0.   引言

鍋爐過(guò)熱器是將蒸汽從飽和溫度進(jìn)一步加熱至過(guò)熱溫度的部件,可以減少汽輪機(jī)排汽中的含水率。在服役過(guò)程中,過(guò)熱器管壁溫度可能長(zhǎng)期處于設(shè)計(jì)服役溫度以上但低于材料下臨界轉(zhuǎn)變溫度,這使得管壁材料性能劣化,管徑脹粗,易在管壁最薄弱部位發(fā)生爆裂。研究[1-2]表明,過(guò)熱器爆管事故已成為影響發(fā)電機(jī)組安全運(yùn)行的主要因素,由此引起的非計(jì)劃停運(yùn)次數(shù)占比達(dá)40%以上。引起過(guò)熱器爆管的原因眾多,包括氧化腐蝕[2]、管壁疲勞[3]、短時(shí)或長(zhǎng)時(shí)超溫過(guò)熱[4-5]、焊縫開(kāi)裂、微動(dòng)磨損等[2-5],其中長(zhǎng)時(shí)過(guò)熱導(dǎo)致的蠕變斷裂最為常見(jiàn)[5-7]。 

T91（9Cr-1Mo-V-Nb）鋼是在600~650 ℃溫度區(qū)間使用的新汽水管道鋼,屬于馬氏體耐熱鋼[8],在火電廠過(guò)熱器管等重要部件上得到廣泛使用[9-10]。然而,在熱電廠實(shí)際運(yùn)行監(jiān)督過(guò)程中常發(fā)現(xiàn)過(guò)熱器中的T91鋼部件出現(xiàn)組織異常和硬度低的問(wèn)題[11],這將導(dǎo)致該部件抗蠕變斷裂能力下降[12]。某公司余熱鍋爐過(guò)熱器用T91鋼管在服役79 583 h后發(fā)生爆管,爆口位于過(guò)熱器中心靠下位置。在鍋爐最大連續(xù)蒸發(fā)量的工況條件下,過(guò)熱器的運(yùn)行參數(shù)為煙氣進(jìn)口溫度809.0 ℃,出口溫度716.0 ℃,平均流速12.3 m·s−1,工作壓力18.5 MPa,蒸汽溫度543.0 ℃,蒸發(fā)量1 275 t·h−1。根據(jù)GB/T 5310—2017《高壓鍋爐用無(wú)縫鋼管》,該T91鋼管采用冷彎工藝制成,規(guī)格為外徑51 mm、壁厚7 mm。為了找到該鋼管爆管原因,保證熱電廠鍋爐的安全運(yùn)行,作者對(duì)其進(jìn)行了失效分析。 

1.   理化檢驗(yàn)及結(jié)果

1.1   化學(xué)成分

在爆管的爆口處切取圓柱狀試樣,采用ARL3460型直讀光譜儀分析化學(xué)成分。由表1可知,爆管的化學(xué)成分符合GB/T 5310—2017《高壓鍋爐用無(wú)縫鋼管》和ASME SA-213 Standard specification for seamless ferritic and austenitic alloy-steel boiler superheater, and heat-exchanger tubes中T91鋼的成分要求。 

1.2   宏觀形貌

由圖1可知,爆管T91鋼管存在長(zhǎng)13 cm、寬7 cm的大開(kāi)口,爆口張開(kāi)較大呈喇叭狀,鋼管外壁出現(xiàn)明顯呈深黑色或褐色的片層狀氧化皮,氧化皮較厚并沿軸向平行開(kāi)裂,這說(shuō)明管體經(jīng)歷了長(zhǎng)時(shí)間的過(guò)熱過(guò)程。爆口的邊緣管壁明顯減薄,內(nèi)表面光滑,未發(fā)現(xiàn)沿管道方向的縱向裂紋；除爆口部位,其他部位未見(jiàn)脹粗；爆口處的內(nèi)外表面均出現(xiàn)呈白色或黃色的菜花狀沉積物和明顯腐蝕跡象；遠(yuǎn)離爆口處的管壁未出現(xiàn)變薄現(xiàn)象。這些現(xiàn)象均說(shuō)明爆管經(jīng)歷了短時(shí)過(guò)熱過(guò)程。 

圖  1  T91鋼爆管的宏觀形貌

Figure  1.  Macromorphology of T91 steel burst pipe: (a) overall morphology of burst pipe section; (b) overall morphology at burst position; (c) magnified morphology at burst position

采用直接測(cè)量方法測(cè)定爆管外徑,從爆口位置沿軸向向兩端等距測(cè)試,距爆口相同距離處沿周向測(cè)5個(gè)點(diǎn)取平均值,并計(jì)算脹粗率。由表2可知,過(guò)熱器爆管的近爆口管段均存在蠕變脹粗現(xiàn)象,在距爆口10~200 mm處的脹粗率均超過(guò)DL/T 438—2016《火力發(fā)電廠金屬技術(shù)監(jiān)督規(guī)程》的換管要求（脹粗率為2.5%）。 

1.3   顯微組織

分別在未服役的同批次T91鋼管和發(fā)生爆管的T91鋼管的爆口斷面處、鄰近爆口處、遠(yuǎn)離爆口處沿管壁徑向方向制取金相試樣,經(jīng)粗磨、拋光、體積分?jǐn)?shù)4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用OlympusGX71型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。由圖2可知：未服役同批次T91鋼管的組織為回火板條馬氏體；爆管T91鋼管爆口斷面處組織為拉長(zhǎng)鐵素體+少量馬氏體+碳化物,近爆口處組織表現(xiàn)出明顯的塑性變形特征,遠(yuǎn)離爆口處存在大量鐵素體和碳化物,對(duì)比DL/T 884―2019《火電廠金相檢驗(yàn)與評(píng)定技術(shù)導(dǎo)則》可知組織老化達(dá)5級(jí)。 

圖  2  未服役和服役后T91鋼管不同位置處的顯微組織

Figure  2.  Microstructure at different positions of T91 steel pipe before (a) and after service (b–d): (b) at cracking face of burst position; (c) near burst position; (d) away from burst position

采用ZEISS EVO18型掃描電子顯微鏡的Symmetry S2型電子背散射（EBSD）探頭觀察爆管T91鋼管不同位置的顯微組織,采集晶體學(xué)信息,使用Aztec Crystal 2.1軟件應(yīng)用等效圓直徑方法統(tǒng)計(jì)平均晶粒尺寸。由圖3可知：T91鋼管爆口斷面處的平均晶粒尺寸較大,約為4.84 μm,沿軸向存在較多小角度（2°~15°）晶界（占比39.6%）,位錯(cuò)較為嚴(yán)重,說(shuō)明爆口斷面處在高溫和高壓環(huán)境下經(jīng)歷了顯著的塑性變形和應(yīng)力集中；該位置內(nèi)核平均取向差（KAM）高,說(shuō)明局部應(yīng)力積累,這會(huì)導(dǎo)致位錯(cuò)密度增加,進(jìn)而促使晶粒發(fā)生合并和再結(jié)晶。鄰近爆口處的平均晶粒尺寸較爆口斷面處更小且分布更均勻,小角度晶界占比31.3%,局部位錯(cuò)較低,說(shuō)明該區(qū)域雖然受到了爆管的影響,但所承受的熱應(yīng)力和機(jī)械應(yīng)力較?。淮颂幘Я０l(fā)生細(xì)化,可能是因?yàn)榭焖倮鋮s引起的再結(jié)晶不完全,KAM值較低,說(shuō)明經(jīng)歷了相對(duì)較輕的塑性變形。遠(yuǎn)離爆口處的平均晶粒尺寸較小且均勻,約為4.08 μm,晶界清晰,小角度晶界占比30.7%,位錯(cuò)程度較低,說(shuō)明爆管并未影響到該區(qū)域；此處KAM值低,說(shuō)明材料未經(jīng)歷顯著的塑性變形,但是因受到明顯的高溫或應(yīng)力影響,該區(qū)域晶粒發(fā)生球化。遠(yuǎn)離爆口處T91鋼管的基體組織因長(zhǎng)時(shí)過(guò)熱,老化較為嚴(yán)重。 

圖  3  T91鋼管爆口斷面處、鄰近爆口處以及遠(yuǎn)離爆口處的EBSD分析結(jié)果

Figure  3.  EBSD analysis results of T91 steel pipe at cracking face of burst position (a, d, g), near burst position (b, e, h) and away from burst position (c, f, i): (a–c) inverse pole figure; (d–f) KAMdiagram; (g–i) grain boundary diagram

1.4   力學(xué)性能

在遠(yuǎn)離爆口處切取矩形狀拉伸試樣,尺寸為150 mm×15 mm×6 mm,根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》,采用CMT5205型拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行拉伸試驗(yàn),拉伸速度為0.1 mm·min−1。由圖4可知,遠(yuǎn)離爆口處T91鋼管的抗拉強(qiáng)度為535 MPa,斷后伸長(zhǎng)率為9.98%,斷面收縮率為63.04%。根據(jù)文獻(xiàn)[13],未服役同批次T91鋼管的抗拉強(qiáng)度在680~685 MPa,斷后伸長(zhǎng)率在23.5%~25.5%,斷面收縮率在64%~74%,可見(jiàn)服役后T91鋼的抗拉強(qiáng)度和斷后伸長(zhǎng)率明顯下降,斷面收縮率略有下降。采用HXD-1000TMSC/GM2型顯微硬度計(jì)測(cè)試未服役T91鋼管以及遠(yuǎn)離爆口處和爆口處T91鋼管的表面硬度,載荷為5 N,保載時(shí)間為15 s,測(cè)3個(gè)點(diǎn)取平均值。遠(yuǎn)離爆口處和爆口處的表面硬度分別為158.0,155.2 HV,遠(yuǎn)低于未服役T91鋼（248.3 HV）?？估瓘?qiáng)度與硬度下降是因?yàn)樵诟邷丨h(huán)境下長(zhǎng)期服役后材料組織發(fā)生了老化。 

圖  4  遠(yuǎn)離爆口處T91鋼管的應(yīng)力-應(yīng)變曲線

Figure  4.  Stress-strain curve of T91 steel pipe away from burst position

1.5   物相組成及微區(qū)成分

采用D8 Advance型X射線衍射儀（XRD）對(duì)T91鋼管爆口處內(nèi)壁表面進(jìn)行物相分析。由圖5可知,爆口處內(nèi)壁腐蝕產(chǎn)物主要為Fe3O4。過(guò)熱器T91鋼管服役時(shí)承受著高溫、高壓以及腐蝕性氣體的侵蝕作用。一方面,高溫環(huán)境加速了氧化反應(yīng),使得氧氣或其他氧化性氣體與金屬鐵反應(yīng),特別是在有水蒸氣或其他腐蝕性氣體存在時(shí),氧化反應(yīng)更易發(fā)生,從而加速了Fe3O4的形成；另一方面,在高壓條件下,水蒸氣和酸性氣體（如SO2、SO3）會(huì)與鋼管發(fā)生反應(yīng),進(jìn)一步加劇腐蝕；此外,燃?xì)庵械牧蚧锖吐然镆部赡芘c鋼管發(fā)生化學(xué)反應(yīng),導(dǎo)致局部腐蝕。同時(shí),過(guò)熱器鋼管還容易受到水垢結(jié)垢、機(jī)械應(yīng)力和疲勞的影響。水垢的形成會(huì)加速電化學(xué)腐蝕,表面微裂紋則為腐蝕物質(zhì)的滲入提供通道,而腐蝕產(chǎn)物的積聚也會(huì)導(dǎo)致鋼管耐久性下降。不過(guò),Fe3O4層可以作為隔離層阻止氧氣直接與鐵金屬反應(yīng),在一定程度上防止材料進(jìn)一步腐蝕。 

圖  5  T91鋼管及其爆口處內(nèi)壁腐蝕產(chǎn)物的XRD譜

Figure  5.  XRD spectra of T91 steel pipe and its corrosion products on inner wall at burst position

采用ESCALAB 250Xi型X射線光電子能譜（XPS）對(duì)T91鋼管爆口處內(nèi)壁表面上的沉積物進(jìn)行元素價(jià)態(tài)分析。由圖6可知,XPS譜圖中同時(shí)觀察到Fe2+、Fe3+、Cr3+、Mo6+和Si4+的峰,推測(cè)鋼管內(nèi)表面的沉積物的組成可能為Fe2O3、Fe3O4、Cr2O3、MoO3與SiO2。 

圖  6  T91鋼管爆口處內(nèi)壁表面沉積物的XPS譜

Figure  6.  XPS spectra of sediment on inner wall of T91 steel pipe at burst position: (a) survey spectrum; (b) O1s spectrum; (c) Fe2p spectrum; (d) Cr2p spectrum; (e) Mo3d spectrum and (f) Si2p spectrum

采用ZEISS EVO18型掃描電子顯微鏡附帶的能譜儀（EDS）對(duì)T91鋼管爆口軸向截面進(jìn)行微區(qū)成分分析。由圖7可知,爆口處內(nèi)壁含有較高的鐵、氧和鉻元素。在腐蝕環(huán)境中,鉻能與氧結(jié)合形成穩(wěn)定的氧化鉻層,保護(hù)T91鋼管內(nèi)壁免受進(jìn)一步腐蝕。 

圖  7  T91鋼管爆口內(nèi)壁截面的EDS線掃描位置及結(jié)果

Figure  7.  EDS line scanning position (a) and results (b) of inner wall cross-section of T91 steel pipe at burst position

由圖8可知：爆口處內(nèi)壁表面含鐵和氧元素,結(jié)合XRD結(jié)果推測(cè),內(nèi)壁表面均勻覆蓋著一層Fe3O4；內(nèi)壁表面富含鉻元素。鉻在合金中能形成一層致密的鈍化膜,這層膜能有效隔離材料與環(huán)境中的腐蝕性物質(zhì),保護(hù)內(nèi)部基體不被進(jìn)一步腐蝕。此外,內(nèi)壁表面還檢測(cè)到微量的鉬和硅元素,這些微量元素的析出可能會(huì)增加氧化膜的脆性[6],降低其整體的抗斷裂性能。 

圖  8  T91鋼管爆口處截面的EDS面掃描位置及結(jié)果

Figure  8.  EDS surface scanning position (a) and results (b–f) of cross-section of T91 steel pipe at burst position: (b) Fe distribution; (c) O distribution; (d) Cr distribution; (e) Si distribution and (f) Mo distribution

2.   爆管原因分析

由微觀形貌及微區(qū)成分分析可知,爆管內(nèi)壁表面上的氧化層主要為Fe3O4。過(guò)熱器T91鋼管的腐蝕機(jī)制涉及高溫下的金屬氧化過(guò)程,鐵的氧化物在內(nèi)外壁表面形成是腐蝕過(guò)程中的主要現(xiàn)象,而鉻的添加為鋼管提供了一定的耐腐蝕保護(hù)。但是,微量鉬和硅元素的析出可能增加氧化膜的脆性[6],降低其整體的抗斷裂性能。爆管T91鋼管總體呈韌性斷裂,這是短時(shí)過(guò)熱導(dǎo)致爆管的典型特征,但爆口及其附近區(qū)域呈現(xiàn)短時(shí)過(guò)熱和長(zhǎng)時(shí)過(guò)熱的典型特征。在后續(xù)的維修檢查中發(fā)現(xiàn),管內(nèi)存在脫落的渣狀氧化皮。 

由顯微組織與力學(xué)性能分析可知,在服役過(guò)程中長(zhǎng)時(shí)間承受的高溫促進(jìn)了晶粒生長(zhǎng),改變晶界的性質(zhì),承受的壓力影響著材料的塑性流動(dòng)和晶粒重排,在高溫和高壓作用下T91鋼管的組織和性能發(fā)生劣化。 

調(diào)研結(jié)果顯示,該電廠發(fā)電機(jī)組長(zhǎng)期參與國(guó)家電網(wǎng)的調(diào)峰調(diào)頻,導(dǎo)致機(jī)組負(fù)荷隨電網(wǎng)調(diào)度發(fā)生大幅波動(dòng),進(jìn)而引起超溫運(yùn)行,導(dǎo)致過(guò)熱器服役溫度劇烈變化。負(fù)荷波動(dòng)所產(chǎn)生的交變應(yīng)力使氧化皮脫落,進(jìn)而導(dǎo)致管道內(nèi)局部堵塞,管內(nèi)壓力驟增,觸發(fā)局部超溫并最終引發(fā)爆管。此外,傳統(tǒng)燃燒控制系統(tǒng)由于受到煤粉粒徑分布不均以及配風(fēng)參數(shù)失配等因素的制約,常常會(huì)導(dǎo)致?tīng)t膛內(nèi)形成顯著的溫度梯度。這一熱場(chǎng)畸變現(xiàn)象會(huì)使得過(guò)熱器的特定管段長(zhǎng)期承受超過(guò)設(shè)計(jì)值的輻射熱流密度,從而誘發(fā)材料的持久強(qiáng)度出現(xiàn)明顯衰減趨勢(shì)。綜上,爆管是在蠕變損傷與高溫強(qiáng)度不足的共同作用下發(fā)生的,確認(rèn)爆管的原因是復(fù)合過(guò)熱。 

3.   結(jié)論及建議

（1）該過(guò)熱器用T91鋼管在服役79 583 h后發(fā)生爆管故障,爆管機(jī)制為長(zhǎng)時(shí)過(guò)熱與短時(shí)過(guò)熱共同作用導(dǎo)致的復(fù)合過(guò)熱。 

（2）建議退出機(jī)網(wǎng)協(xié)調(diào)自動(dòng)系統(tǒng),減少機(jī)組啟停次數(shù),保證機(jī)組平穩(wěn)運(yùn)行。嚴(yán)格遵循鍋爐廠家給定的升溫升壓曲線及升降負(fù)荷速率來(lái)控制操作,盡量維持機(jī)組運(yùn)行時(shí)負(fù)荷穩(wěn)定,減少參與國(guó)家電網(wǎng)調(diào)峰調(diào)頻的頻次,以防止機(jī)組負(fù)荷隨電網(wǎng)大幅度波動(dòng)造成交變應(yīng)力,導(dǎo)致氧化皮脫落,造成局部堵塞；建議采用先進(jìn)的燃燒控制系統(tǒng),確保燃料均勻分布,避免局部過(guò)熱現(xiàn)象。并且,在鍋爐設(shè)計(jì)和運(yùn)行中需合理分配熱負(fù)荷,避免局部區(qū)域熱負(fù)荷過(guò)大,同時(shí)定期檢測(cè)鍋爐管道的溫度分布和材料狀態(tài)。

文章來(lái)源——材料與測(cè)試網(wǎng)