3.1管道破坏分类3.2机械失效分类与特点3.2机械失效分类与特点3.4火力发电厂蒸汽管道失效形式及事故案例3.4.1韧性失效
案例一：韧性失效3.4.2脆性失效案例二：脆性失效1案例三：脆性失效2案例四：脆性失效3案例五：脆性失效4
3.4.3疲劳失效案例六：疲劳失效1案例七：疲劳失效23.4.4蠕变失效案例八：蠕变失效1爆管的化学成分、
硬度、金相组织和晶粒度均符合美国标准ASTMA335、335M-2006《高温用无缝铁素体合金钢管》或2号机组设计对ASTMA33
5、335M-2006P91无缝铁素体合金钢管的要求。但爆管某些部位的拉伸性能不合格。材质不合格是导致管段开裂的主要原因。
例如：某热电厂的9、10号142MW双抽供热汽轮发电机组系俄罗斯制造，分别于1998年10月和1999年10月投入运行。两台机组主
蒸汽管道的设计压力为13.72MPa，设计温度为565℃。主蒸汽管道采用法国瓦卢瑞克公司的P91钢管，规格为φ323.9×28.6
mm。焊缝打底采用氩弧焊，焊丝选用日本产的TGS-9CB，焊条选法国产的SAF-CDV95，焊丝、焊条与母材为等强匹配。图
母管表面的断续的整圈环向裂纹2004年9、10号机组检修期间，发现主蒸汽母管联络管（三通两侧）R125焊缝旁约50m
m处，母管表面上有断续的整圈环向裂纹（见图9-18），周长约330mm，随后对裂纹管段进行了割除更换。自投运到发现裂纹，机组累计运
行31691h。管段解剖后的裂纹的宏观示意图如图9-19所示。在裂纹部位制备金相试样，在光学金相显微镜下观察裂纹的形貌，在裂纹
开裂处管子近表面有明显的较浅的角焊缝，焊缝深度距管段表面约6mm，裂纹沿着焊缝热影响区的粗晶区开裂并倾斜向内壁发展（见图9-20和
图9-21）。1、2号试样裂纹的长度分别为7.28mm和8.32mm，深度分别为3.36mm和3.44mm。相对于焊缝和熔合区，热
影响区的粗晶区硬度最高（平均约为HV330）。分析表明：管段的开裂由表面焊缝所致，高的硬度导致了材料脆性大、韧性差，在焊接热应
力和拘束应力的作用下极易产生裂纹。微观金相组织观察表明裂纹尖端比较圆钝，在管道运行中裂纹无扩展迹象。主蒸汽母管表面的非正常焊缝
可能是管道安装完毕后进行吹管在表面加装套管形成的焊缝，微观金相观察焊缝为较浅的角焊缝形式。由于不是对接焊缝，可能在施焊过程中未能严
格执行焊接工艺，致使焊缝处应力过大，硬度过高，材料脆性增大，引起开裂。蒸汽管道的疲劳失效是指管道长期受到反复加压
和卸压的交变载荷作用出现金属材料的疲劳产生的一种破坏形式。疲劳破坏时一般没有明显的塑性变形。从形式上来讲与脆性破坏很相似，但其原因
和发展过程却不同。3.4.3.1疲劳失效的过程金属在大小和方向都随时间发生周期性变化的交变载荷的作用时，尽管载
荷所产生的应力不大，而且往往低于材料的屈服极限，但如果长期受这种载荷的作用，则也会发生断裂。疲劳极限与抗拉强度有一定的比例关系。在
拉伸压缩对称的应力循环中，疲劳极限约为抗拉强度的40%。裂纹通常从金属表面上的滑移带或非金属夹杂物等处开始，沿最大切应力方向（和
主应力方向近似成45。夹角）表面向内扩展，这阶段扩展速度较慢。由于各晶粒的位向不同及晶界的阻碍作用，裂纹的方向逐渐转向与主应力垂直
，这时的途径是穿晶的，其扩展速度也较快。每一个应力循环扩展量达微米数量级，在电镜下可观察到每次扩展留下痕迹形成的疲劳辉纹。
裂纹扩展后，管壁的断面大为减小，裂纹尖端应力集中的程度随裂纹扩展而愈趋严重。当裂纹达到临界尺寸时，材料便发生突然失稳断裂。韧性愈
好的材料最终断裂时的疲劳裂纹尺寸愈大，反之则愈小。焊接缺陷的存在，使材料无需有成核过程而在交变载荷作用下直接进入疲劳裂纹扩展阶段。
韧性好的材料有可能由裂纹扩展到穿透管壁而泄漏失效，不会发生失稳断裂阶段。3.4.3.2蒸汽管道的疲劳破坏(1)
低周疲劳。低周疲劳是指那些应力较高（一般都接近或超过材料的屈服极限）而应力交变频率较低的疲劳。主蒸汽管道的疲劳破坏绝大部分都属于低
周疲劳。低碳钢的低周疲劳抗力比高强度的高合金钢的疲劳抗力强。（2)应力集中。管道几何不连续部位、焊缝附近、材料存在缺陷地
方都有不同程度的应力集中。有些地方的集中应力往往要比设计应力高出几倍，完全有可能达到甚至超过材料的屈服极限。反复的加载和卸载，将会
使受力最大的晶粒产生塑性变形并逐渐发展成微小裂纹。随着应力的周期性变化，裂纹逐步扩展，最后导致破裂。(3)载荷的反复作用
。管道上反复作用的载荷主要由运行中压力的波动、温度的变化、强迫振动和周期性的外载荷所引起。交变的压力载荷对疲劳的影响最大。实际检验
和事故分析表明，承受交变压力载荷的管道，在几何不连续部位、冶金缺陷和焊接缺陷处，通常会形成疲劳破坏的发生点。交变压力载荷对疲劳的影
响，还与管道安装时强行组对、组对超差、焊接残余应力与变形、使用中支吊架滑移或脱落有关。管道在受热或冷却过程中，被约束和固
定而不能自由地膨胀和收缩使管道承受载荷，相连管道因材料不同（如不锈钢与碳钢管相连）、材料的膨胀系数不同而产生的载荷，以及管道温度急
剧变化（如升温速度太快）或温度分布不均匀（如局部结垢、堵塞）而在管壁中产生的温差应力载荷等，都直接影响到管道的抗疲劳性能。
转动设备因本身结构、安装、磨损、损伤等造成动力学不平衡引起的机械振动，往往会传递给与之相连接的配管系统。如果配管系统无法将其吸收
转移，就会在连接部位产生较大的振动而产生疲劳。设备接管的法兰焊缝及附近管段受影响最大。管道中压力和流速的变化增大到一定程度时也会引
起管道的振动。3.4.3.3疲劳失效的特征疲劳破坏最易在两处发生：一是结构的几何不连续处，即管道的应力集中部位
；二是存在裂纹类原始缺陷的焊缝部位，即使在交变的膜应力下也会发生疲劳裂纹的扩展而破坏。如果两种情况同存于一处，就极易产生疲劳破坏。
疲劳破坏主要为爆破和泄漏两种：如果材料强度高而韧性差，疲劳裂纹产生并扩展到临界裂纹尺寸时，就会突然以极快的速度扩展而爆破
；如果材料的强度较低而韧性较好，疲劳裂纹扩展到相当尺寸后，即使穿透了管壁仍未达到临界裂纹尺寸，此时管道只发生介质泄漏而不爆破，这种
破坏称为“先漏后破”。由于疲劳破坏的管道所受的膜应力并不高，一般都在设汁的许用应力范围之内，即使应力集中部位应力很高，也
不会引起管道总体显著变形，因此，疲劳破坏决非因载荷过大所致，而是因疲劳裂纹扩展到临界尺寸或穿透管壁发生泄漏或破坏，因此整体上无塑性
变形、无直径增大或壁厚减薄，所以疲劳破坏仍为脆性性态的破坏。疲劳断裂时，疲劳断口的宏观形貌为无塑性变形，属于脆性断裂性态
，断口上有明显的裂纹产生区、扩展区和最终断裂区。管道的名义应力较小又没有大的应力集中，则疲劳裂纹产生和扩展区所占的面积较大，反之则
较小。疲劳断口上突出的特点是在扩展区宏观上具有贝壳状的树纹，并且断口平齐、光亮、基本上与最大主应力相垂直（指拉伸或弯曲疲
劳断裂的情况）。断口的最终断裂区一般有放射状的花纹或人字纹。电镜下观察疲劳断口的裂纹扩展区时，可见到一种独特的疲劳辉纹。
疲劳辉纹与宏观的贝壳纹十分相似，但含义不同。辉纹是在恒幅交变载荷作用下每一次循环所留下的印记，其间距反映该阶段的扩展速度，而贝壳纹
是交变载荷应力幅度变动时留下的痕迹。例如：某电厂130t／h锅炉小修时发现主蒸汽管弯头外弧侧泄漏，有一个长80mm的环向裂纹。
过热器出口温度为420℃，压力为3.33MPa。1956年投运，至弯头外弧侧泄漏机组累计运行19.9万h，启停2456次。主蒸汽管
道材料为20A，规格为Φ325×lOmm。失效分析表明：由于停炉保护不当，在弯头处由凝结水造成腐蚀；支吊架失效引起弯头处应力增大；
启停炉频繁造成的交变应力。在上述作用下导致了弯头的腐蚀疲劳破坏。例如：2000年8月底，某电厂5、6号机(50MW)主蒸汽母管
联络门阀体靠6号锅炉管道焊缝的热影响区一侧发生爆裂（见图9-22）。主蒸汽管道材料为12CrlMoV，规格为Φ273×25mm;主
蒸汽联络门阀体材料为ZG20CrMoV。主汽管运行温度为540℃，压力为9.8MPa。运行126691h，启停738次。
由爆裂部位的宏观形貌可见：在爆裂阀体靠6号锅炉侧和主蒸汽短管内壁存在着大量的热疲劳裂纹（见图9-23），疲劳裂纹的扩展是主蒸汽管
道爆裂的直接原因。断裂处焊缝厚20mm，主蒸汽管道壁厚25mm，阀体和主蒸汽管道内壁均有5mm削薄量，且阀体侧的壁厚削薄角度大于
15。，使焊缝区域的应力集中增加。在一定的高温环境下，即使钢所受到的拉应力低于该温度下的屈服强度，也会随时间的延长而发生缓慢持续
的伸长，即发生钢的蠕变现象。各种材料产生蠕变的温度界限各不相同，碳钢和低合金钢超过300～400℃，即应考虑蠕变破坏问题。Cr-N
i合金钢则具有较好的抗高温蠕变性能。通常材料的使用温度不高于它的熔化温度的25%—35%，可不考虑蠕变的影响；材料发生蠕
变破坏时具有明显的塑性变形，变形量的大小视材料的塑性而定。3.4.4.1蠕变失效的过程材料发生蠕变时一般分
三个阶段：减速阶段、恒速阶段及加速阶段。恒速阶段是控制材料高温使用寿命的阶段，在某温度条件下，只要应力小到一定程度，只发生第一、第
二阶段蠕变，即使经过若干时间后仍不会产生断裂。材料抗高温蠕变断裂的强度指标有两项：蠕变极限和持久极限。蠕变极限是材料在高温
长期载荷作用下对塑性变形抗力的指标，而持久极限表示金属在高温长期载荷作用下对断裂的抗力，两者皆为应力极限值。蠕变过程的变
形和最终断裂均与沿晶界的滑动和晶粒内的滑移有关。晶粒内的滑移在一般塑性变形过程中极为普遍，而沿晶界滑动是蠕变的显著特征。晶界滑动是
晶界滑移及迁移两介相伴过程的总和。滑动使晶界产生空洞，经聚集积累造成沿晶界的蠕变裂缝，最后导致沿晶蠕变断裂。蠕变裂纹的形
成由三个阶段构成：裂纹形核、稳定扩展、失稳扩展。由于蠕变条件不同，断裂有沿晶和穿晶；高温蒸汽管道部件如处于承受应力较低、运行时间长
的情况下，以沿晶断裂为主。而沿晶开裂又分为楔型裂纹蠕变断裂（W型蠕变断裂）和孔洞型蠕变裂纹（R型蠕变断裂）。(1)楔型裂
纹蠕变断裂。高温下晶界是黏滞性的，在较大外力作用下，晶界将产生滑动，在晶粒的交界处产生应力集中。如果晶粒的形变不能使应力集中得到松
弛，且应力集中达到晶界开裂的程度时，则在晶粒的交界处产生楔型裂纹，其组织形态见图9-24。(2)孔洞型蠕变裂纹。在形变速
率小、温度较高的低应力蠕变中，首先在晶界上形成孔洞，然后孔洞在应力作用下继续增多、长大、聚合，连接成微裂纹，微裂纹连通形成宏观裂纹
，直至断裂，其组织形态见图9-25。晶界上形成孔洞的原因是：晶界滑动时，在晶界弯曲和硬质点分布处形成空洞；滑移带和滑动晶界
的交割形成孔洞；空位由压应力区扩散和沉淀；晶界上的夹杂或第二相质点与母体分离。孔洞型蠕变断裂形貌特点是：属于沿晶断裂，断口处无明
显塑性变形，垂直于拉应力轴的晶界上孔洞成核较多3.4.4.2蠕变失效的特征蠕变断裂是一种沿晶断裂，其宏观断口呈
粗糙的颗粒状，无金属光泽。断口可能因长期在高温下被氧化或腐蚀，表面被氧化层或其他腐蚀物覆盖，即使用电镜也难以看清断口真正形貌。宏观
上还有一个重要特征，即因长期蠕变，致使管道在直径方向有明显的变形，并伴有许多沿径线方向的小蠕变裂纹，甚至出现表面龟裂，或穿透壁厚而
泄漏，或引起破裂事故。常见的管道蠕变断裂形貌包括：蒸汽管道焊缝熔合线处蠕变开裂，如图9-26和图9-27所示；运行中蒸汽管道沿轴向
开裂，如图9-28所示；三通焊缝部位蠕变失效的宏观形貌如图9-29所示。 2013年压力管道检验师专业知识及技能培训动力
管道动力管道河南省电力科学研究院&河南省电力工业锅炉压力容器检验中心蔡红生2013年4月三、动力管道失效形式分析及事故
案例管道失效3.1管道破坏分类3.2机械失效分类与特点3.3失效率曲线3.4火力发电厂蒸汽管道失效形式及事故案例
3.4.1韧性失效3.4.2脆性失效3.4.3高温失效3.4.4疲劳失效
3.4.5蠕变失效管道在高温、高压条件下运行，给管道的安全运行带来一定的威胁。蒸汽管道破坏故原因大致有以下几类
：因超压造成的过度变形；因存在原始缺陷而造成的应力脆断；因交变载荷而导致发生的疲劳损坏；因高温高压环境造成的蠕变破坏等。
美国杜邦公司将机械失效分为工况载荷决定、材料不良、工艺后遗症、腐蚀破坏及其他5大类，30种形式；日本则将机械失效划分为机械破坏和
腐蚀破坏两大类18种形式。国外有关统计资料表明：压力管道的破坏性故中—腐蚀破坏约占28.1%；疲劳破坏约占29.1%；蠕变破
坏约占28.8%。可见腐蚀、疲劳、蠕变破坏是引起管道破坏的三大主要原因。主蒸汽管道失效符合典型机械的失效率曲线，其理论依据是如
图1所示的威布尔曲线，即所谓的“浴盆曲线”(bathtubcurve)。图1中横坐标代表运行时间，纵坐标代表失效率。。图
1浴盆曲线图中该曲线由三段组成：早期失效区Δt1-----表明主蒸汽管道投入运行后失效概率较高，主要是设计不良、安装有缺
欠，调试操作不当等原因引起的失效较多；图1浴盆曲线偶发失效区△t2-------表明主蒸汽管道启动后，经过一段时间磨合处于
稳定状态，这段时间失效概率恒定不变(随机失效)，此其间发生失效的原因均是由于错误操作或者一些外界偶发原因造成的；图1浴盆曲
线最后一段是损耗失效区Δt3-----表明主蒸汽管道经过长时间运行，材料高温老化、疲劳、蠕变损伤，使失效概率明显增加。根据浴盆
曲线，传统的观点认为失效具有固定间隔，在损耗失效区之前进行大修，就可以防止失效的发生，定期大修的维修周期就是根据这个道理确
定的，即维修周期等于Δt1+△t2。图1浴盆曲线浴盆曲线的失效规律适用范围很广，对于蒸汽管道而言，
在于怎样应用这一规律，找出蒸汽管道的个性失效形式并掌握其失效实质，以达到预防失效的目的。失效模式主要包括失效因素
、失效机理、失效发展过程、失效临界条件、失效后果等几个方面，在许多的失效分析工作中，主要是确认失效模式。蒸汽管
道失效可分为5种形式： 韧性失效 脆性失效 高温失效 疲劳失效 蠕变失效3.4.1.1韧性失效的过
程韧性失效是蒸汽管道在压力的作用下管壁上产生的应力达到材料的强度极限，从而发生断裂的一种失效形式。发生韧性失效的
管道，其材料本身的韧性一般是较好的，失效往往是由于超过强度极限引起的。蒸汽管道的韧性断裂是裂纹的发生和扩展的过程。蒸汽管道在制
造过程中可能在金属材料晶体中留下显微裂纹，在金属的塑性变形中这些裂纹将得到扩展，当材料发生大量塑性变形时，材料内部夹杂物中或夹杂物
与基体界面上会形成显微空洞，随着塑性变形的增加，显微空洞长大并聚合，其边缘上的应力达到材料的极限强度，金属即发生断裂。蒸汽管道在屈
服后的升压过程中卸压，会留下较大残余变形。3.4.1.2韧性失效的特征蒸汽管道当不是由于存在明显的缺陷或者材料也没有明显脆
化，而是由于超压导致破坏时，都属于韧性破坏。从蒸汽管道破坏后的变形程度、断口破断情况及破坏时的压力可发现韧性破坏具有如下一些特征：
（1)发生明显变形。金属的韧性破坏是在大量的塑性变形后发生的，塑性变形使金属破坏后在应力方向上留存较大的残余伸长，表现在管道上则
是直径增大(或局部鼓胀)和管壁的减薄，周长的伸长率可达8%～18%。具有明显的形状改变是韧性破坏的主要特征。(2)通常不产生
碎片。发生韧性破坏的管道由于材料韧性较好，通常不产生碎片，只是裂开一个口子，从而把介质储藏的能量释放出来。因为屈服变形是由于剪应力
造成滑移引起的，所以裂口在薄弱部位出现时，并与最大主应力垂直，最终则转向同最大剪应力方向一致，一般裂口成“十一”形。蒸汽管道因破坏
时释放能量较大，使裂口又长又大，甚至产生很大的撕裂变形。(3)断口的宏观形貌。韧性破坏基本上是滑移、位错堆积和微孔聚合机制，
断口呈纤维状，无金属光泽，色泽灰暗不平，断面有剪切唇。断口一般可区分为两部分，一部分是起爆部分，另一部分是快速撕裂部分。起爆点所占
面积不大，但完全具备一般韧性断口的灰暗纤维状特点。由于这种断裂是材料在最大剪应力作用下充分滑移而断开的，断面易在与最大应力平行的方
向发生，其方向往往与最大拉应力方向大致成45。夹角，其形状如图所示。材料的韧性越好，或者壁厚越薄，起爆点的纤维区深度与壁厚的比值越
高，一般5～6mm壁厚以下的低碳钢管道的起爆点从内壁面到外壁面都会是纤维区。(4)断口纤维区以外均为撕裂部分。材料形成纤维区
断裂之后几乎以声速扩展撕裂。该部分呈放射形花纹和人字形花纹，并具有指向起爆点的特点。人字纹和放射纹区一般与最大主应力方向垂直，而不
是成45。交角。接近壁面的断口边缘区一般有45。夹角方向的平齐光滑的剪切唇，这是由于壁面附近一般处于平面剪应力状态，易发生滑移剪切
变形而形成剪切唇。如果管壁较薄，内外剪切唇可以相接，这时快速撕裂区不再出现放射纹和人字纹，全为45。夹角的剪断断口。（5）断口
的微观形貌为韧窝花样。韧窝的实质就是一些大小不等的圆形、椭圆形凹坑，是材料微区塑性变形后在异相质点外形成空洞、长大聚集、互相连接并
最后导致断裂的痕迹。宏观纤维状形貌是显微窝坑的概貌。韧窝几乎都为金相中的二次相界面、非金属夹杂物、位错堆积区或晶界处等，
因此非金属夹杂物愈多，愈易形成显微空洞和韧窝。例如：2006年12月12日，某电厂1号机组(500MW)机组满负荷运行中主蒸
汽管道爆破。主蒸汽管道压力为17.46MPa，温度为540℃。机组累计运行96282h，启停472次。图管道爆破断口宏观形貌
管道材料为捷克生产的CSN417134(相当于X20CrMoVl2l即Fl2),规格为420×40mm。爆口位于机房标
高6.8m东侧高压旁路由北向南数第一道焊口和第二道焊口之间的主蒸汽管道直管下方，管道胀祖明显(见图)。微观分析表明：爆
口处管段材料的金相组织为粒状珠光体+铁索体+碳化物。爆口处材料的硬度为HBl42～HB207,爆口临近区域为HB148～HB20
7,爆口对侧为HBl59～HBl79，严重低于捷克CSN417134技术条件的要求值(HB205～HB245)。爆破管段材料
的室温、540℃下的屈服强度仅为CSN417134对新钢管规定最低值的53.6%和51.4%。根据试验分析结果判断，主汽管爆破
的主要原因是钢管的供货状态为退火状态，而非CSN417134规定的正火十回火处理。材料的硬度、强度严重低于CSN417134规定的
最低值，属于钢管制造质量问题。对取样材料进行的模拟热处理(不完全退火工艺)得到的金相组织为粒状珠光体+铁素体+碳化物，
与爆破管段的金相组织类型相同。模拟热处理后的硬度为HBl68～HBl76；经760℃×10h回火后，其硬度为HBl63～HBl6
6,也与爆破管段母材硬度相同。进一步证明钢管的供货为退火状态。3.4.2.1脆性失效的过程蒸汽管道脆性是
指管道破坏时没有发生宏观变形，破坏时的管壁应力也远未达到材料的强度极限，有的甚至还低于屈服极限。脆性破坏往往在一瞬间发生，并以极快
的速度扩展。这种破坏现象和脆性材料的破坏很相似，故称为脆性破坏。又因为它是在较低的应力状态下发生的，故又称为低应力破坏。脆性破坏的
基本原因是材料的脆性和严重缺陷。前者可因焊接和热处理工艺不当而引起，后者包括安装时焊缝中遗留的缺陷和使用中产生的缺陷。此外，加载
的速度、残余应力、结构的应力集中等都会加速脆断破坏的发生。蒸汽管道的脆性破坏的主要原因是材料的缺陷，特别是以裂纹性缺陷引起的事故所
占比例最高。管道在焊接时不可避免地带来许多缺陷，如夹渣、气孔、未焊透及裂纹等。裂纹是一种最危险的缺陷，由于它是一种平面型缺陷，在
裂纹的尖端存在着严重的应力集中，且往往与最大主应力相垂直，因此最容易引起低应力脆性破坏。3.4.2.2脆性失效的特征
蒸汽管道发生脆性破坏时，在破坏的形状、断口形貌等方面都具有一些与韧性破裂正好相反的特征。(1)无明显的塑性变形。脆断后没有明
显的塑性变形，表现出宏观的脆性形态。陈非因设计或选材的错误，一股由于材料冷脆引起蒸汽管道脆断的例子并不多见。大部分脆性失效事故是由
以下原因造成的：严重的超标缺陷，特别是裂纹性缺陷；焊接造成焊缝或热影响区晶粒粗大、偏析而脆化；焊接材料含碳量过高，加上焊接参数不当
引起淬硬；焊条潮湿导致焊缝含氢，又未适当热处理加以除氢。这些都会造成焊缝或热影响区材料韧性的脆化。如果集严重超标缺陷、材料脆化、温
度偏低于一身，就容易引起低应力脆断。(2)材料脆化。材料变脆形成的破坏断口，宏观上的恃点是断口平齐，呈现金属光泽的结晶状态，断
口与最大主应力垂直，这与韧性断裂的纤维状斜面向剪断、塑性变形大有极为明显的区别。从断裂机制上来看，该断裂往往为解理断裂，
由于多晶体的不同晶粒的结晶取向不同，它们穿过晶界时的解理面取向也就各有所异，这就是宏观上形成金属闪光的原因。材料的—个晶
粒内，不只有一个解理面，当解理受到某种阻碍(如杂物、晶界等)会在不同层次的解理面解理，并形成台阶。解理台阶在电镜中呈河流状花样。
(3)缺陷引发断裂。因缺陷造成的脆性破坏尽管在宏观上与低温脆化很相似，但在断口上有显著的不同，大多数中低强度钢管因焊缝中的缺陷引
发的破坏的断口不呈结晶状，而是具有以下4个区域：原始缺陷区、稳定扩展的纤维区、快速扩展的放射纹区及人字纹区、内外表面边缘的剪切唇区
。如图9-15所示，一般用肉眼便可清楚地观察到这四个区域。原始缺陷如果是表面裂纹，则会因大气或管道内外环境因素
的腐蚀作用，宏观上呈深色的锈蚀状态。如果是内部缺陷，如气孔、夹渣、未焊透等，也会在断口上明显地显露出来。纤维区是原始缺陷随着载荷增
加而逐步发生并稳定扩展时留下的痕迹。从断裂机制来说仍是微孔聚合型，电镜中将呈现出韧窝花样。放射及人字区是发生快速断裂的区域，是一种
既有解理台阶、又有韧窝与撕裂棱线的混合机制的断裂，在电镜中表现为具有明显的撕裂菱线与局部的韧窝，或者有粗而短的河流状花样。(
4)低应力因缺陷特别是裂纹引起的脆断管道，断裂时的薄膜应力都较低，一般不超过屈服强度，因此不会造成明显的塑性变形。同时
，正因为如此，这种破坏可以在正常的操作压力或水压试验的压力下发生。此外，脆性破坏常见于用高强度钢轧制的管道。中、低强度钢管一般
都发生在厚壁管上。这是因为管壁较薄时，可以认为在厚度方向上不存在应力。当管壁较厚时，厚度方向的变形受到约束，接近所谓的平面应变状态
，于是裂纹尖端附近形成了三向拉应力，材料的断裂韧性随之降低，产生“厚度效应”,所以同样材料，厚壁管要比薄壁管更容易脆断。例如：
某电厂2号炉400t/h的自然循环汽包炉。该机组于1973投产，至1998年6月事故发生日累计运行1.584×105h)。由于当
时缺少φ273X25mm管道，安装时主汽管流量孔板前后4根直管用φ273X20mm替代，材质为F11(X20CrMoWV12
1)。为此，1986年起，该厂将主蒸汽运行温度由555℃降至540℃，压力保持13.7MPa不变。管道在555℃下运行7920
3h，在540℃下运行79197h。根据拉森-米勒公式，将在555℃下运行的时间等效为540℃下运行时间，近似地认为该管道在540
℃下运行了31万h。1998年6月11日，除氧器平台上2号机组甲侧主蒸汽管道上部管段(16.5标高)φ273×20
mm薄壁管部位突然爆破，机组被迫停运。爆破管段为φ273×20mm薄壁管，且其内表面有缺陷，故构成薄弱点，并产生应力集中
，长期在高温高压下运行导致强度不足爆管。管材在长期运行后金相组织发生变化，性能也随之下降，且对于运行时间大于105h的主蒸汽管道未
能及时普查，尤其对薄弱环节未能进行跟踪监督检查。薄壁管内壁缺陷在长期运行后形成蠕变裂纹源，并向外壁扩展，导致失效爆管。例如：某
电厂有220t/h8自然循环汽包炉。机组于1986年10月投产，至2000年事故发生日累计运行8×l04h。2000年8月18日
20时，主汽管爆裂。主蒸汽管道开裂位置在汽12-9阀和三通之间的不等边连接焊链处，开裂缝靠阀门一侧，已有约4/5圆周开裂，见图9-
16。阀门材料为l5CrlMolV,规格为φ273×28mm；三通材料为l2CrlMoV,规格为φ323.9×50mm。金相组织分析表明，焊缝靠阀门一侧的熔合线和热影响区金相组织异常，反映在该区域显微硬度偏高，说明焊接后的回火热处理工艺措施不完善。另外，在管内壁焊缝根部也发现裂纹。布氏硬度试验表明，焊缝阀门侧熔合线和热影响区硬度较高，与本次试验中金相组织分析及显微硬度试验结果是一致的。即该部位有较大的脆性，易导致早期脆性开裂。阀门焊口的开裂为脆性开裂，而焊接时的焊后热处理工艺执行不当则是导致此次阀门焊口早期脆性开裂的主要原因。例如：某发电有限公司2号机组主蒸汽管道爆裂事故。2号机组(300MW)在调试阶段，于2006年10月31日进行锅炉严密性试验及安全门整定时，主蒸汽管道(材料P91)爆裂，爆裂口位于约l7m标高汽机房内立管上，裂口沿立管纵向分布，长约900mm,呈脆断特征(见图9-17),裂口端部距最近焊口约2m。爆裂造成2死1伤。爆裂时主蒸汽参数为13.36MPa、483℃，为2号炉2006年10月17日首次点火后最高参数。调研和试验分析表明：该段管道为国内某企业制造，但又冒充进口管道，该批管道的质保文件有明显伪造嫌疑。主汽管爆裂始于钢管内壁，裂纹首先沿着钢管内壁侧纵向扩展，机组最后一次启动前，主汽管内壁侧已经存在着较长且较深的宏观裂纹；钢管内壁处存在着小裂纹和夹杂缺陷，在内压力作用下，形成较大的应力集中，二者共同作用的结果，导致宏观裂纹萌生，成为爆裂源。图主汽管爆裂位置示意图图管道脆性断裂断口 2013年压力管道检验师专业知识及技能培训动力管道 |
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