干熄焦鍋爐吊頂管爆裂的原因

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(江蘇省(沙鋼)鋼鐵研究院，張家港 215625)

干熄焦(CDQ)鍋爐是干熄焦工藝的重要組成部分，其工作原理是鍋爐在吸收惰性循環(huán)氣體的熱量后，將熱量傳給鍋爐給水，產(chǎn)生蒸汽，再把蒸汽送給熱用戶，用于供熱和發(fā)電，以達到循環(huán)利用、節(jié)省能源的目的[1-2]。爆管是干熄焦鍋爐生產(chǎn)中性質(zhì)嚴重的故障之一[3]，分析爆管原因，對于預防爆管事故，確保生產(chǎn)安全具有重要意義。

某廠干熄焦鍋爐吊頂管在未被防磨罩覆蓋一側(cè)發(fā)生爆裂。吊頂管材料為12Cr1MoV，尺寸為φ51 mm×7 mm；工作區(qū)域為鍋爐內(nèi)部貼近爐壁位置；運行時間為6.57×105h。吊頂管管內(nèi)為飽和蒸汽，溫度為330 ℃，壓力13.5 MPa；吊頂管管外為惰性循環(huán)氣體(高溫煙氣)，主要成分為N2，其余成分(質(zhì)量分數(shù))為：1.3% H2,6.3% CO,16.7% CO2,7% H2O。煙氣溫度為900～950 ℃，煙氣壓力為-840 Pa。本工作對爆管原因進行了分析。

1 理化檢驗

1.1 宏觀形貌

吊頂管爆口宏觀形貌如圖1(a)所示，爆口呈“薄唇式”爆口特征[4]，爆口沿鋼管縱向開裂，爆口處有略微脹粗現(xiàn)象。爆管正面無防磨罩保護，爆口附近最外層氧化皮已經(jīng)脫落，斷口已經(jīng)嚴重銹蝕。爆管背面有防磨罩保護，其氧化皮未脫落，如圖1(b)所示。同時，遠離爆口的管壁橫截面也未見減薄。

(a) 爆管正面

(b) 爆管背面圖1 爆管的宏觀形貌Fig. 1 Macro morphology of the burst tube at the front (a) and back (b)

1.2 化學成分

采用直讀光譜儀對失效鋼管進行化學成分分析，結(jié)果如表1所示，對比標準GB 5310-2008《高壓鍋爐用無縫鋼管》可見，材料的化學成分符合標準要求，成分未見異常。

表1 失效鋼管的化學成分Tab. 1 Composition of the failure tube %

1.3 微觀形貌

沿圖1(a)所示實心框取樣，用掃描電鏡(SEM)對爆口邊緣外表面形貌觀察發(fā)現(xiàn)，該區(qū)域可見多處腐蝕坑。如圖2所示。

圖2 爆口附近SEM形貌Fig. 2 SEM morphology near burst location

用附帶的能譜儀對爆口附近及稍遠位置的外表面進行化學成分分析，能譜位置見圖3，能譜結(jié)果見表2。由表2可見：爆口外壁附著物均含有硫元素及鋁、硅、鈣等雜質(zhì)元素，說明吊頂管外側(cè)煙氣具有一定的腐蝕性[2]。對爆口附近內(nèi)表面進行能譜分析(圖略)，能譜結(jié)果見表3。由表3可見:測試結(jié)果中并未發(fā)現(xiàn)硫元素，內(nèi)表面附著物主要為氧化皮，并已皸裂，這是由于局部過熱時鋼管基體材質(zhì)與氧化皮熱膨脹系數(shù)不一致，以及爆管時拉伸作用所導致的。

(a) 爆口附近

(b) 距爆口稍遠位置圖3 爆口外表面附近和距爆口稍遠位置附著物能譜分析結(jié)果Fig. 3 EDS results of the attachment on the external surface near (a) and far from (b) the burst location

表3 爆口附近內(nèi)表面附著物能譜分析結(jié)果Tab. 3 EDS results of the attachment on the internal surface of the burst location %

由于爆口嚴重銹蝕，斷口特征不易觀察，因此，將圖1所示實心框處的樣品敲斷，對斷口銹蝕部分的附著物進行能譜定性分析，在斷口處也發(fā)現(xiàn)硫等元素，推測此處的硫元素可能是爆管后煙氣腐蝕所致。為了進一步證明硫元素的來源，特對干熄焦二次除塵灰中碳、硫含量進行分析，分析結(jié)果如下:碳的質(zhì)量分數(shù)為82.1%，硫的質(zhì)量分數(shù)為1.1%。由此可推斷，爆口外壁及斷口上的硫元素極可能源自經(jīng)過焦炭的循環(huán)氣體。

1.4 X射線衍射分析

分別在爆口附近及爆口背面位置取樣，對樣品的內(nèi)外表面進行X射線衍射分析，物相分析結(jié)果如圖4所示。由圖4可見：爆口外表面主要物相構成為Fe3O4、FeO、Fe，而爆口內(nèi)表面主要物相均為Fe3O4。在高溫環(huán)境中，鋼管煙氣側(cè)會形成三層連續(xù)的由外向內(nèi)依次為Fe2O3、Fe3O4、FeO具有保護性的氧化膜[5]，F(xiàn)e2O3極為松散，受到煙氣或蒸汽沖刷均極易脫落，因此爆口內(nèi)外表面均未檢測到Fe2O3。

圖4 爆口處樣品的X射線衍射譜圖Fig. 4 XRD patterns of the sample from the burst location

1.5 金相形貌

為了便于比較，按照圖1(a)、圖1(b)虛線框所示位置分別取樣,對爆口區(qū)域和吊頂管爆管背面進行金相分析，橫截面進行組織觀察，縱截面進行夾雜物觀察。

對爆口區(qū)域橫截面樣品鑲嵌、磨拋后進行觀察，在鄰近爆口區(qū)域外表面未觀察到氧化皮，說明氧化皮已脫落，且表面可見多處凹坑，如圖5(a)所示；而在鄰近爆口區(qū)域內(nèi)表面存在一定厚度的氧化皮，表面狀態(tài)較為平整，如圖5(b)所示。這均與掃描電鏡及X射線衍射分析結(jié)果相符。對吊頂管背面橫截面樣品鑲嵌、磨拋后進行觀察，內(nèi)外表面均觀察到氧化皮，且氧化皮較致密，如圖6所示，對比爆口區(qū)域橫截面樣品可知，爆口區(qū)域內(nèi)外表面氧化皮均已脫落，但外表面脫落更加嚴重。

(a) 外表面

(b) 內(nèi)表面圖5 鄰近爆口位置外表面和內(nèi)表面形貌Fig. 5 Morphology of the external surface (a) and the internal surface (b) near the burst location

分別對爆口區(qū)域、爆管背面的縱截面樣品鑲嵌、磨拋，按照GB/T 10561-2005進行非金屬夾雜物評級，結(jié)果分別評為DS1級和B2e級。分別對爆口區(qū)域、爆管背面的橫截面樣品鑲嵌、磨拋后，用4%(體積分數(shù))硝酸酒精腐蝕進行組織觀察，結(jié)果如圖7所示?？梢姡诟浇氨鼙趁娼M織均為兩相區(qū)組織，碳化物均已球化，爆管背面金相組織存在輕微奧氏體化，碳化物含量較少，爆口附近金相組織奧氏體化程度較高，碳化物含量較多，說明吊頂管爆口處溫度過高，其組織中有碳化物析出并長大[6]，而正常組織應為鐵素體和少量細小的珠光體構成[7]，且晶粒均勻。由此可見，爆口處組織老化，也是其力學性能降低的重要原因。

(a) 外表面

(b) 內(nèi)表面圖6 遠離爆口位置外表面和內(nèi)表面形貌Fig. 6 Morphology of the external surface (a) and the internal surface (b) far from the burst location

(a) 爆口附近橫截面樣品

(b) 爆管背面位置橫截面樣品圖7 爆口附近及爆管背面位置金相組織Fig. 7 Microstructure of cross sections of the burst location (a) and the back of the failure tube (b)

爆口處橫截面宏觀金相組織如圖8(a)所示，爆口處管壁已減薄至約1.5 mm，內(nèi)表面較外表面更為光滑。如圖8(a)矩形框位置所示，分別對爆管表面凹坑附近組織、鄰近斷口附近組織、距離斷口稍遠位置組織進行金相顯微組織觀察。結(jié)果表明：爆管外表面附近晶粒較為粗大，存在脫碳現(xiàn)象，凹坑有沿晶界深入的趨勢，且該處未能觀察到明顯氧化皮，爆口附近晶粒被拉長；但在距離斷口稍遠位置，晶粒變形程度已大為減弱。由此可知，爆口附近晶粒變形區(qū)域較小。

2 爆管原因分析

GB 5310-2008《高壓鍋爐用無縫鋼管》規(guī)定，鋼管中A、B、C、D各類夾雜物的細系級別和粗系級別均不應大于2.5級，DS類夾雜物不應大于2.5級，而夾雜物評定結(jié)果僅有DS1級和B2e級。由此可見，所檢樣品夾雜物級別滿足標準要求。同時，由表1可見，失效鋼管的化學成分也滿足標準要求，說明鋼管材質(zhì)是符合要求的。

通過對爆口附近橫截面樣品進行金相檢驗(圖8所示)，發(fā)現(xiàn)爆管斷口附近外表面存在許多凹坑，結(jié)合爆口附近外表面附著物的能譜分析結(jié)果(表2)，即爆口外表面含有硫元素，又知管外受到900～950 ℃的高溫煙氣作用，因此可推知爆口外表面受到煙氣的高溫硫化腐蝕[5]，該處的凹坑即為煙氣腐蝕所留下的腐蝕坑。而爆口內(nèi)表面附著物未檢測出硫元素(表3所示)，且內(nèi)表面比較平滑，未觀察到明顯凹坑，如圖8(a)所示，說明爆口內(nèi)表面基本未受到腐蝕。結(jié)合以上分析與圖8(b)金相照片可知，由于爆管外表面為靠近高溫煙氣側(cè)，溫度較高，導致爆口外表面附近晶粒粗大及存在一定程度的脫碳現(xiàn)象；又由于硫元素會以直接滲透的方式穿過氧化膜，使氧化膜疏松、開裂、脫落，并沿金屬晶界滲透，促使內(nèi)部硫化[5]，因此，腐蝕坑有沿晶界向基體擴展趨勢。由X射線衍射分析結(jié)果可知，爆口外表面除了Fe3O4物相外，還存在FeO物相和基體的Fe物相，爆口內(nèi)表面只檢測到Fe3O4物相，說明爆口外表面的氧化皮已被煙氣腐蝕脫落，進而露出基體，基體進一步被氧化，再被腐蝕脫落，循環(huán)往復，最終導致鋼管爆管部位減薄，降低了管壁的承壓能力，而爆口內(nèi)表面不存在氧化皮腐蝕脫落的情況。由此可知，腐蝕作用主要發(fā)生在鋼管外表面，這進一步說明，鋼管被逐漸減薄是從外表面開始的。

(a) 爆口處宏觀形貌

(b) 爆管表面凹坑附近微觀形貌

(c) 鄰近斷口附近微觀形貌

(d) 距離斷口稍遠位置微觀形貌圖8 爆口附近宏觀和微觀金相組織Fig. 8Macro and micro structure near the burst location；(a) macro-morphology at burst loctation; (b) microstructure near the pits of the external surface; (c) the fracture near the burst location; (d) the fracture far from the burst location

TSG0001-2012《鍋爐安全技術監(jiān)察規(guī)程》規(guī)定，牌號為12Cr1MoV的鍋爐用鋼，使用壁溫不應超過580 ℃。由失效吊頂管的工作環(huán)境知，管內(nèi)飽和蒸汽溫度為330 ℃，盡管管外煙氣溫度為900～950 ℃，但由于管內(nèi)蒸汽的降溫作用，外加現(xiàn)場提供的信息可知，管壁壁溫差應在100 ℃以內(nèi)，壁溫一般不會超過580 ℃，理論上不存在超溫的情況。吊頂管之所以在靠近爐壁位置爆裂，而不是在其他位置爆裂，可能是由于高溫煙氣被爐壁阻擋而滯積，流通不暢，導致該處實際溫度超過580 ℃，甚至達到了兩相區(qū)溫度，形成了兩相區(qū)組織，如圖7所示。同時，煙氣雜質(zhì)含量也高于其他位置，因此，該處所受煙氣沖刷較劇烈，受高溫煙氣的影響也明顯高于其他位置。文獻[6]指出，12Cr1MoV珠光體耐熱鋼在540℃下服役3.65×105h后含鉻碳化物析出就會很明顯。而該失效吊頂管卻在更高溫度下運行了6.57×105h，因此，大量碳化物析出，降低了固溶體中合金元素的含量，進一步降低了鋼管的力學性能。

倘若主要因為鋼管局部超溫服役而導致爆管，要將7 mm厚的管壁減薄至1.5 mm，則爆管變形脹粗的情況一定要嚴重得多，而不是像圖1(a)所示的爆口那樣，只有輕微的脹粗。由此可反證，局部超溫服役不是鋼管爆管的主要原因。由圖8可知，爆口附近具有變形晶粒的區(qū)域較小，說明爆管開始時，管壁已經(jīng)大為減薄。因此，帶腐蝕性的高溫煙氣對鋼管的沖蝕，導致吊頂管管壁減薄，是導致爆管的主要原因[8]。

當鋼管管壁減薄到一定程度，承壓能力大大降低，加之局部超溫也在一定程度降低了鋼材的力學性能，同時在管內(nèi)蒸汽壓力的作用下，材料負荷到達極限，最終導致爆管。在爆管的瞬間，爆口附近組織受到拉伸作用，因此形成如圖8(c)所示的變形晶粒。

3 結(jié)論

一系列理化分析結(jié)果表明，干熄焦鍋爐吊頂管用材料是合格的。失效鋼管在局部高溫環(huán)境中工作較長時間后，導致碳化物析出并長大，在一定程度上降低了其力學性能。鋼管爆裂的主要原因是由于受到具有腐蝕性的高溫煙氣的腐蝕，氧化皮脫落，基體暴露于高溫煙氣環(huán)境中，進一步氧化，繼而氧化皮再次遭到腐蝕脫落，如此循環(huán)往復，導致管壁減薄，降低了管壁的承壓能力，最終不能承受管內(nèi)蒸汽壓力的作用，而產(chǎn)生爆管現(xiàn)象。

建議定期檢查和更換吊頂管，避免因爆管而帶來更大危害；或者在爐壁附近位置選用更耐高溫、耐腐蝕材質(zhì)的鍋爐用鋼管，在吊頂管靠近爐壁一側(cè)加蓋防磨罩等方式進行改進，以延長干熄焦鍋爐吊頂管的使用壽命。

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