HP40裂解炉管组织及裂纹产生原因分析
2007年11月第2卷 第4期
失效分析与预防
N ove m ber ,2007V o.l 2,N o .4
[收稿日期]
2007年7月22日 [修订日期] 2007年9月16日
[作者简介] 郝丽丽(1981年-),女,硕士,工程师,主要从事物理冶金方面的研究。
HP40裂解炉管组织及裂纹产生原因分析
郝丽丽,侯淑娥
(北京航空材料研究院,北京 100095)
[摘 要] 本文用SEM 、EDS 、XRD 对开裂的HP40裂解炉管进行分析,发现多数裂纹均位于焊缝附近,且均沿枝晶间和晶界开裂的碳化物扩展。经EDS 成分分析和XRD 结构分析,这些开裂的碳化物为M 23C 6和富Nb 、S i 的碳化物。新炉管组织为奥氏体和枝晶间分布的M 7C 3及高Nb 、S i 的共晶碳化物。新旧炉管比较可知,开裂炉管的结构和形态在长时间高温下均发生了明显变化,即M 7C 3转变为M 23C 6且明显粗化,在晶界呈连续分布。这种脆而硬的碳化物在组织应力和热应力作用下碎裂成为潜在的裂纹源,它们加速了裂纹扩展进程,缩短了炉管的使用寿命。沿裂纹打开断口发现,整个断面被这两种碳化物所覆盖。这进一步证实了造成裂解炉管早期开裂的原因是这种沿晶界连续分布的粗大碳化物的存在。[关键词] 裂解炉管;裂纹;组织;碳化物
[中图分类号] TG113 [文献标识码] A [文章编号] 1673 6214(2007)04 0045 05
Analysis on M icrostructure and Crack of HP 40C racki ng Furnace Tube
HAO L i-l,i HOU Shu-e
(B eijing Institute of A eronauticalM aterials ,B ei j i ng 100095,Ch i na)
Abstrac t :HP40crack i ng furnace tube w as analyzed by m eans o f SE M 、EDS 、XRD.T he result displays tha t mo st of cracks near the w eldi ng reg i on and expand i ng a long carb i des w hich i n t he dendr i te and g ra i n boundar i es .Ca rbides w ere t he su mm a tion o f M 23C 6and one kind of carbide t hat had r i ch N b and S.i F or the ne w crack i ng f urnace tube ,its m i crostructure i nc l uded austen ite and t he eutectic o fM 7C 3and t he Silicon-r i ch and N i ob i u m -r ich carb i des .T he struct ure and for m of t he crack i ng furnace t ube changed obv iously at h i gh temperature f o r a l ong ti m e .M 7C 3chang ed i nto M 23C 6wh ich distributi ng i n the g ra i n boundaries con ti nuously and coarseni ng obv i ousl y.T hese hard and br ittle carb i des breaki ng under the acti on of struc t ure stress and t her m a l stress become the potenti a l crack i nitiati on .T hey speeded up the course o f cracks expand i ng and s horten serv i ce lif e o f crack i ng furnace t ube assured l y .Opened fracture along the crack ,cross-section w hich cove red w ith t w o k i nds o f carbi des was d i scov e red .T his result approved furt her tha t the reason on sp litti ng of t he tube ea rl y w as the presence o f co arse ca rbides wh ich d i str i bu ti ng i n the g ra i n boundaries conti nuously .
K ey word s :c racki ng f urnace tube ;crack ;m i crostructure ;carb i des
1 引言
Fe-Cr-N iH P40耐热钢含有较高的C r 、N ,i
具有优良的抗高温、抗氧化、抗腐蚀性能,因此在石油、化工行业中得到广泛应用,由它制作的裂解炉管是石油乙炔、乙烯裂解炉管的重要结构件。某裂解炉管在使用两年之后,对裂解炉管进行焊接修复时,在焊缝附近发现数条裂纹。为了找出裂解炉管产生裂纹的原因,本文用扫描电子显微
镜(SE M )、X 射线能谱仪(EDS)、X 射线衍射仪
(XRD )比较系统地研究了裂解炉管产生裂纹的原因及使用环境对炉管组织稳定性的影响,这对于使用过程中炉温的控制、延长裂解炉管的使用寿命是非常有益的。
2 观察结果及分析
2.1 新炉管的组织性能
为了查明裂解炉管的组织变化及产生裂纹的
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原因,首先从新炉管切取试样,制备金相试样,在扫描电镜下观察,发现新炉管组织为奥氏体和骨架状、网状的共晶组织。共晶组织主要分布在枝晶间,奥氏体(基体)非常干净,在金相组织上未发现任何析出相。背散射电子图像显示,这种共晶组织主要由深灰色骨架状相和白色网状相组成(图1)。EDS能谱分析结果认为,白色相是一种高Nb、S i的碳化物(Si-1.09a%t,T i-1.74a%t,
C r-6.09a%t,M n-1.37a%t,Fe-2.42a%t,N i-
3.60a%t,Nb-83.68a%t),深灰色相是一种高C r 的碳化物(C r-86.51a%t,M n-
4.91a%t,Fe-7.85a%t,N i-0.74a%t)(图2)。经XRD测定,深灰色相是M7C3,白色相含量较少未测定。有资料报道[1-3],HP40离心铸管由铸态平衡冷却时,首先析出奥氏体(A)和M7C3及高Nb、S i的共晶体,随温度的降低,M7C3向M23C6转变。室温组织应为A+M7C3+Nb、S i碳化物,但离心铸造是一种非平衡凝固,M7C3向M23C6的转变未来得及进行。所以室温组织为奥氏体(A)、骨架状M7C3、网状富Nb、S i碳化物组成。
图1 骨架状和网状碳化物
Fi g.1 Net and bone-li k e carb i des
图2 焊缝附近和热影响区的裂纹形貌Fi g.2 Appearan ce of t h e cracks
2.2 产生裂纹的旧炉管组织特征
从裂纹部位切取试样磨制金相,在扫描电镜下观察,发现在焊缝附近有数条裂纹,个别裂纹处于热影响区(图2)。在高倍下观察发现,无论在裂纹处还是在其它部位,碳化物的形态、尺寸、数量均产生明显变化。M7C3在长时高温下转变为M23C6,形状由骨架状变为条状、串状。富Nb、Si碳化物形态也产生较为明显的变化,由网状聚集成不规则的条块状和M23C6共生在一起,布满了整个晶界和枝晶界。尽管少量的Nb、S i碳化物仍保持铸态时的网状特征,但已明显粗化。奥氏体中析出大量的点状、短棒状的深灰色相,其化学成分与M23C6基本相同(图3)。晶界或枝晶界处的M23C6和富Nb、S i 网状碳化物均产生明显的碎裂,尤其是M23C6碎裂非常严重,裂纹均以这些碎裂的碳化物处理形核、连接和扩展(图4)。有些部位铸态组织已完全消失,由骨架状、网状的共晶碳化物改变为不规则的块状、颗粒状特征,且弥散分布在奥氏体上,观察不到枝晶界及奥氏体晶界(图5)。值得提出的是在富Nb、Si碳化物中心部或边缘析出一种含Nb量高达90%以上的白色MC型碳化物。
2.3 断口分析
沿裂纹打开断口,在扫描电镜下观察发现,整个断面均呈晶界和枝晶界断裂特征(图6)。在高
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倍下观察,晶界均被碎裂的碳化物覆盖,这些碎裂
的碳化物的背散射图像呈灰色和白色两种不同颜
色(图7)。经EDS能谱仪测定,灰色碎块和白色
碎块的化学成分分别同于金相试样裂纹处的深灰
色相和白色相,表明灰色的碎块为M23C6,白色的
碎块为富Nb、S i碳化物。这进一步证实了晶界或
枝晶界碳化物碎裂是导致炉管产生裂纹的主要原
因。碳化物碎裂处是裂纹的形核部位。碳化物在
晶界或枝晶界连续分布,缩短了裂纹连接进程,加
速了裂纹的扩展,降低了炉管的使用寿命。
3 结果分析与讨论
3.1 组织变化
从上述的试验结果可以看出,使用前后炉管
组织明显不同,无论是形态、数量、尺寸及其结构
均发生了很大的变化。使用前的M
7C
3
,在使用后
转变为M23C6,因为M7C3是一种亚稳定相,也是一种非平衡相,裂解炉管使用温度高达1100 以上,炉管经受长期高温服役的过程相当于对其进行高温时效的过程,铸态时的非平衡相向平衡组织转变,M7C3向M23C6转变,过饱和的奥氏体内析出二次碳化物等。
尽管M23C6是一种比较稳定的平衡相,但长时间处于1100 或超过1100 时也是非常不稳定的,它可以产生部分回溶或全部回溶,然后在晶界或枝晶界及奥氏体基体上重新析出,在晶界及枝晶界区析出的二次M23C6与未回溶的M23C6+未完全分解的Nb、S i碳化物合并形成连续的条索状或链状布满整个枝晶界或晶界区,两种碳化物共生在一起。奥氏体内析出的二次M23C6明显粗化,形成较大的颗粒状或短棒状。有些区域共晶状的M23C6、网状的富Nb、Si碳化物已完全消失,此时已看不到枝晶界和晶界。共晶状的M23C6及富Nb、S i碳化物转变为不规则的块状、颗粒状均匀分布在奥氏体基体上。值得提出的是,在富
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Nb、S i碳化物的心部或边缘析出一种白亮的NbC 相。根据组织的这一转变特征分析,此处炉管所承受的温度是相当高的。据文献报道[4-6],Fe-C r-N i奥氏体耐热合金中,Nb的固溶温度在1200 ~1300 以上,因此可以断定此处炉管温度已超过1200 。由于该处炉管温度高达1200 以上,M23C6和富Nb、Si网状和骨架状共晶碳化物回溶和释放出来的碳优先和Nb结合形成NbC,另一方面也是由于S i往表面扩散,在表层形成大量的S i的氧化物(图8)。由于S i是主要抗渗碳元素,S i的贫化加剧了高温渗碳过程,同时形成较多NbC。
3.2 裂纹产生原因
从上述的观察结果可以看出,裂纹并不产生在二次碳化物弥散析出区(1200 以上即高温区),而是产生在焊缝附近的晶界或枝晶界连续分布区,根据碳化物转变特征分析,此区炉温温度在1100 左右。裂纹不在炉管的高温段产生,是因为该处碳化物尺寸小且弥散分布,这充分表明碳化物的形态、数量、尺寸及其分布对合金的性能影响是很大的。尤其是以一种不规则块状合并成条索状、链状在晶界及枝晶界呈连续分布时更为明显。
碳化物的硬度和脆性均比基体大得多,变形抗力大,在应力的作用下,这些粗大的碳将成为应力集中点,进而产生开裂。另一方面,炉管在开停炉时及焊接时温度变化在炉管中造成较大的热应力及焊接应力,因为碳化物膨胀系数及弹性模量均较基体小,炉管内壁增碳后使得炉管外侧受到压应力,内侧受到拉应力,在循环加热和冷却过程中,这种连续分布的碳化物逐渐开裂,与基体分离而形成裂纹。毫无疑问,这种在晶界或枝晶界连续分布的碳化物开裂加速了裂纹的扩展过程,缩短了零件的使用寿命。4 结论
1)开裂炉管与未使用炉管组织比较,其结构、形态、尺寸、数量及分布有明显不同。
2)焊接应力和冷热循环应力造成晶界或枝晶界连续分布的碳化物开裂。
3)晶界和枝晶界连续碳化物的开裂加速了裂纹扩展进程,缩短了零件使用寿命。
4)炉管各部位承受温度高低差别造成其组织的形态、大小、结构的明显不同。
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