引起，二是奧氏體鋼發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變而產(chǎn)生了磁性。目前的研究結(jié)果更傾向于后者，例如某運行71 031 h和96 000 h發(fā)生爆管的TP347H鋼管試樣中均存在板條狀馬氏體組織，其沿著原奧氏體晶界形成并向晶內(nèi)延伸，且試樣均有明顯的磁滯現(xiàn)象，呈弱磁性，磁化強度、剩磁和矯頑力較明顯。而奧氏體鋼的磁滯回線為直線，呈順磁性，無磁滯現(xiàn)象，磁化強度、剩磁和矯頑力均較低。

奧氏體鋼在變形[55-56]、應(yīng)力腐蝕[57]和高溫應(yīng)力時效[58-60]下均會產(chǎn)生馬氏體相變，其中形變誘發(fā)馬氏體相變的研究目前較多，也比較成熟，高溫應(yīng)力時效下的馬氏體相變機制研究較少。史志剛等[60]研究了失效S30432奧氏體鋼管的馬氏體組織，認為其形成機制為隨著運行時間的延長，奧氏體鋼中含鉻第二相大量析出導(dǎo)致晶界貧鉻，馬氏體開始轉(zhuǎn)變溫度隨鉻含量的降低而升高,當(dāng)貧鉻區(qū)的馬氏體轉(zhuǎn)變溫度升高到室溫以上時，鋼管在冷卻到室溫的過程中形成馬氏體組織。然而該機制未得到一致認可。由于馬氏體組織的存在，S30432鋼的室溫脆化傾向明顯，沖擊斷裂模式為沿著馬氏體組織緊鄰晶界區(qū)域的沿晶斷裂[61]。方智等[62]研究認為：馬氏體組織的形成過程是體積膨脹的過程，馬氏體使奧氏體晶粒向兩側(cè)推移并在馬氏體晶粒之間形成空洞，造成晶界強度下降；馬氏體的腐蝕電位較奧氏體的低，在含有馬氏體組織的奧氏體鋼中，奧氏體為陰極，馬氏體為陽極，馬氏體優(yōu)先溶解，導(dǎo)致材料的抗腐蝕能力降低。由于奧氏體鋼無磁性，而管內(nèi)氧化皮具有強磁性，因此通常采用磁性法來檢測奧氏體鋼管內(nèi)壁的氧化皮，但磁性馬氏體組織的存在會對氧化皮檢測產(chǎn)生干擾[63]。以上研究表明馬氏體轉(zhuǎn)變會對奧氏體鋼的服役性能產(chǎn)生不利影響，然而其具體影響機制以及是否會直接導(dǎo)致奧氏體鋼管的失效仍需進一步研究驗證。

7 結(jié)束語

服役TP347H奧氏體耐熱鋼管存在晶間腐蝕、應(yīng)力腐蝕開裂、組織老化、氧化腐蝕、原始缺陷和馬氏體轉(zhuǎn)變等6種失效機理，然而實際的失效形式可能是由一種或多種因素共同作用導(dǎo)致的。作為火電機組受熱面管，其失效一方面要考慮材料本身的失效特性，另一方面要綜合考慮鋼管的服役工況、結(jié)構(gòu)因素和設(shè)計因素等。目前，TP347H鋼組織中馬氏體轉(zhuǎn)變機理相關(guān)研究較少，需進一步深入研究。在火電機組頻繁調(diào)峰等新工況下，TP347H鋼管可能會出現(xiàn)新的失效形式，需要進一步分析和積累；此外，通過表面處理提高TP347H鋼管抗蒸汽氧化性能和疲勞性能的理論研究和實際應(yīng)用也需要進一步開展。TP347H鋼管失效機理研究可以為火電機組鍋爐受熱面管的選材提供更多技術(shù)支撐和依據(jù)，為服役部件的監(jiān)督檢驗提供方向和指導(dǎo)，從而降低鍋爐爆管概率。