某600 MW超臨界機組末級過熱器泄漏原因分析

郝維勛， 譚舒平

(高效清潔燃煤電站鍋爐國家重點實驗室(哈爾濱鍋爐廠有限責(zé)任公司)，黑龍江 哈爾濱 150046)

某600 MW超臨界機組末級過熱器泄漏原因分析

郝維勛， 譚舒平

(高效清潔燃煤電站鍋爐國家重點實驗室(哈爾濱鍋爐廠有限責(zé)任公司)，黑龍江 哈爾濱 150046)

通過宏觀形貌觀察、化學(xué)成分檢測、力學(xué)性能檢測、顯微組織檢測、掃描電鏡形貌分析等方法，對某600 MW超臨界機組SA-213 TP347H末級過熱器彎頭泄漏原因進(jìn)行分析，確定泄漏彎頭內(nèi)弧側(cè)發(fā)生泄漏的裂紋由彎頭內(nèi)弧側(cè)的壓痕引起，在鍋爐高溫變負(fù)荷運行和震動條件下，裂紋萌生并擴展。鋼管彎制后未進(jìn)行有效的固溶處理對裂紋的萌生和擴展有促進(jìn)作用。

末級過熱器；泄漏；原因分析

我國的用電需求量逐年穩(wěn)步增長，2016年的全社會用電量達(dá)到59 198億k.Wh，同比增長5.0%；截止到2016年底，我國的發(fā)電裝機容量達(dá)到了16.5億kW，同比增長8.2%。伴隨著發(fā)電行業(yè)的迅猛發(fā)展和總裝機容量的逐年提高，用電量的增長速度低于裝機容量的發(fā)展速度，全國600 MW及以上電廠發(fā)電設(shè)備2016年的平均利用小時數(shù)同比降低了203 h，其中火電設(shè)備平均利用小時數(shù)同比降低199 h，僅為4 165 h，平均每臺設(shè)備每年的實際運行時間不足6個月。發(fā)電設(shè)備除檢修及計劃停運外，困擾發(fā)電廠的是設(shè)備故障被迫停運。發(fā)電設(shè)備三大主機故障率最高的就是鍋爐。本文通過對某600 MW超臨界機組SA-213 TP347H(規(guī)格Φ51×11 mm)末級過熱器彎頭泄漏原因進(jìn)行分析，包括宏觀觀察、化學(xué)成分、力學(xué)性能、顯微組織、掃描電鏡形貌分析等，確定發(fā)生泄漏的原因，為電站鍋爐的生產(chǎn)制造、安裝、運行及檢修等提供參考。

1 取樣及宏觀觀察

圖1 樣管宏觀形貌

發(fā)生泄漏的位置位于末級再熱器彎頭處，樣管宏觀形貌如圖1所示。彎頭弧頂中性面附近及內(nèi)弧側(cè)的泄漏點周圍均呈光滑圓弧狀形貌，是由其他鋼管蒸汽泄漏吹損所致，并非鋼管的原始泄漏點。裂紋在彎頭內(nèi)弧側(cè)外表面產(chǎn)生并沿周向擴展，穿透鋼管整個壁厚。裂紋總長約100 mm。 鋼管外壁存在少量氧化皮，未見明顯脹粗現(xiàn)象，彎頭內(nèi)弧側(cè)裂紋邊緣存在明顯壓痕，長度約15 mm， 寬度約1.5 mm，深度約0.2 mm。鋼管其他位置內(nèi)外表面光滑，無明顯表面缺陷。樣管彎頭內(nèi)弧側(cè)的穿透性裂紋是本次泄漏的直接原因。對樣管直管段及裂紋附近分別取化學(xué)成分、力學(xué)性能和金相組織試樣，對裂紋附近斷口取樣進(jìn)行宏觀形貌及掃描電鏡觀察。斷口宏觀形貌如圖2所示，宏觀觀察斷口處存在明顯放射狀的人字形條紋，并收斂于樣管外表面的壓痕處，初步判斷裂紋起源于該壓痕處。

圖2 斷口宏觀形貌

2 實驗分析及結(jié)果

2.1 化學(xué)成分檢測

化學(xué)成分檢測所用設(shè)備為OBLF QSN750型直讀光譜儀，試驗方法參照ASME SA-751[1]執(zhí)行，檢測結(jié)果如表1所示。發(fā)生泄漏的樣管化學(xué)成分符合所屬標(biāo)準(zhǔn)ASME SA-213[2]的要求，且實測值未接近標(biāo)準(zhǔn)要求的上下限。

2.2 力學(xué)性能檢測

力學(xué)性能檢測所用設(shè)備為WDW-300E萬能材料試驗機和THVS-50型維氏硬度計，試驗方法參照ASME SA-370[3]執(zhí)行。分別對樣管直管段母材進(jìn)行拉伸性能和硬度測試，對彎頭裂紋附近最大變形量處進(jìn)行硬度測試，結(jié)果如表2所示。樣管的力學(xué)性能符合所屬標(biāo)準(zhǔn)ASME SA-213的要求，彎頭處由于加工硬化，導(dǎo)致硬度偏高。

表2 力學(xué)性能

2.3 金相組織檢測

金相組織檢測所用設(shè)備為ZEISS Axiovert 200 MAT顯微鏡，試驗方法參照GB/T 13298[4]執(zhí)行。對直管段母材和彎頭裂紋附近的金相試樣進(jìn)行磨制、拋光，采用10%草酸水溶液電解腐蝕，其金相組織如圖3和圖4所示。母材的金相組織為奧氏體，晶粒度4.5級，符合所屬標(biāo)準(zhǔn)要求。裂紋附近的金相組織為奧氏體和大量滑移變形帶及應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，晶粒度與母材無明顯差異。金相組織未發(fā)現(xiàn)明顯的非正常加熱痕跡[5]。

圖3 母材金相組織

2.4 掃描電鏡觀察

掃描電鏡觀察所用設(shè)備為Apollo 300型掃描電子顯微鏡。根據(jù)對斷口的宏觀觀察，初步判斷裂紋起源于彎頭內(nèi)弧的壓痕處，因此對斷口距離表面壓痕較近處區(qū)域的形貌進(jìn)行SEM觀察，如圖5和圖6所示。斷口呈冰糖狀，斷裂方式為沿晶脆性斷裂，同時高倍下觀察晶內(nèi)存在大量小韌窩。斷口處未發(fā)現(xiàn)明顯的夾雜缺陷和腐蝕形貌。

表1 化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions (mass fraction) %

圖4 裂紋附近金相組織

圖5 斷口微觀形貌(低倍數(shù))

圖6 斷口微觀形貌(高倍數(shù))

3 分析與討論

1) 所測樣管的化學(xué)成分、力學(xué)性能和晶粒度均符合ASME SA-213標(biāo)準(zhǔn)的要求，說明樣管的理化性能滿足使用要求。

2) 裂紋附近金相組織存在大量滑移變形帶和應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，導(dǎo)致彎頭處的硬度大幅度升高，塑韌性下降[6]。存在大量的應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，同時彎頭處測得的硬度值高于標(biāo)準(zhǔn)值較多(見表2)，說明彎管加工后未進(jìn)行固溶處理或固溶處理不充分。SA-213 TP347H鋼管進(jìn)行彎管加工后，在1 100 ℃以上固溶處理，能夠消除冷加工帶來的滑移變形帶和應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，降低硬度，提高塑韌性，同時保證冷加工后鋼管的耐蝕性能。

3) 樣管的宏觀形貌觀察發(fā)現(xiàn)，裂紋附近存在明顯的壓痕，未發(fā)現(xiàn)其他明顯宏觀缺陷。斷口處放射狀的人字紋收斂于樣管外表面的壓痕處，說明裂紋由該處起源，其反方向即為裂紋的擴展方向，即裂紋由鋼管內(nèi)弧側(cè)外壁壓痕處起源。斷口微觀形貌呈冰糖狀，晶內(nèi)存在大量小韌窩，屬于典型的脆性斷裂，說明材料的塑性較差。形成壓痕后鋼管在壓痕處的截面尺寸突變，導(dǎo)致應(yīng)力分布不均，在該處產(chǎn)生較強的應(yīng)力集中。同時鋼管彎制加工過程中內(nèi)弧側(cè)壓縮變形量較大，生成大量滑移變形帶和應(yīng)變誘發(fā)馬氏體，塑韌性降低。未通過有效的固溶處理來降低硬度、提高塑韌性，在鍋爐長期高溫變負(fù)荷運行和震動工況下，會在壓痕處應(yīng)力集中強度最高的點首先形成微裂紋并繼續(xù)擴展，最終形成穿透性裂紋，應(yīng)力得以釋放[7]，鋼管發(fā)生泄漏。

4) 壓痕可能在鋼管彎制或安裝過程中形成，應(yīng)屬于個別現(xiàn)象，制造廠需加強生產(chǎn)制造過程管控和產(chǎn)品質(zhì)量檢查。

4 結(jié) 論

1) 鋼管彎制或安裝過程中形成的壓痕，加劇了彎頭處的加工硬化程度，并在局部形成應(yīng)力集中，在鍋爐高溫變負(fù)荷運行和震動條件下形成裂紋，是本次末級過熱器泄漏的直接原因。

2) 鋼管彎制后未進(jìn)行有效的固溶處理以降低硬度提高塑韌性，促進(jìn)了裂紋的萌生和擴展。

[1] ASME SA-751. 鋼制品化學(xué)分析方法、試驗操作和術(shù)語[S].

ASME SA-751. Specification for test methods, practices, and terminology for chemical analysis of steel products[S].

[2] ASME SA-213. 鍋爐、過熱器和換熱器用無縫鐵素體和奧氏體合金鋼管子[S].

ASME SA-213. Specification for seamless ferritic and austenitic alloy-steel boiler, superheater, and heat-exchanger tubes[S].

[3] ASME SA-370. 鋼制品力學(xué)性能試驗的標(biāo)準(zhǔn)試驗方法和定義[S].

ASME SA-370. Standard test methods and definitions for mechanical testing of steel products[S].

[4] GB/T 13298. 金屬顯微組織檢驗方法[S].

[5] 莫燁強,羅建成,孫亮. 煉廠燃油鍋爐屏式過熱器管失效分析[J]. 失效分析與預(yù)防,2014,9 (5):280-282.

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YANG Fan, HUANG Jianlong. Study on strain induced martensite in 304 austenitic stainless steel[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment,2012,33(3):104-109.

[7] 王甲安,李劍平,李建. 600 MW超臨界機組SA-213TP347H高溫再熱器頻繁泄漏原因探究[J]. 材料熱處理學(xué)報,2015,36(I):122-127.

WANG Jiaan, LI Jianping, LI Jian. Failure analysis of tube-burst of SA-213TP347H high-temperature reheater of 600MW supercritical unit[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment, 2015,36(I):122-127.

Cause analysis of final superheater leakage of a 600 MW supercritical unit

HAO Weixun，TAN Shuping

(State Key Laboratory of Efficient and Clean Coal-fired Utility Boilers(Harbin Boiler Company Limited),Harbin 150046,China)

The causes of SA-213 TP347H final superheater elbow leakage of of a 600 MW supercritical unit are analyzed by macroscopic observation, chemical composition detection, mechanical property detection, microstructure detection and scanning electron microscopy (SEM) and other ways. It is determined that the cracks leaked in the inner arc side of the elbow are caused by the indentation of the elbow inner arc. The crack initiation and expansion emerges under the high temperature variable load operation and vibration condition of the boiler. After the bending of the steel pipe, the effective solution treatment promotes the initiation and expansion of the crack.

final superheater; leakage; cause analysis

2017-07-06。

郝維勛(1985—),男,工程師,主要從事電站鍋爐用材料的檢驗及失效分析工作。

TK229

A

2095-6843(2017)05-0450-03

(編輯陳銀娥)