摘 要:某國產火焰鍋爐投產運行一個月后,屏式過熱器管發(fā)生爆管泄漏.通過宏觀檢驗、化學 成分分析、硬度測試、金相檢驗、掃描電鏡及能譜分析等方法對過熱器管發(fā)生爆管的原因進行了分 析.結果表明:爆管為長時間超溫運行所致,過熱器管接頭環(huán)焊縫內部的焊瘤阻礙了蒸汽流動,同 時氧化皮影響了熱量傳遞,導致管壁局部長時間過熱;爆口處顯微組織嚴重老化,且有明顯蠕變損 傷,降低了管材的強度,管壁承壓能力下降,最終導致爆管泄漏.
關鍵詞:超臨界鍋爐;過熱器管;T９１鋼;超溫運行;爆管;泄漏
中圖分類號:TM６２１．２ 文獻標志碼:B 文章編號:１００１Ｇ４０１２(２０２０)０２Ｇ００４４Ｇ０４
為提高發(fā)電效率、降低成本、實現(xiàn)節(jié)能降耗,發(fā) 展大容量、高參數的超臨界、超超臨界機組是我國火 力發(fā)電機組的主要趨勢,這對電站關鍵部件的金屬 材料性能提出了更高的要求.傳統(tǒng)低鉻和鉻鉬系列 電站鍋爐用鋼的工作溫度和高溫強度較低,無法適 應高參數機組部件承受高溫、高壓的需求.因此,必 須開發(fā)新型耐高溫、高壓、腐蝕的鍋爐用鋼.T９１鋼 是在９Cr１Mo鋼的基礎上適當降低碳含量,并加入 礬、鈮、氮等合金化元素進行微合金化處理,同時嚴 格控制硫、磷元素含量而得到的新型馬氏體耐熱鋼. T９１鋼具有優(yōu)異的高溫持久強度和良好的高溫抗氧 化及耐腐蝕性能,同時還具有良好的韌性及焊接性 能,自引入我國之后,被用于壁溫不高于６００℃的過 熱器及再熱器管材[１Ｇ２].
隨著大容量、高參數機組的投產運行,鍋爐四管 (水冷壁管、過熱器管、再熱器管、省煤器管)泄漏問 題尤為突出,約占國內鍋爐事故的２/３ [３Ｇ４].為提高 火電機組安全,實現(xiàn)經濟運行,對四管泄漏事故的分 析及預防尤為重要.
某國產６００ MW 超臨界 W 型火焰鍋爐投產運 行僅一個月,屏式過熱器管就發(fā)生了爆管泄漏.該 過 熱 器 管 的 材 料 為 SA２１３ＧT９１ 鋼,規(guī) 格 為 ?３８mm×９mm.爆口位于彎頭外弧面,彎曲角度 約１５０°,泄漏位置如圖１所示.為查明過熱器管爆 管泄漏的原因,筆者對其進行了檢驗和分析.
１ 理化檢驗
１．１ 宏觀檢驗
對發(fā)生爆管的過熱器管進行宏觀形貌觀察,由 圖２可見,爆口位于彎頭外弧面處,爆口呈鼓包狀, 沿縱向開裂,長度約為３０mm,最寬處約為０．５mm, 爆口處管段脹粗部位最大直徑約為４４．９２mm;爆口 邊 緣 呈 鈍 邊,壁 厚 有 所 減 薄,最 薄 處 壁 厚 約 為 １．３６mm;爆口周圍外表面存在大量沿縱向開裂(平 行于爆口)的氧化皮.將管件沿縱向剖開后,在爆口 處的管內表面也發(fā)現(xiàn)有大量縱向平行分布的樹皮狀 裂紋,且 有 龜 裂、脫 落 現(xiàn) 象,呈 典 型 過 熱 特 征,見 圖２b).爆口背 側 管 樣 內、外 表 面 無 宏 觀 裂 紋,見 圖２c).距爆口約１７cm 處的接頭環(huán)焊縫內部存在 焊瘤,見圖２d),焊瘤的存在導致過熱器管內部通路 變窄,氣流通行受阻.
１．２ 化學成分分析
對發(fā)生爆管的過熱器管取樣進行化學成分分析. 由表１可知,其鉻含量略高于 ASMEA２１３/A２１３M－ １８StandardSpecificationforSeamlessFerriticand Austenitic AlloyＧsteel Boiler,Superheateater,and HeatＧexchangerTubes 和 GB/T５３１０－２０１７«高壓鍋 爐用無縫鋼管»對SA２１３ＧT９１鋼的要求,其他各元素 含量均在標準要求的范圍內.
１．３ 硬度測試
按照 GB/T２３１．１－２０１８«金屬材料 布氏硬度 試驗 第１部分:試驗方法»,采用 HBEＧ３０００A 型電 子布氏硬度計對過熱器管的不同位置取樣進行硬度測試,每個位置測試３次,取平均值.由表２可知過 熱器管 在 爆 口 處 及 爆 口 附 近 的 布 氏 硬 度 均 低 于 ASMESA２１３－２０１８中對 T９１鋼布氏硬度要求范 圍的下限值(１９０ HBW),其中爆口處的硬度最低, 僅為１５８．３HBW.
１．４ 金相檢驗
將硬度測試的試樣經過打磨、拋光、浸蝕后,利 用 LeicaDM２５００M 型光學顯微鏡進行微觀形貌觀 察,結果如圖３和圖４所示.T９１鋼的正常組織應 為細小的回火板條馬氏體,由于馬氏體發(fā)生相變,馬 氏體晶粒內會形成大量的亞晶,使位錯密度增大,晶 粒高度細化,晶界上彌散分布著 M２３C６型和 MC 型 合金碳化物.而由圖３可見,該管爆口處顯微組織 為鐵素體＋碳化物顆粒,馬氏體位向難以辨認,組織 完全老化;由圖４可見,距爆口約１０cm 處的顯微組 織中板條馬氏體位向明顯分散,局部出現(xiàn)等軸狀晶 粒,組織亦老化明顯.
１．５ 掃描電鏡及能譜分析
使用 TescanVEGA３LMU 型 掃 描 電 子 顯 微 鏡(SEM)對過熱器管的爆口處進行觀察.由圖５ 可知,過熱器管組織老化主要表現(xiàn)為:馬氏體板條 的浮凸形貌 基 本 消 失,轉 化 為 呈 多 邊 體 狀 的 等 軸 鐵素體;碳化物含量增高,且在鐵素體晶內和晶界 上偏聚長 大 呈 珠 狀 分 布.此 外,部 分 區(qū) 域 還 可 觀 察到蠕變裂 紋,裂 紋 多 萌 生 于 晶 粒 交 界 和 粗 大 析 出相形成處.
利用 OxfordXＧact型能譜儀對過熱器管爆口 處的析出相進行定性分析.析出相形貌及分析位置 見圖６.結果顯示其主要合 金 元 素 為 鉻、鉬,結 合 T９１ 鋼 中 析 出 相 的 形 成 特 點 可 知,該 析 出 相 為 M２３C６型碳化物.
過熱器管爆口處及爆口背側內外表面均存在 氧化層,以爆口處內壁氧化皮為例進行 SEM 觀察 分析.由圖 ７ 可 見,氧 化 皮 分 為 內、外 兩 層,外 層 氧化皮較為 疏 松,靠 近 基 體 的 內 層 氧 化 皮 更 加 致 密.富鉻的 內 氧 化 層 為 保 護 性 氧 化 膜,使 基 體 材 料具有較好 的 抗 高 溫 氧 化 能 力,而 外 氧 化 層 的 抗 氧化能力較差[５].當過熱器管在高溫下服役生成 的氧化皮達 到 一 定 厚 度,溫 度 波 動 或 應 力 變 化 就 會使其發(fā)生脫落.
２ 分析與討論
過熱器管爆口宏觀形貌具有典型的長時過熱開 裂特征,環(huán)焊縫內壁存在的焊瘤致使該管段氣流通 行受阻,蒸汽流量減少導致管內蒸汽溫度升高,易引 起超溫運行.
T９１鋼中的碳是起固溶強化作用最明顯的元 素;鉻主要用于提高鋼的抗氧化性和耐腐蝕能力;鉬 的再結晶溫度很高,是影響高鉻耐熱鋼高溫蠕變斷 裂強度的重要合金元素;釩的加入能與碳形成細小 而穩(wěn)定的合金碳化物.T９１鋼較低的碳含量可以保 證鋼的塑形、工藝性能以及碳化物的穩(wěn)定性,細小彌 散分布的 M２３C６型碳化物和 MX相是其熱強性能高 的主要原因.但鉻、鉬元素高溫時易從基體向碳化 物中轉移,引起 M２３C６型碳化物顆粒的粗化,不利于 碳化物的熱穩(wěn)定性.添加礬、鈮、氮元素可以使鋼中 析出細小彌散的 MX 相,其與碳固溶的同時會阻止 鉻、鉬從基體向碳化物中轉移,提高鋼的高溫持久強 度.因此,過高的溫度和鉻含量不利于 M２３C６ 型碳 化物的熱穩(wěn)定性.
由硬度測試結果可知,爆口位置及其附近的硬 度低于標準要求的最小值.王學等[６]的研究成果表 明,T９１鋼硬度的顯著下降是由于 M２３C６ 型碳化物 的快速粗化導致位錯密度迅速降低,因此可用硬度 來判斷 T９１鋼組織的老化程度.T９１鋼的正常組 織應為細小的回火板條馬氏體,正火＋回火熱處理 實現(xiàn)了板條馬氏體強化、界面強化、位錯強化、顆粒 強化與固溶強化的復合強化效應[７].而該過熱器管 爆口處組織老化,馬氏體位向的分散破壞了 T９１鋼 的強度.
金屬材料的性能是由合金的成分及微觀組織結 構決定的,在長時間高溫和應力作用下,顯微組織的 老化和蠕變損傷引起了管材強度的下降,同時使得 材料硬度降低,這與硬度測試結果一致.對于該過 熱器,其組織中馬氏體板條的消失說明板條內高密 度位錯數量減少;合金元素由固溶體向碳化物轉移, 材料固溶強化效果下降;組織老化后聚集在晶界的 大顆粒碳化物使得晶界強化效果下降.碳化物相成 分的變化表明合金中的鉻、鉬元素隨時間的延續(xù)從 基體轉移至碳化物中,并使碳化物逐漸長大、粗化, 削弱了鉻、鉬元素的固溶強化作用,而聚集在晶界的 粗大碳化物則導致材料界面強化效果下降.
氧化皮分析結果表明,該過熱器管在運行期間 存在內、外壁氧化的現(xiàn)象,尤其是內壁形成的蒸汽氧 化層阻隔了蒸汽介質與管壁金屬的熱量交換,導致 管的熱傳導性能惡化,使得該管段實際使用溫度隨 運行時間的增加不斷升高.過熱器管內外壁的氧化 現(xiàn)象導致壁厚隨運行時間逐漸減薄,這意味著管壁 承受的應力將不斷升高[８].溫度和應力狀態(tài)的變化 使得管材老化和蠕變損傷加劇,從而導致材料強度 降低.
３ 結論
(１)該鍋爐屏式過熱器管發(fā)生爆管泄漏主要是 由于管的環(huán)焊縫內部存在焊瘤,蒸汽流通不暢,造成 管材超溫運行.此外,過熱器管內壁氧化皮熱阻較 大,影響蒸汽介質與管壁金屬的熱量交換,加劇了超 溫現(xiàn)象.
(２)超溫運行導致過熱器管顯微組織老化,組 織中板條馬氏體分解,M２３C６ 型碳化物在鐵素體晶 內和晶界上偏聚長大,管材的強度,管壁承壓能力下 降,最終導致過熱爆管.
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