摘 要:某电厂300MW 机组锅炉运行过程中发现12Cr1MoVG 钢屏式再热器发生爆管。采用 宏观观察、化学成分分析、力学性能测试、硬度测试、金相检验、扫描电镜及能谱分析等方法对爆管 原因进行了分析。结果表明:爆口属于长时超温开裂,爆口处的显微组织严重老化(球化级别为5 级),爆口周围内、外壁有较多的纵向蠕变裂纹,且爆口内、外壁覆盖有很厚的氧化层;外壁氧化结焦 导致弯头局部长时过热,过热处管子的组织、性能出现严重劣化,局部发生蠕变,产生蠕变裂纹,裂 纹沿晶扩展,在内部介质的压力作用下最终发生蠕变开裂。

关键词:12Cr1MoVG 钢;屏式再热器;长时过热;爆管;蠕变开裂

中图分类号:TG142.1 文献标志码:B 文章编号:1001-4012(2022)05-0054-05

在12Cr1MoVG 钢材料中加入少量的钒元素, 可以降低铬元素、钼元素由铁素体向碳化物转变的 速率,从而提高材料的稳定性和热强性。弥散分布 的碳化物强化了铁素体基体,使材料具有焊接工艺 良好、热处理工艺成熟、性价比高等优点,被广泛应 用于蒸汽管道、集箱、过热器、再热器等部件的制造 中[1-2]。再热器是水管锅炉的重要部件,其管屏会受 到辐射的影响、燃烧产物的腐蚀、飞灰的磨损及管内 高温高压蒸汽的氧化,使部分管子产生热偏差和腐 蚀损伤,从而导致超温爆管[3],这严重影响了机组的 安全运行。针对锅炉过热器、再热器爆管,国内外均 有不少文献对此进行了研究,对于分析爆管的原因 及预防爆管方面提供了宝贵经验[4-5]。

在某电厂300MW 机组锅炉运行过程中,发现 屏式再热器泄漏,泄漏具体位置为屏式再热器受热 面管子夹持定位管的弯头 B至 A 侧第5排,材料为 12Cr1MoVG 钢,规格为63mm×5mm(外径×壁 厚),再热器出口设计压力为3.76 MPa,出口蒸汽温 度为541 ℃,已累计运行50000h。对其他管屏相 同部位进行渗透检测(PT),发现 B 至 A 侧第3排 弯头外弧面有线性缺陷。笔者从屏式再热器的宏观形貌、化学成分、力学性能、硬度等方面对爆管的根 本原因进行分析,并提出了改进和预防措施。

1 理化检验

1.1 宏观观察

对爆口处进行观察,其宏观形貌如图 1 所示。 由图1可知:爆口位于弯头起弯处的向火面(外弧 面),沿管子纵向开裂,裂纹总长度约为48 mm,裂 纹深度贯穿整个壁厚。爆口边缘粗钝,外壁呈灰黑 色,表面存在结焦和较厚的氧化皮;内壁存在结垢。 爆口边缘和尖端附近分布着大量微裂纹,整个爆口 呈典型长时过热的特征。

1.2 化学成分分析

取直管段试样进行化学成分分析,分析结果如表 1所示,通过分析可知爆管试样化学成分符合 GB/T 5310—2017《高压锅炉用无缝钢管》的技术要求。

1.3 力学性能测试

分别在直管段的向火面和背火面(内弧面)沿纵 向各取 1 个 拉 伸 试 样。 按 照 GB/T228.1—2010 《金属材料 拉伸试验 第1部分:室温试验方法》进行力学性能测试,结果如表2所示。由表2可知:直 管段试样的室温屈服强度、抗拉强度、断后伸长率远 高于 GB/T5310—2017标准的下限值,力学性能均 满足标准 GB/T5310—2017的要求,可见直管段试 样的力学性能处于较好水平,但是向火面的力学性 能均低于背火面,可见向火面的性能劣化较为严重。

1.4 硬度测试

分别在管样的直段、弯头弯曲中心以及爆口处 截取全 壁 厚 环 状 试 样。按 照 GB/T4340.1—2009 《金属材料 维氏硬度试验 第1部分:试验方法》分 别在试样向火面和背火面的位置进行硬度测试,测 试结果如表3所示。由表3可知:直管段试样的向 火面的硬度为177 HV,背火面的硬度为185HV, 均满足标准 GB/T5310—2017的要求,且向火面的 硬度略低于背火面,这与直管段试样的力学性能测 试结果相对应;管样弯头弯曲中心处向火面的硬度 为171HV,满 足 标 准 GB/T5310—2017 的 要 求, 背火面的硬度为201 HV,高于向火面硬度且超出 标准 GB/T5310—2017的要求,分析为弯曲变形强 化所致。弯管为冷弯成型,成型后没有进行消应力 热处理,运行中弯头向火面直接与烟气接触,在弯头 内外产生温度差,向火面温度高于背火面,长时间运 行相当于对向火面进行了消应力回火,宏观表现为 向火面的硬度低于背火面的硬度。管样爆口处均位 于弯头起弯处的向火面,爆口附近硬度为108HV, 对应背火面的硬度为185 HV,爆口附近硬度显著 低于背火面的硬度,并且低于弯头弯曲中心处的向 火面硬度。

1.5 金相检验

对管样的直段和弯头处沿横截面各截取1个全壁厚环状试样,对其进行机械抛光后,采用4%(体 积分数)硝酸酒精溶液浸蚀,然后在 OlympusGX51型光学显微镜下进行显微组织观察。

1.5.1 直管段显微组织分析

直管段向火面和背火面的显微组织形貌如图2 所示,向火面和背火面的显微组织均为铁素体+贝 氏体+碳化物。向火面的球化级别为3级(中度球 化),背火面的球化级别为2级(轻度球化),向火面 球化程度大于背火面,这与力学性能及硬度的测试 结果相对应。

1.5.2 弯头处微观形貌

管样弯头处显微组织形貌如图3所示,向火面 的显微组织为铁素体+碳化物,球化级别为5级(严 重球化);背火面的显微组织为铁素体+贝氏体+碳 化物,球化级别为2级(轻度球化)。向火面的球化 程度大于背火面,这与硬度测试结果相对应。

弯头内壁、外壁氧化层的微观形貌如图4所示, 可以看出管样弯头处的内壁、外壁均形成较厚的氧 化层,且向火面氧化层厚度大于背火面氧化层厚度, 外壁氧化层厚度大于内壁氧化层厚度,向火面外壁 氧化层的最大厚度达到530μm~557μm,内壁氧 化层的最大厚度达到270μm~306μm。弯头弯曲 中心处向火面的剩余壁厚为3.9~4.1mm,背火面 的壁厚未见明显减薄。

1.5.3 爆口处微观形貌

爆口处的微观形貌如图5所示,由图5可知,爆 口起源于弯头起弯处的向火面,向火面附近存在较 多的微裂纹,裂纹由外壁沿晶界向内壁扩展。爆口 处的显微组织为铁素体+碳化物,球化级别为5级 (严重球化),组织中沿晶界已产生明显的链状孔洞,并沿晶界逐渐扩展。爆口处外壁有较多纵向的沿晶 蠕变裂纹,爆口处外壁、内壁均形成了较厚的氧化 层,爆口处的有效壁厚仅为1.2mm,爆口附近的剩 余壁厚仅为2.5mm。

1.6 爆口处扫描电镜及能谱分析

对管样爆口处沿横截面取样,采用扫描电子显 微镜对截面进行微观形貌观察及能谱分析,试样的 微观形貌如图6所示,能谱分析结果如表4所示。

由图6可知:爆口周围外壁氧化层的总厚度为 719μm;外壁氧化层具有3层结构:最外层为结构 较复杂的焦层,中间层和最内层为氧化膜,中间层较 疏松,最内层较致密。能谱分析结果显示:最外层主 要成分为铁的氧化物,其次含有铝、硅、钙、硫、钾等 杂质元素;中间和最内氧化层主要成分为铁的氧化 物,中间层含氧量高,最内层含氧量低,中间层和最 内层均有一定含量的硫元素。

爆口处外壁和内壁均分布着较多纵向的沿晶蠕 变裂纹。裂纹在外壁为沿铁素体晶界,由外壁向内 壁扩展,裂纹在内壁为由内壁向外壁扩展。对裂纹 尖端的微观形貌进行观察发现,裂纹一直延伸至管 壁中部,严重球化的铁素体晶界周围存在沿晶微裂 纹。能谱分析结果显示:裂纹内的腐蚀产物主要成 分为铁的氧化物,并且含有一定量的硫元素。扫描 电镜分析结果与金相检验结果一致,进一步证明该 爆口具有典型长时过热的特征。

2 综合分析

由理化检验结果可知,直管段试样的力学性能 和硬度均满足标准 GB/T5310—2017的要求,其显 微组织为铁素体+贝氏体+碳化物,直管段试样向 火面的球化级别为3级(中度球化),背火面的球化 级别为2级(轻度球化),可见高温服役后直管段试 样向火面的性能、组织劣化较为严重。直管段的内 壁、外壁均覆盖有一层较薄的氧化层,壁厚未见明显 减薄。

管样弯头弯曲中心处的硬度未见异常,其向火 面的硬度低于背火面的硬度。向火面的显微组织为 铁素体+碳化物,其球化级别为5级(严重球化);背 火面的显微组织为铁素体+贝氏体+碳化物,其球 化级别为2级(轻度球化),表明弯头弯曲中心处向 火面的性能劣化更为严重。弯头弯曲中心处内壁、 外壁均覆盖有一层均匀的氧化层,向火面外壁氧化 层的最大厚度为530μm~557μm,内壁氧化层最 大厚度为270μm~306μm,氧化是材料在高温环 境下失效的一个重要原因[4] ;弯头弯曲中心处向火 面的剩余壁厚为3.9~4.1mm,背火面的壁厚未见 明显减薄。

爆口处向火面的内壁、外壁均有蠕变裂纹,且均 形成较厚的氧化层,壁厚发生严重减薄,显微组织均 为铁素体+碳化物,球化级别为5级(严重球化)。 由扫描电镜及能谱分析结果可知,爆口处外壁氧化 层具有3层结构,最外层为较复杂的焦层,其主要成 分为铁的氧化物,其次含有铝、硅、钙、硫、钾等杂质 元素,中间层和最内层为氧化膜,其主要成分为铁的 氧化物,还含有一定量的硫元素。中间层较疏松、氧 元素含量高,可见是金属发生了完全氧化;最内层较 致密、氧含量低,说明金属发生了部分氧化。爆口周 围沿晶蠕变裂纹内部的腐蚀产物除了铁的氧化物 外,还含有一定量的硫元素。

锅炉燃烧过程中,煤粉颗粒所含易熔或易气化 的物质迅速挥发成气态进入烟气,当温度降低时发 生凝结,黏附在烟气冲刷的受热面、炉墙上,或在飞 灰颗粒表面形成熔融的碱化物膜(也称碱性膜),然 后黏附在受热面上形成初始结焦层,成为结焦发展 的条件。随着外表面温度不断升高,结焦层越来越 厚。结焦使受热面的传热热阻增大,传热恶化导致 火焰中心上移,炉膛出口烟气温度升高,金属管壁的 温度甚至出现超温,从而加剧了金属材料的氧化和 组织老化。

12Cr1MoVG 钢材料的显微组织为铁素体+贝 氏体,贝氏体中的渗碳体具有较大的表面能,存在从 较高能量向较低能量转化的趋势,在高温和内外应 力的长期作用下,原子扩散能量增强,逐渐发生渗碳 体由片状向球状的球化转变[7]。渗碳体从固溶体中 析出,逐渐聚集长大并向晶界转移[8-9],使材料的热 强性下降,最终发生高温蠕变,产生蠕变裂纹。蠕变 裂纹是由蠕变过程中晶界滑动在晶界三叉节点应力 集中造成的[10],先产生晶界孔洞,形成晶界台阶,然 后在晶界三叉节点处产生微裂纹,并沿晶界扩展,在 内部介质压力的作用下,最终发生蠕变开裂。

3 结论及建议

爆口位于弯头起弯处的向火面,符合长时超温 爆裂特征。爆口处的显微组织严重老化(球化级别 为5级),爆口周围内壁、外壁均有较多的纵向蠕变 裂纹,且均覆盖有很厚的氧化层,外壁氧化层最大厚 度为530μm~557μm。弯头向火面的开裂原因为 外壁结焦,导致弯头局部长时过热,过热处管子的组 织、性能出现严重劣化使得局部发生蠕变,产生蠕变 裂纹,裂纹沿晶扩展。

建议加强运行管理,跟踪监视受热面金属的壁 温,严禁超温运行。加强对锅炉燃烧的调整,减小炉 膛烟的温差,降低烟气对受热面管子的冲刷,防止因 火焰偏斜造成管子局部超温。加强防磨、防爆检查, 必要时取样进行金相检验和氧化层检查,评估受热 面管子的服役寿命,对组织劣化严重的管子(球化级 别达到3级或3级以上),应择机进行更换,确保锅 炉安全稳定地运行。

参考文献:

[1] 国家能源局.火电厂用12Cr1MoV 钢球化评级标准: DL/T773—2016[S].北京:中国电力出版社,2016.

<文章来源>材料与测试网>期刊论文>理化检验－物理分册>58卷>5期(pp:54-58)>