某公司#5炉运行3200小时后，后屏过热器在西数第9排南侧外数第四圈的下弯管内弧侧发生横向断裂。该管规格Φ57×9mm；材质TP347H不锈钢管。裂纹源自弯管的内弧外表面向内向右上角扩展，除断口外，弯管外表面还存在小裂纹。为了查找失效原因，选取了金属试样进行化学成分、拉伸、冲击、断口观察和金相等方面的试验，综合分析后屏过热器断裂原因。
一、断裂事故概述
某公司1×600MW汽轮发电机组，锅炉为哈尔滨锅炉有限责任公司根据引进的美国ABB-CE燃烧工程公司技术设计制造的亚临界压力，一次中间再热，单炉膛，控制循环汽包锅炉；型号为HG－2080／17.5—HM12。锅炉整体Π型布置，全钢构架悬吊紧身全封闭结构。锅炉设计压力19.95MPa，最大连续蒸发量为2080t/h，额定蒸发量为2005 t/h，额定蒸汽温度541℃。后屏过热器由下列规格和材质Φ57×9mm，T91；Φ63×8mm，T91；Φ57×11mm，12Cr1MoVG；Φ63×11mm，TP347H；Φ57×9mm，TP347H等多种规格的管子组成。该炉运行3200小时后，后屏过热器在西数第9排南侧外数第四圈的规格和材质为Φ57×9mm，TP347H的下弯内弧侧发生横向断裂。断裂位置详见后屏过热器管排示意图。
二、宏观特征及分析
图为失效后屏过热器管的宏观形貌。断口呈脆性断裂，壁厚没有明显减薄，管径没有胀粗。下左图的左下角为裂纹开裂位置，从弯管内弧外表面向内向右上角扩展。不同于以往锅炉受热面的珠光体耐热钢的失效形态。既不符合短时过热失效特征，也不符合长时过热失效特征。下右图可见，弯管外表面还存在小裂纹。具备应力腐蚀特征。为了查找依据：选取新管为1#样，断裂管为2#样，对图1中右图沿纵向穿过裂纹取金相样，编号为3#样,对1#和2#进行拉伸和冲击取样。
三、化学成分分析
对新管和断裂管用DV-6直读光谱仪进行成分分析，见表。新管和断裂管的所有合金元素均符合ASTM标准要求，化学成分没有问题。
四、拉伸和冲击性能
对新管和断裂弯管相应的直管部分进行了拉伸和冲击取样，拉伸试样的标距部分尺寸为φ5×25mm，冲击试样为5×10×55mm，试样缺口为“V”型缺口，试验结果见表。从试验结果可以看出，无论是新管还是断裂管：其屈服极限、抗拉强度以及延伸率高于ASTM标准要求。ASTM标准中没有冲击值和断面收缩率规定，但从断口和冲击值看，管子的冲击韧性均为较好。可见，管子的常温机械性能指标没有问题。
五、金相组织
图为不同管子和不同位置金相组织。从图中可以看出，新管金相组织与断裂管子的金相组织有明显的差别，新管的晶粒度大于8级，晶界析出相少。而断裂管的晶粒度为5.3级，晶界碳化物析出多，晶界较粗。新管和断裂管的金相组织均为奥氏体+析出相。依据ASTM213规定，TP347H不锈钢管的晶粒度应大于7级。可见，断裂管子晶粒度级别不合格，超标。
为了进一步了解新管和断裂管金相组织中析出相和裂纹性质，对新管和断裂管金相样品进行了扫描电镜观察和能谱分析，图为扫描电镜下新管和断裂管金相组织和能谱曲线。将对新管和断裂管子的金相组织进行了对比，可以看出，新管的晶间碳化物析出少，而断裂管的晶间碳化物Cr23C6析出多，晶界明显粗化，晶界上铬含量高。具有腐蚀环境下，应力腐蚀倾向增大。
从图中可以看出，图中白点“相”能谱分析表明是铌颗粒，分布在晶内和晶界上，断裂管子的晶界上铬含量高，可见，在晶界析出铬的碳化物，导致晶界弱化，抗晶间腐蚀能力降低，产生晶间腐蚀。而新管未发现晶界析出铬的碳化物，既没有发生晶间腐蚀。
图为3＃样品裂纹形态。从裂纹形态看，为典型沿晶开裂。管子外表面还有很多小裂纹。将小裂纹打开，在电镜下观察3#样品断口表面能谱曲线发现，断口为沿晶断口，断口表面存在硫元素，可见，断裂管子的开裂是在烟气中硫的作用下的产生应力腐蚀的结果。
六、原因分析
奥氏体不锈钢的不锈性和耐蚀性的获得主要是由于在铬作用下,铬促进了钢的钝化并使钢保持稳定钝态的结果。奥氏体不锈钢的晶间腐蚀是晶界或晶界附近的电化学腐蚀。铬是强碳化物形成元素,在奥氏体不锈钢中也不例外,奥氏体不锈钢中常见碳化物（Cr23C6），这种碳化物高温固溶处理溶于奥氏体中，铬呈均匀分布，使合金各部分铬质量分数均在钝化所需值，使合金具有良好的耐蚀性。但如果在敏化温度范围（500~850°C）内，晶界上就会形成敏化组织即晶界上析出连续的、网状碳化物（Cr23C6）,铬从晶界附近的固溶体中分离出来，造成晶界附近贫铬，贫铬区与碳化物紧密相连，当存在一定腐蚀介质就发生电化学腐蚀，造成晶间腐蚀。而TP347H不锈钢管中添加了铌，铌是强碳化物形成元素，Nb与C形成NbC，将C全部固定在NbC中。避免铬与碳形成碳化物，可有效抑制晶界上形成敏化组织。该管子由于铌以颗粒形式游离存在，而没有起到形成NbC。没有起到将碳全部固定在NbC中的作用。管子的运行温度在奥氏体不锈钢的敏化温度范围，导致该管子金属材料在晶界上不断形成敏化组织：即晶界上析出连续的、网状碳化物（Cr23C6）,铬从晶界附近的固溶体中分离出来，造成晶界附近贫铬。从而使得管子的抗晶间腐蚀性大大降低。可见，该TP347H不锈钢管材料本身存在合金元素铌未固溶或固溶严重不足，导致管子在晶界形成Cr23C6，晶界附近贫铬，出现晶间腐蚀。管子上裂纹为沿晶裂纹，裂纹分叉，为典型的应力腐蚀开裂。该管子断裂原因主要是在烟气中硫的作用下，产生由管子外表面向内的应力腐蚀。直管段表面未发现裂纹，裂纹源在弯管的内弧开始，只在弯管外表面存在较多小裂纹：说明弯管的内弧结构残余应力水平比较高。这种应力不是在运行中由于管子的内压造成的；这种应力可能与弯管工艺和焊接安装有关。
从金相组织上看，发现断裂管子的晶粒度级别为5.3级，超过标准要求。晶粒度级别高，晶粒度小，单位面积上晶粒数量多，晶界长度总和增加，单位面积上析出的一定量碳化物分布在单位长度晶界的数量比例降低，产生晶间腐蚀倾向减小；反之亦然。可见，晶粒度级别高，可提高不锈钢抗晶间腐蚀能力。断裂管子的晶粒度粗大，单位长度上晶界碳化物相对析出多，使得晶界敏化，易产生晶间腐蚀。这是管子运行仅为3200小时断裂的又一主要原因。
七、结论及采取措施
1. 引起断裂的原因为应力腐蚀。
2. 对新弯管更换前进行稳定化处理，将钢中的碳全部固定在碳化铌中。
