摘 要:某電廠300MW 機組鍋爐運行過程中發(fā)現(xiàn)12Cr1MoVG 鋼屏式再熱器發(fā)生爆管。采用 宏觀觀察、化學成分分析、力學性能測試、硬度測試、金相檢驗、掃描電鏡及能譜分析等方法對爆管 原因進行了分析。結(jié)果表明:爆口屬于長時超溫開裂,爆口處的顯微組織嚴重老化(球化級別為5 級),爆口周圍內(nèi)、外壁有較多的縱向蠕變裂紋,且爆口內(nèi)、外壁覆蓋有很厚的氧化層;外壁氧化結(jié)焦 導(dǎo)致彎頭局部長時過熱,過熱處管子的組織、性能出現(xiàn)嚴重劣化,局部發(fā)生蠕變,產(chǎn)生蠕變裂紋,裂 紋沿晶擴展,在內(nèi)部介質(zhì)的壓力作用下最終發(fā)生蠕變開裂。 

關(guān)鍵詞:12Cr1MoVG 鋼;屏式再熱器;長時過熱;爆管;蠕變開裂 

中圖分類號:TG142.1                                      文獻標志碼:B                                          文章編號:1001-4012(2022)05-0054-05

在12Cr1MoVG 鋼材料中加入少量的釩元素, 可以降低鉻元素、鉬元素由鐵素體向碳化物轉(zhuǎn)變的 速率,從而提高材料的穩(wěn)定性和熱強性。彌散分布 的碳化物強化了鐵素體基體,使材料具有焊接工藝 良好、熱處理工藝成熟、性價比高等優(yōu)點,被廣泛應(yīng) 用于蒸汽管道、集箱、過熱器、再熱器等部件的制造 中[1-2]。再熱器是水管鍋爐的重要部件,其管屏會受 到輻射的影響、燃燒產(chǎn)物的腐蝕、飛灰的磨損及管內(nèi) 高溫高壓蒸汽的氧化,使部分管子產(chǎn)生熱偏差和腐 蝕損傷,從而導(dǎo)致超溫爆管[3],這嚴重影響了機組的 安全運行。針對鍋爐過熱器、再熱器爆管,國內(nèi)外均 有不少文獻對此進行了研究,對于分析爆管的原因 及預(yù)防爆管方面提供了寶貴經(jīng)驗[4-5]。

在某電廠300MW 機組鍋爐運行過程中,發(fā)現(xiàn) 屏式再熱器泄漏,泄漏具體位置為屏式再熱器受熱 面管子夾持定位管的彎頭 B至 A 側(cè)第5排,材料為 12Cr1MoVG 鋼,規(guī)格為63mm×5mm(外徑×壁 厚),再熱器出口設(shè)計壓力為3.76 MPa,出口蒸汽溫 度為541 ℃,已累計運行50000h。對其他管屏相 同部位進行滲透檢測(PT),發(fā)現(xiàn) B 至 A 側(cè)第3排 彎頭外弧面有線性缺陷。筆者從屏式再熱器的宏觀形貌、化學成分、力學性能、硬度等方面對爆管的根 本原因進行分析,并提出了改進和預(yù)防措施。

1 理化檢驗 

1.1 宏觀觀察 

對爆口處進行觀察,其宏觀形貌如圖 1 所示。 由圖1可知:爆口位于彎頭起彎處的向火面(外弧 面),沿管子縱向開裂,裂紋總長度約為48 mm,裂 紋深度貫穿整個壁厚。爆口邊緣粗鈍,外壁呈灰黑 色,表面存在結(jié)焦和較厚的氧化皮;內(nèi)壁存在結(jié)垢。 爆口邊緣和尖端附近分布著大量微裂紋,整個爆口 呈典型長時過熱的特征。 

1.2 化學成分分析 

取直管段試樣進行化學成分分析,分析結(jié)果如表 1所示,通過分析可知爆管試樣化學成分符合 GB/T 5310—2017《高壓鍋爐用無縫鋼管》的技術(shù)要求。

1.3 力學性能測試 

分別在直管段的向火面和背火面(內(nèi)弧面)沿縱 向各取 1 個 拉 伸 試 樣。 按 照 GB/T228.1—2010 《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》進行力學性能測試,結(jié)果如表2所示。由表2可知:直 管段試樣的室溫屈服強度、抗拉強度、斷后伸長率遠 高于 GB/T5310—2017標準的下限值,力學性能均 滿足標準 GB/T5310—2017的要求,可見直管段試 樣的力學性能處于較好水平,但是向火面的力學性 能均低于背火面,可見向火面的性能劣化較為嚴重。

1.4 硬度測試 

分別在管樣的直段、彎頭彎曲中心以及爆口處 截取全 壁 厚 環(huán) 狀 試 樣。按 照 GB/T4340.1—2009 《金屬材料 維氏硬度試驗 第1部分:試驗方法》分 別在試樣向火面和背火面的位置進行硬度測試,測 試結(jié)果如表3所示。由表3可知:直管段試樣的向 火面的硬度為177 HV,背火面的硬度為185HV, 均滿足標準 GB/T5310—2017的要求,且向火面的 硬度略低于背火面,這與直管段試樣的力學性能測 試結(jié)果相對應(yīng);管樣彎頭彎曲中心處向火面的硬度 為171HV,滿 足 標 準 GB/T5310—2017 的 要 求, 背火面的硬度為201 HV,高于向火面硬度且超出 標準 GB/T5310—2017的要求,分析為彎曲變形強 化所致。彎管為冷彎成型,成型后沒有進行消應(yīng)力 熱處理,運行中彎頭向火面直接與煙氣接觸,在彎頭 內(nèi)外產(chǎn)生溫度差,向火面溫度高于背火面,長時間運 行相當于對向火面進行了消應(yīng)力回火,宏觀表現(xiàn)為 向火面的硬度低于背火面的硬度。管樣爆口處均位 于彎頭起彎處的向火面,爆口附近硬度為108HV, 對應(yīng)背火面的硬度為185 HV,爆口附近硬度顯著 低于背火面的硬度,并且低于彎頭彎曲中心處的向 火面硬度。

1.5 金相檢驗 

對管樣的直段和彎頭處沿橫截面各截取1個全壁厚環(huán)狀試樣,對其進行機械拋光后,采用4%(體 積分數(shù))硝酸酒精溶液浸蝕,然后在 OlympusGX51型光學顯微鏡下進行顯微組織觀察。

1.5.1 直管段顯微組織分析 

直管段向火面和背火面的顯微組織形貌如圖2 所示,向火面和背火面的顯微組織均為鐵素體+貝 氏體+碳化物。向火面的球化級別為3級(中度球 化),背火面的球化級別為2級(輕度球化),向火面 球化程度大于背火面,這與力學性能及硬度的測試 結(jié)果相對應(yīng)。 

1.5.2 彎頭處微觀形貌 

管樣彎頭處顯微組織形貌如圖3所示,向火面 的顯微組織為鐵素體+碳化物,球化級別為5級(嚴 重球化);背火面的顯微組織為鐵素體+貝氏體+碳 化物,球化級別為2級(輕度球化)。向火面的球化 程度大于背火面,這與硬度測試結(jié)果相對應(yīng)。

彎頭內(nèi)壁、外壁氧化層的微觀形貌如圖4所示, 可以看出管樣彎頭處的內(nèi)壁、外壁均形成較厚的氧 化層,且向火面氧化層厚度大于背火面氧化層厚度, 外壁氧化層厚度大于內(nèi)壁氧化層厚度,向火面外壁 氧化層的最大厚度達到530μm~557μm,內(nèi)壁氧 化層的最大厚度達到270μm~306μm。彎頭彎曲 中心處向火面的剩余壁厚為3.9~4.1mm,背火面 的壁厚未見明顯減薄。

1.5.3 爆口處微觀形貌 

爆口處的微觀形貌如圖5所示,由圖5可知,爆 口起源于彎頭起彎處的向火面,向火面附近存在較 多的微裂紋,裂紋由外壁沿晶界向內(nèi)壁擴展。爆口 處的顯微組織為鐵素體+碳化物,球化級別為5級 (嚴重球化),組織中沿晶界已產(chǎn)生明顯的鏈狀孔洞, 并沿晶界逐漸擴展。爆口處外壁有較多縱向的沿晶 蠕變裂紋,爆口處外壁、內(nèi)壁均形成了較厚的氧化 層,爆口處的有效壁厚僅為1.2mm,爆口附近的剩 余壁厚僅為2.5mm。 

1.6 爆口處掃描電鏡及能譜分析

對管樣爆口處沿橫截面取樣,采用掃描電子顯 微鏡對截面進行微觀形貌觀察及能譜分析,試樣的 微觀形貌如圖6所示,能譜分析結(jié)果如表4所示。 

由圖6可知:爆口周圍外壁氧化層的總厚度為 719μm;外壁氧化層具有3層結(jié)構(gòu):最外層為結(jié)構(gòu) 較復(fù)雜的焦層,中間層和最內(nèi)層為氧化膜,中間層較 疏松,最內(nèi)層較致密。能譜分析結(jié)果顯示:最外層主 要成分為鐵的氧化物,其次含有鋁、硅、鈣、硫、鉀等 雜質(zhì)元素;中間和最內(nèi)氧化層主要成分為鐵的氧化 物,中間層含氧量高,最內(nèi)層含氧量低,中間層和最 內(nèi)層均有一定含量的硫元素。 

爆口處外壁和內(nèi)壁均分布著較多縱向的沿晶蠕 變裂紋。裂紋在外壁為沿鐵素體晶界,由外壁向內(nèi) 壁擴展,裂紋在內(nèi)壁為由內(nèi)壁向外壁擴展。對裂紋 尖端的微觀形貌進行觀察發(fā)現(xiàn),裂紋一直延伸至管 壁中部,嚴重球化的鐵素體晶界周圍存在沿晶微裂 紋。能譜分析結(jié)果顯示:裂紋內(nèi)的腐蝕產(chǎn)物主要成 分為鐵的氧化物,并且含有一定量的硫元素。掃描 電鏡分析結(jié)果與金相檢驗結(jié)果一致,進一步證明該 爆口具有典型長時過熱的特征。

2 綜合分析 

由理化檢驗結(jié)果可知,直管段試樣的力學性能 和硬度均滿足標準 GB/T5310—2017的要求,其顯 微組織為鐵素體+貝氏體+碳化物,直管段試樣向 火面的球化級別為3級(中度球化),背火面的球化 級別為2級(輕度球化),可見高溫服役后直管段試 樣向火面的性能、組織劣化較為嚴重。直管段的內(nèi) 壁、外壁均覆蓋有一層較薄的氧化層,壁厚未見明顯 減薄。 

管樣彎頭彎曲中心處的硬度未見異常,其向火 面的硬度低于背火面的硬度。向火面的顯微組織為 鐵素體+碳化物,其球化級別為5級(嚴重球化);背 火面的顯微組織為鐵素體+貝氏體+碳化物,其球 化級別為2級(輕度球化),表明彎頭彎曲中心處向 火面的性能劣化更為嚴重。彎頭彎曲中心處內(nèi)壁、 外壁均覆蓋有一層均勻的氧化層,向火面外壁氧化 層的最大厚度為530μm~557μm,內(nèi)壁氧化層最 大厚度為270μm~306μm,氧化是材料在高溫環(huán) 境下失效的一個重要原因[4] ;彎頭彎曲中心處向火 面的剩余壁厚為3.9~4.1mm,背火面的壁厚未見 明顯減薄。

爆口處向火面的內(nèi)壁、外壁均有蠕變裂紋,且均 形成較厚的氧化層,壁厚發(fā)生嚴重減薄,顯微組織均 為鐵素體+碳化物,球化級別為5級(嚴重球化)。 由掃描電鏡及能譜分析結(jié)果可知,爆口處外壁氧化 層具有3層結(jié)構(gòu),最外層為較復(fù)雜的焦層,其主要成 分為鐵的氧化物,其次含有鋁、硅、鈣、硫、鉀等雜質(zhì) 元素,中間層和最內(nèi)層為氧化膜,其主要成分為鐵的 氧化物,還含有一定量的硫元素。中間層較疏松、氧 元素含量高,可見是金屬發(fā)生了完全氧化;最內(nèi)層較 致密、氧含量低,說明金屬發(fā)生了部分氧化。爆口周 圍沿晶蠕變裂紋內(nèi)部的腐蝕產(chǎn)物除了鐵的氧化物 外,還含有一定量的硫元素。 

鍋爐燃燒過程中,煤粉顆粒所含易熔或易氣化 的物質(zhì)迅速揮發(fā)成氣態(tài)進入煙氣,當溫度降低時發(fā) 生凝結(jié),黏附在煙氣沖刷的受熱面、爐墻上,或在飛 灰顆粒表面形成熔融的堿化物膜(也稱堿性膜),然 后黏附在受熱面上形成初始結(jié)焦層,成為結(jié)焦發(fā)展 的條件。隨著外表面溫度不斷升高,結(jié)焦層越來越 厚。結(jié)焦使受熱面的傳熱熱阻增大,傳熱惡化導(dǎo)致 火焰中心上移,爐膛出口煙氣溫度升高,金屬管壁的 溫度甚至出現(xiàn)超溫,從而加劇了金屬材料的氧化和 組織老化。

12Cr1MoVG 鋼材料的顯微組織為鐵素體+貝 氏體,貝氏體中的滲碳體具有較大的表面能,存在從 較高能量向較低能量轉(zhuǎn)化的趨勢,在高溫和內(nèi)外應(yīng) 力的長期作用下,原子擴散能量增強,逐漸發(fā)生滲碳 體由片狀向球狀的球化轉(zhuǎn)變[7]。滲碳體從固溶體中 析出,逐漸聚集長大并向晶界轉(zhuǎn)移[8-9],使材料的熱 強性下降,最終發(fā)生高溫蠕變,產(chǎn)生蠕變裂紋。蠕變 裂紋是由蠕變過程中晶界滑動在晶界三叉節(jié)點應(yīng)力 集中造成的[10],先產(chǎn)生晶界孔洞,形成晶界臺階,然 后在晶界三叉節(jié)點處產(chǎn)生微裂紋,并沿晶界擴展,在 內(nèi)部介質(zhì)壓力的作用下,最終發(fā)生蠕變開裂。

3 結(jié)論及建議

爆口位于彎頭起彎處的向火面,符合長時超溫 爆裂特征。爆口處的顯微組織嚴重老化(球化級別 為5級),爆口周圍內(nèi)壁、外壁均有較多的縱向蠕變 裂紋,且均覆蓋有很厚的氧化層,外壁氧化層最大厚 度為530μm~557μm。彎頭向火面的開裂原因為 外壁結(jié)焦,導(dǎo)致彎頭局部長時過熱,過熱處管子的組 織、性能出現(xiàn)嚴重劣化使得局部發(fā)生蠕變,產(chǎn)生蠕變 裂紋,裂紋沿晶擴展。 

建議加強運行管理,跟蹤監(jiān)視受熱面金屬的壁 溫,嚴禁超溫運行。加強對鍋爐燃燒的調(diào)整,減小爐 膛煙的溫差,降低煙氣對受熱面管子的沖刷,防止因 火焰偏斜造成管子局部超溫。加強防磨、防爆檢查, 必要時取樣進行金相檢驗和氧化層檢查,評估受熱 面管子的服役壽命,對組織劣化嚴重的管子(球化級 別達到3級或3級以上),應(yīng)擇機進行更換,確保鍋 爐安全穩(wěn)定地運行。

參考文獻: 

[1] 國家能源局.火電廠用12Cr1MoV 鋼球化評級標準: DL/T773—2016[S].北京:中國電力出版社,2016.

<文章來源> 材料與測試網(wǎng) > 期刊論文 > 理化檢驗－物理分冊 > 58卷 > 5期 (pp:54-58)>