某電廠鍋爐高溫過熱器管泄漏原因

張鴻武, 楊東旭, 岳增武, 邵明星

(1.山東電力工業(yè)鍋爐壓力容器檢驗中心有限公司, 濟南 250003；2.國網(wǎng)山東省電力公司電力科學研究院, 濟南 250003)

12Cr2MoWVTiB鋼是低碳、低合金貝氏體型耐熱鋼，具有優(yōu)良的力學性能、工藝性能及抗氧化性能，其原始顯微組織為粒狀貝氏體，主要用于壁溫小于600 ℃的亞臨界鍋爐過熱器管、再熱器管及其他耐熱部件[1]。耐熱鋼在高溫高壓下長期運行，會發(fā)生老化現(xiàn)象，如果運行工況惡化，則可能提前失效，嚴重影響機組的安全。據(jù)粗略統(tǒng)計, 鍋爐4管(鍋爐水冷壁、過熱器、再熱器和省煤器)泄漏事故約占國內(nèi)鍋爐事故的2/3,是影響火電機組安全運行的最主要因素之一[2-6]。

某電廠一臺SG 1025/17.40-M851型鍋爐，于2003年11月投產(chǎn)，鍋爐出口的蒸汽溫度為540 ℃。2019年11月，再熱器溫度偏差大，經(jīng)爐內(nèi)檢查，發(fā)現(xiàn)高溫過熱器東數(shù)第10排入口管屏的南數(shù)第7根管在距頂棚管約3.5 m處爆管而發(fā)生泄漏。該高溫過熱器管的材料為12Cr2MoWVTiB鋼，規(guī)格為φ54 mm×8 mm。

為找出該高溫過熱器的泄漏原因，對爆口管段取樣進行檢驗和分析，以期類似事故不再發(fā)生。為方便取樣，將該管段分割為兩部分，取樣位置如圖1所示，管段原始結(jié)構(gòu)為管段2A與管段1B相連接。

圖1 取樣位置示意圖Fig.1 Diagram of sampling positions

1 理化檢驗

1.1 宏觀觀察

爆口朝正西稍偏南，爆口處產(chǎn)生反沖擊力，管子自頂棚以下向東彎折，爆口沿軸向開裂，邊緣鋒利，管子脹粗明顯，減薄較多，開口較大，呈喇叭狀，縱向開口長約50 mm，最大寬度約130 mm，斷裂面光滑、平整，內(nèi)壁光潔，內(nèi)外壁均無過厚的氧化皮，如圖2所示。

從東數(shù)第10屏，穿過東數(shù)第9屏北數(shù)第9和第10根管之間縫隙，然后沿東數(shù)第8屏至第1屏北數(shù)第8和第9根管之間縫隙，頂在東側(cè)墻后屏橫向固定管的橫管部分。后屏固定管輕度彎折，在撞擊點北側(cè)，后屏固定管和固定支撐碰撞，機械受損情況較

圖2 過熱器管爆口宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of the superheater tube burst

重。東數(shù)第1屏入口聯(lián)箱管排頂棚下600 mm處有4根管被吹損，厚度最薄處，北數(shù)第6根4.7 mm,第7根4.6 mm,第8根4.5 mm,第9根5.3 mm。

另外，觀察到該根管子頂棚上部靠近出口聯(lián)箱的部位，顏色明顯不同于周圍的其他管子，顯示有過熱跡象。

1.2 化學成分分析

使用SPECTROTEST型定量光譜儀，對爆口管段進行化學成分分析，結(jié)果見表1?？梢姳诠芏蔚幕瘜W成分符合GB/T 5310—2017《高壓鍋爐用無縫鋼管》對12Cr2MoWVTiB鋼的成分要求。

表1 過熱器管爆口管段的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Tab.1 Chemical compositions of the superheater tube burst section (mass fraction) %

1.3 金相檢驗

對取金相試樣的4個橫截面(取樣位置見圖1)分別進行金相檢驗，拋光方法為機械拋光，浸蝕液采用4%(體積分數(shù))的硝酸酒精溶液，使用Axio Vert A1型金相顯微鏡觀察其顯微組織。依據(jù)DL/T 884—2004《火電廠金相檢驗與評定技術(shù)導則》對顯微組織進行老化評級。

橫截面2距爆口邊緣2 mm處的顯微組織(見圖3)為貝氏體+少量碳化物，晶粒沿爆口的變形方向被拉長。 橫截面2距爆口邊緣20 mm(見圖4)處和50 mm處(見圖5)以及爆口背面(見圖6)的顯微組織均為貝氏體+少量碳化物。橫截面1向火側(cè)(見圖7)、橫截面3向火側(cè)(見圖8)及橫截面4向火側(cè)(見圖9)的貝氏體形態(tài)基本消失，其顯微組織為鐵素體+碳化物，老化評級為4～5級。

圖3 距爆口邊緣2 mm處的顯微組織形貌Fig.3 Microstructure morphology at 2 mm awayfrom the edge of burst

圖4 距爆口邊緣20 mm處的顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology at 20 mm awayfrom the edge of burst

圖5 距爆口邊緣50 mm處的顯微組織形貌Fig.5 Microstructure morphology at 50 mm awayfrom the edge of burst

圖6 爆口背面的顯微組織形貌Fig.6 Microstructure morphology of the backside of the burst

圖8 橫截面3向火側(cè)的顯微組織形貌Fig.8 Microstructure morphology of the fireside of the cross section 3

圖9 橫截面4向火側(cè)的顯微組織形貌Fig.9 Microstructure morphology of the fireside of the cross section 4

1.4 拉伸試驗

取拉伸試樣(取樣位置如圖1所示)，使用WDW-300E型試驗機對其進行拉伸試驗，結(jié)果見表2。可見取樣管段的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率均滿足GB/T 5310—2017對12Cr2MoWVTiB鋼的要求。

表2 過熱器管的拉伸試驗結(jié)果Tab.2 Tensile test results of the superheater tube

2 分析與討論

經(jīng)宏觀觀察可知，爆口斷裂面光滑、平整，開口呈喇叭狀，脹粗明顯，爆口邊緣減薄明顯，管子內(nèi)外壁無過厚的氧化皮。經(jīng)化學成分分析可知，爆口管段的化學成分在標準允許范圍之內(nèi)，不存在材料錯用或者化學成分不合格的情況。經(jīng)金相檢驗可知，爆口邊緣、爆口邊緣附近區(qū)域及爆口背面的顯微組織為貝氏體+碳化物，貝氏體形態(tài)明顯，其中爆口邊緣由于爆管時變形較大，晶粒被拉長；遠離爆口的顯微組織老化評級為4～5級。因此爆口截面的顯微組織為相變后重結(jié)晶組織。 經(jīng)拉伸試驗可知，兩處取樣位置的屈服強度、抗拉強度和斷后伸長率均在標準允許范圍之內(nèi)，但從試驗結(jié)果可知，管段1(距爆口較近)與管段2(距爆口較遠)相比較，管段1的屈服強度和抗拉強度均明顯降低。

分析認為，該次事故的發(fā)生可能是因為異物堵塞(如內(nèi)壁氧化皮堆積等)，使管子內(nèi)的冷卻介質(zhì)(蒸汽)流量過低，造成管壁冷卻條件惡化，使管壁的溫度在短時間內(nèi)突然上升，超過12Cr2MoWVTiB鋼的相變溫度，管子原始狀態(tài)的貝氏體和鐵素體開始奧氏體化，造成管壁的強度急劇下降，在內(nèi)部蒸汽壓力的作用下，產(chǎn)生塑性變形，管徑脹粗、管壁減薄。管壁的減薄使管壁應力進一步升高，加大了管壁發(fā)生塑形變形的可能性和加深了管壁減薄的程度[7]。當管壁內(nèi)的應力達到該鋼在此溫度的抗拉強度時，管壁發(fā)生剪切斷裂而爆破；爆破時，管內(nèi)蒸汽迅速噴出，對過熱的管壁形成較為快速的冷卻作用。由于介質(zhì)本身具有一定的溫度(入口段蒸汽溫度為500 ℃～530 ℃)，在這種較快的冷卻速度下，過冷奧氏體發(fā)生中溫轉(zhuǎn)變[8]，形成粒狀貝氏體，見截面2的顯微組織，同時也可看出，與截面1，3，4相比，截面2(爆口位置)的顯微組織中的碳化物顆粒較少。

而距離爆口稍遠一些的部位(如截面1，3，4)，在爆管前也存在過熱現(xiàn)象，但管壁溫度低于爆口部位，且未達到相變溫度，因而未發(fā)生相變，但發(fā)生了組織老化現(xiàn)象，老化評級為4～5級。爆管后對入口聯(lián)箱、彎頭及靠近入口聯(lián)箱的管子焊縫處進行了內(nèi)窺鏡檢查，未發(fā)現(xiàn)異?，F(xiàn)象。由于爆口較大，異物可能會在爆破時隨蒸汽被沖出。

3 結(jié)論及建議

異物堵塞使冷卻介質(zhì)流量過低，管壁溫度在短時間內(nèi)突然上升，超過了12Cr2MoWVTiB鋼的相變溫度，管壁強度大幅降低。在內(nèi)部蒸汽壓力的作用下，管壁發(fā)生塑性變形，管徑脹粗、管壁減薄，隨后管壁發(fā)生剪切斷裂而泄漏。

建議對爆口附近因吹損造成減薄且低于相關(guān)標準要求的管段予以更換；利用機組停機的機會，對過熱器管進行管徑測量，對管徑超標的管段予以更換；采用割管等方式，查找并清除下彎頭及入口聯(lián)箱內(nèi)部可能存在的異物。