P92鋼的材料特性及典型失效案例

第第頁(yè)共121頁(yè)附件2P92鋼的材料特性及典型失效案例一、P92鋼的材料特性20世紀(jì)90年代，日本在T/P91鋼的基礎(chǔ)上經(jīng)過(guò)改進(jìn)，開(kāi)發(fā)出了以9Cr-0.5Mo-2W為主要成分的NF616鋼，1995年納入ASMESA-213和ASMESA-335規(guī)范，并命名為T92/P92。T92/P92鋼在GB/T5310中定名為10Cr9MoW2VNbBN。（一）P92鋼的化學(xué)成分及顯微組織P92鋼含有9%Cr、1.8%W、0.5%Mo、少量的V和Ni、微量的B和N，經(jīng)正火加回火熱處理，具有回火馬氏體組織或保持馬氏體位向的索氏體組織。P92鋼在P91鋼的基礎(chǔ)上加入W替代部分Mo，提高了Mo當(dāng)量的前提下避免了過(guò)高的Mo形成較多的δ鐵素體，W、Mo復(fù)合固溶強(qiáng)化有效提升了高溫蠕變強(qiáng)度；添加微量B可以提高淬透性和凈化晶界，提高鋼的硬度和晶界強(qiáng)度，從而大幅提高高溫蠕變強(qiáng)度。根據(jù)化學(xué)成分和加熱速率的變化，P92鋼的Ac1溫度為800~835℃，Ac3為900~920℃，Ms溫度為370~400℃，Mf溫度約為100℃。表1為相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)推薦的P92鋼管的熱處理工藝。在合適的正火溫度下可使大部分碳化物溶解而晶粒并不長(zhǎng)大，經(jīng)過(guò)充分的回火使碳化物在馬氏體組織中均勻析出，獲得最佳的蠕變強(qiáng)度。表1P92鋼管的熱處理工藝標(biāo)準(zhǔn)/公司正火溫度（℃）回火溫度（℃）ASMESA-335-20191040~1080730~800V&M鋼管公司1040~1080750~780GB/T5310-20171040~1080760~790經(jīng)合格的熱處理，P92組織應(yīng)為單一的回火馬氏體。圖1為P92鋼正火加回火后的典型顯微組織。由圖可見(jiàn)，P92鋼組織為板條馬氏體，板條內(nèi)部有高密度位錯(cuò)，晶界和板條界存在大量的尺寸較大的M23C6碳化物，板條內(nèi)部存在尺寸細(xì)小的MX型碳氮化物。（a）光學(xué)顯微鏡下形貌（b）掃描電子顯微鏡下形貌（c）透射電子顯微鏡下形貌圖1P92鋼的典型顯微組織（二）P92鋼的室溫力學(xué)性能表2為P92鋼室溫力學(xué)性能。ASMESA-335標(biāo)準(zhǔn)中未規(guī)定P92鋼硬度的下限值，GB/T5310則規(guī)定P92鋼管的硬度應(yīng)不低于185HB。表2P92鋼室溫力學(xué)性能標(biāo)準(zhǔn)Rm(MPa)Rp0.2(MPa)A(%)KV2(J)硬度縱向橫向縱向橫向HBHVASMESA-335-2019≥620≥4402013——≤250≤265GB/T5310-2017≥620≥44020164027185~250185~260（三）P92鋼的許用應(yīng)力表3列出了ASMECodeCase2179-8中給出的P92鋼的許用應(yīng)力。表3P92鋼的許用應(yīng)力（MPa）溫度（℃）400425450475500525550575600625650許用應(yīng)力15114814414013512912399.577.056.538.3（四）92鋼的焊縫減弱系數(shù)日本中央電力工業(yè)研究所MasatsuguYaguchi（馬薩松古·雅古奇）于ASME2012壓力容器和管道會(huì)議上發(fā)表了《EVALUATIONOFLONG-TERMCREEPSTRENGTHOFWELDEDJOINTSOFASMEGRADES91,92AND122TYPESTEELS》（ASME91、92和122級(jí)鋼焊接接頭長(zhǎng)期蠕變強(qiáng)度的評(píng)定）文章，文中給出了Grade92鋼焊接接頭的蠕變強(qiáng)度折減系數(shù)。P92鋼在600℃服役時(shí)，折減系數(shù)為0.62，在620℃時(shí)約為0.55。文章結(jié)論認(rèn)為，通過(guò)與母材許用應(yīng)力的比較，應(yīng)確定焊縫強(qiáng)度折減系數(shù)作為設(shè)計(jì)準(zhǔn)則。表491、92和122鋼的焊縫減弱系數(shù)（五）高溫運(yùn)行對(duì)P92鋼顯微組織和力學(xué)性能的影響P92鋼服役過(guò)程中主要的析出相為M23C6型碳化物、Laves相和MX型碳氮化物。結(jié)果表明，隨著服役時(shí)間的延長(zhǎng)，M23C6和Laves相的尺寸增大，但Laves相的長(zhǎng)大速率大于M23C6，MX碳氮化物的尺寸基本不變。隨著服役時(shí)間的延長(zhǎng)，位錯(cuò)密度先顯著降低，后趨于穩(wěn)定。高溫和室溫下的拉伸性能先劣化，后趨于穩(wěn)定。在服役初期，P92鋼的高溫強(qiáng)度主要受板條和位錯(cuò)強(qiáng)化的影響；隨著服役時(shí)間的延長(zhǎng)，強(qiáng)化機(jī)制轉(zhuǎn)變?yōu)榘鍡l和沉淀強(qiáng)化為主導(dǎo)。時(shí)效對(duì)P92鋼組織穩(wěn)定性和力學(xué)性能有一定的影響。研究表明，時(shí)效過(guò)程中，經(jīng)過(guò)一段孕育期后馬氏體板條的寬度開(kāi)始增加，亞晶界的回復(fù)受到晶界M23C6、MX相釘扎作用的控制。Laves相在時(shí)效初期形核并快速長(zhǎng)大，隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，M23C6和Laves相在亞晶界持續(xù)長(zhǎng)大，Laves相的粗化速率遠(yuǎn)高于M23C6相，而MX相具有相當(dāng)高的穩(wěn)定性。時(shí)效過(guò)程中，抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷面伸長(zhǎng)率以及沖擊韌性在初期均略微升高，隨后在500~11000h過(guò)程中持續(xù)降低。硬度隨時(shí)效時(shí)間延長(zhǎng)持續(xù)下降。拉伸性能和沖擊韌性在較短時(shí)間內(nèi)的下降主要取決于Laves相長(zhǎng)大和粗化導(dǎo)致的彌散強(qiáng)化效果的損失，而長(zhǎng)時(shí)時(shí)效過(guò)程力學(xué)性能的退化則取決于亞晶界強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、固溶強(qiáng)化效果的損失的綜合作用。P92鋼中δ鐵素體對(duì)時(shí)效過(guò)程洪析出M23C6及Laves相有影響，在時(shí)效過(guò)程中，δ鐵素體的存在促進(jìn)了M23C6及Laves沿δ鐵素體的界面析出，發(fā)生聚集與粗化，并為該過(guò)程提供Cr、Mo和W；在無(wú)δ鐵素體的P92鋼管樣中，不同溫度下，M23C6體積分?jǐn)?shù)隨時(shí)效時(shí)間的變化速率不同，在有δ鐵素體的P92鋼管樣中，溫度降低促進(jìn)了Laves體積分?jǐn)?shù)的增加，升高溫度有利于M23C6體積分?jǐn)?shù)的增加。研究?jī)蔂tδ-鐵素體含量不同的P92鋼中的Laves相長(zhǎng)大規(guī)律。結(jié)果表明，在時(shí)效狀態(tài)下，δ-鐵素體內(nèi)也有Laves相析出，其尺寸顯著大于馬氏體基體中的Laves相；δ-鐵素體含量越高，δ-鐵素體內(nèi)的Laves相尺寸與增長(zhǎng)速度越大，δ-鐵素體含量對(duì)馬氏體基體中的Laves相尺寸影響不大。二、P92鋼焊接接頭典型失效模式（一）焊接接頭的區(qū)域劃分及失效分類熔焊時(shí)在集中熱源的作用下，管道焊縫兩側(cè)發(fā)生組織和性能變化的區(qū)域稱為“熱影響區(qū)”（HeatAffectedZone，簡(jiǎn)稱HAZ）。焊接接頭是由焊縫和焊接熱影響區(qū)兩個(gè)主要部分組成。根據(jù)經(jīng)歷的焊接熱循環(huán)峰值溫度不同可以將焊接熱影響區(qū)分為四個(gè)亞區(qū)，如圖2所示。根據(jù)峰值溫度從高到低依次為粗晶粒熱影響區(qū)（CGHAZ）、細(xì)晶粒熱影響區(qū)（FGHAZ）、臨界區(qū)（ICHAZ）和過(guò)回火區(qū)。圖2焊接熱影響區(qū)亞區(qū)示意圖及對(duì)應(yīng)的平衡相圖1974年，Schüller等將耐熱鋼焊接接頭中觀察到的開(kāi)裂形式進(jìn)行歸類，按照開(kāi)裂的位置及擴(kuò)展形式分為4類，如圖3所示。在焊縫形成且擴(kuò)展止于焊縫的裂紋稱為I型裂紋，在焊縫形成并擴(kuò)展至熱影響區(qū)或母材的裂紋稱為II型裂紋，在熔合線附近的粗晶區(qū)形成并在粗晶區(qū)擴(kuò)展或擴(kuò)展至母材的裂紋稱為III型裂紋，在細(xì)晶區(qū)或臨界區(qū)形成并擴(kuò)展的裂紋稱為IV型裂紋。圖3耐熱鋼焊件中裂紋類型示意圖（二）P92焊接接頭的典型失效案例1.案例1開(kāi)裂焊口位于爐前52米標(biāo)高Y型三通上部的直管與彎頭之間。裂紋位于該焊口下側(cè)熱影響區(qū)的細(xì)晶區(qū)（軟化帶），在彎頭背弧側(cè)沿焊口邊緣環(huán)向開(kāi)裂，裂紋表面長(zhǎng)度約400mm，累計(jì)運(yùn)行約54000小時(shí)。如圖4：圖4案例1裂紋形貌經(jīng)過(guò)充分分析討論，與會(huì)人員一致認(rèn)為焊口熱影響區(qū)軟化帶開(kāi)裂的主要原因是焊接線能量輸入過(guò)大（軟化帶較寬）、膨脹彎曲應(yīng)力和結(jié)構(gòu)應(yīng)力相互疊加，共同作用的結(jié)果。2.案例2缺陷1焊口沿熔合線開(kāi)裂，從外壁向內(nèi)部延伸，位于下半圈3點(diǎn)至9點(diǎn)之間，裂紋長(zhǎng)度接近管道焊口整圈長(zhǎng)度的二分之一，長(zhǎng)度約540mm，其中最下側(cè)6點(diǎn)鐘部位開(kāi)度最大，貫穿長(zhǎng)度約50mm。通過(guò)試驗(yàn)室分析，裂紋位于熱影響區(qū)的細(xì)晶區(qū)，由內(nèi)向外擴(kuò)展，該處馬氏體組織及位相已消失，為鐵素體+粗大碳化物，主裂紋周邊有大量蠕變孔洞，這些蠕變孔洞逐漸連接在一起形成微裂紋，裂紋沿蠕變孔洞擴(kuò)展成宏觀裂紋，為典型的IV型裂紋。如圖5：圖5案例2缺陷1裂紋形貌缺陷2位于2號(hào)主蒸汽水平母管與垂直母管彎頭處，超聲檢測(cè)顯示，內(nèi)部存在一處面狀缺陷，位于7點(diǎn)至8點(diǎn)鐘位置，長(zhǎng)度約150mm，深度約20mm，距離管道外表面約5mm，通過(guò)取樣試驗(yàn)室分析，為Ⅳ型開(kāi)裂。如圖6：圖6案例2缺陷2裂紋形貌管道原始焊縫層間寬度超過(guò)焊縫表面寬度的主要原因是焊接電流偏大、焊接擺動(dòng)大，焊接電流越大、焊接熔池越深，將坡口母材溶化的越多，從而造成焊口層間寬度增大，為保證焊口外表面美觀，避免咬邊缺陷，蓋面焊接通常會(huì)選用小電流，表面坡口的寬度變化不大。初步判斷機(jī)組主汽管道焊口缺陷產(chǎn)生的原因是由于焊接電流偏大，焊接溫度偏低，熱處理效果不佳造成焊縫組織韌塑性較差，強(qiáng)度降低，不足以承受管系應(yīng)力變化，引起焊口開(kāi)裂或缺陷擴(kuò)展。3.案例3開(kāi)裂主蒸汽管道設(shè)計(jì)溫度600℃，設(shè)計(jì)壓力25MPa，管道規(guī)格Φ559×102mm，彎頭規(guī)格為Φ558×95mm，運(yùn)行時(shí)間為80000小時(shí)。外壁裂紋沿直管側(cè)焊縫熔合線周向擴(kuò)展，全長(zhǎng)1000mm以上，裂紋表面平直，未發(fā)現(xiàn)撕裂特征。如圖7：圖7案例3裂紋形貌此次主蒸汽管道開(kāi)裂主要是由于在管道外弧側(cè)受到彎曲載荷，同時(shí)，在該區(qū)域熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)正好存在Ⅳ型裂紋，兩種因素共同作用最終導(dǎo)致主蒸汽管道失效開(kāi)裂。（三）P92焊接接頭的IV型開(kāi)裂特征調(diào)查P92蒸汽管道發(fā)生IV型開(kāi)裂的案例，發(fā)現(xiàn)具有以下幾個(gè)特征：（1）發(fā)生開(kāi)裂的位置均為管道彎頭處焊接接頭；（2）開(kāi)裂位置的焊縫均經(jīng)歷過(guò)返修；（3）開(kāi)裂時(shí)間均遠(yuǎn)短于機(jī)組的設(shè)計(jì)壽命。圖8為某電廠P92主蒸汽管道IV型開(kāi)裂圖片?？梢钥吹?，發(fā)生開(kāi)裂的位置為主蒸汽管道某彎頭水平段，裂紋位于熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)。圖8主蒸汽管道P92鋼焊接接頭早期開(kāi)裂宏觀圖片試驗(yàn)研究了埋弧焊制備的P92鋼焊接接頭在650℃下的蠕變斷裂行為。結(jié)果表明，隨著應(yīng)力的降低，斷裂時(shí)間延長(zhǎng)，斷裂部位和機(jī)制均發(fā)生明顯改變；在高應(yīng)力（大于120MPa）下，試樣斷裂于焊縫，斷裂部位有明顯的頸縮，為塑性斷裂；當(dāng)應(yīng)力低于120MPa時(shí)，斷裂位置由焊縫轉(zhuǎn)移到細(xì)晶區(qū)，斷裂部位得到變形很小，呈脆性斷裂特征。對(duì)IV型裂紋的進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)，發(fā)生IV型開(kāi)裂的P92焊接接頭細(xì)晶區(qū)的硬度最低，且隨著蠕變時(shí)間的延長(zhǎng)，熱影響區(qū)的硬度梯度