300 MW亞臨界機組低溫過熱器泄漏失效分析

宋 玉,于 鑫,王 魯,楊文濤,祖平文

(華電電力科學研究院有限公司,浙江 杭州 310012)

0 引言

隨著“雙碳”戰略目標不斷推進,加速構建新型電力系統已成為重塑能源體系的根本路徑。風電、太陽能等新能源快速發展決定了“兜底保障”的煤電機組加速向調峰調頻基礎性電源轉型[1]。煤電機組在參與調峰過程中長期處于變工況運行,調停次數和備用時間顯著增加[2]。做好鍋爐變工況運行和啟停機期間受熱面保護,防止各種形式的機組泄漏停機,已成為火電廠金屬監督重要內容。

鍋爐受熱面管失效是影響機組穩定運行的重要因素。鍋爐部件長時間在高溫、高壓下運行,其組織性能隨著時間會出現劣化。長期運行的鍋爐受熱面管存在不同形式損傷,一般包括蠕變、疲勞、腐蝕、磨損等,而在實際工況下更常見的是幾種失效機制同時存在[3]。鍋爐受熱面管失效分析已成為保障煤電機組安全、經濟運行重要手段。

目前,許多學者針對鍋爐受熱面管失效分析展開研究。趙煒煒等[4]對某電廠670 t/h鍋爐改造后低溫再熱器出現泄漏進行分析,發現由于改造增加U型彎而造成G102長期超溫運行泄漏。黃權浩等[5]對某300 MW機組鍋爐運行和停備用期間低溫再熱器管受熱面向火側腐蝕情況進行分析,得出低溫再熱器管壁出現大面積點腐蝕坑原因是停爐保護不當導致氧腐蝕。付坤等[6]對電站鍋爐15CrMoG耐熱鋼高溫過熱器爆管進行失效分析,發現珠光體球化,力學性能尤其抗拉強度不能滿足標準要求是導致爆管失效主要原因。張山山等[7]通過對T91鋼鍋爐高溫過熱器氧化皮保護性能失效進行分析,發現氧化層結構和保護性能主要受2種不同氧化機理影響,而管材超溫運行的化學本質就是氧化,超溫即是加氧。趙敏等[8]研究了某高溫過熱器爐管爆管失效原因是長期過熱引起高溫蠕變開裂。

某亞臨界鍋爐型號為HG-1065/18.5-YM1,在后豎井煙道內布置有低溫過熱器,過熱器由包墻管低溫過熱器、過熱器后屏及末級過熱器等組成。機組累計運行69 475 h,啟停70次。在其運行過程中出現管道蒸汽泄漏現象,停機檢查發現1根包墻過熱器管和3根低溫過熱器管發生泄漏。

1 爆管分析

1.1 泄漏現場分析

對本次泄漏區域現場檢查發現,鍋爐標高40 m處包墻過熱器鰭片焊縫和低溫過熱器共4根管子有泄漏點和爆口。泄漏區域位置如圖1所示,泄漏管段材質規格如表1所示。

表1 泄漏管段材質規格

圖1 泄漏區域位置

1.2 包墻過熱器爆管分析

對爆管檢查發現,29號包墻過熱器管向火側鰭片焊縫上有約6 mm×3 mm不規則泄漏點,如圖2所示。漏點邊緣粗糙,漏點附近鰭片焊縫表面存在塌陷且無明顯吹掃痕跡,判斷該泄漏點非磨損漏點。該漏點上有明顯褐色腐蝕物,發生泄漏時間已久,為第一泄漏點。

圖2 29號泄漏管段宏觀形貌

管壁厚度測量結果如表2所示,在泄漏點附近100 mm區域選取5個位置進行測量,得到管壁厚度平均值為4.799 mm,與設計值5 mm相比未見明顯差異。

表2 29號管壁厚度 單位:mm

割管檢查內壁發現:泄漏處管壁內部有明顯燒穿痕跡,管道內壁漏點處存在1～2 mm焊疤、未熔合等典型焊接燒穿缺陷,燒穿部位管壁內有大量焊接飛濺及熔融物。查閱資料發現,該部位未進行過換管,因此29號管泄漏原因為基建期焊工操作不當或焊接工藝選擇不當造成鰭片焊接時焊接電流過大,電弧在焊縫處停留過久,熔池過熱產生燒穿缺陷。在長時間熱應力作用下,導致管子承溫承壓能力降低,焊接缺陷處發生泄漏。

1.3 低溫過熱器爆管分析

圖3(a)為低溫過熱器35-1管上約110 mm×95 mm不規則爆口,其邊緣鋒利,邊緣有明顯吹掃減薄痕跡,沿管徑方向開裂成喇叭口,表面未見明顯脹粗,管段外部區域也有吹損減薄痕跡。圖3(b)為低溫過熱器35-3管上約35 mm×16 mm不規則爆口,其邊緣鋒利,沿管徑方向開裂成喇叭口,無明顯脹粗,形貌與35-1管爆口相似,同時該爆口有卷邊現象。對35-1管爆口、35-3管爆口處內壁檢查發現,其表面光滑,呈鐵灰色,未見明顯腐蝕產物。結合管段位置初步判斷:29號管泄漏汽水介質向其斜下方約400 mm的35-1管爆口處吹掃,35-1管爆口處局部吹損減薄至強度不能承受內部壓力形成爆口泄漏,受爆破反作用力影響,35-1管爆口處管道發生扭轉變形,朝斜上方對35-3管爆口處吹掃,使其損傷形成爆口。

(a)35-1號泄漏管

繼續檢查發現,圖3(c)為低溫過熱器38-1管上左側存在一處約220 mm×130 mm不規則爆口,該爆口邊緣鋒利,呈喇叭狀,表面有明顯吹掃減薄痕跡,未見明顯脹粗。但該爆管右側存在另一處約115 mm×40 mm爆口,無明顯變形脹粗,斷面整齊,有撕裂痕跡,呈開天窗狀,具有脆性斷裂特征。2個爆口之間存在2條總長170 mm貫穿焊縫相連的縱向裂紋。與35-3管爆口處類似,左側由35-1管爆口吹損形成。與此同時,右側爆口則為脆性斷裂爆口,其形成原因尚不明確,對該爆口現場取樣進行組織形貌和力學性能分析。

2 試驗結果分析

2.1 試驗材料及方法

送檢低溫過熱器泄漏管段宏觀形貌如圖4所示。爆口圖4(a)左端形狀較尖銳,右端形狀相對圓潤,斷面局部有明顯由尖銳側向圓潤側擴展紋路。尖銳側尖端位置有一條縱向貫穿母材焊縫的裂紋如圖4(b)所示。爆口附近無明顯吹損減薄情況,爆口斷面平齊、粗鈍,呈窗口狀脆性斷裂。

(a)送檢爆口

依照DL/T 884—2019《火電廠金相檢驗與評定技術導則》制備金相試樣,依次用200號、600號、800號、1000號砂紙預磨,機械拋光后經4 %硝酸酒精溶液腐蝕后,在Leica DMI LM光學顯微鏡下進行觀察。使用FEI Quanta 650 FEG熱場發射掃描電鏡(SEM)觀察爆口斷面形貌。按照GB/T 231.1—2018《金屬材料 布氏硬度試驗 第1部分:試驗方法》,在HB-3000C型布氏硬度試驗機上對樣品進行布氏硬度測試,壓球直徑為2.5 mm,試驗載荷為1839 N,保持時間為12 s,試驗溫度為25 ℃。依照GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分:室溫試驗方法》,在SANS CMT 5205型電子拉伸試驗機上進行室溫拉伸試驗。

2.2 組織形貌分析

圖5為爆口處、裂紋處金相組織形貌。爆口附近及爆口對側金相組織均為鐵素體加珠光體,珠光體形態完整,組織未見異常,球化為2.5級,爆口邊緣未見明顯內壁氧化層,屬于正常汽水氧化痕跡。裂紋附近及裂紋對側金相組織為鐵素體加珠光體,球化為2.5級,裂紋邊緣也未見明顯氧化層及脫碳層,顯微組織和球化級別均滿足DL/T 438—2016《火力發電廠金屬技術監督規程》要求,管子無超溫過熱現象。爆口邊緣珠光體數量少,裂紋對側珠光體形態不完整,與其他區域珠光體帶狀組織相比,爆口邊緣整體區域、裂紋對側局部區域珠光體條狀組織相對稀疏、珠光體數量明顯減少,如圖5(c)和(e)所示。

(a)爆口附近

圖6為爆口斷面形貌。由斷口宏觀形貌圖6(a)可見斷面嚴重腐蝕,斷面存在大量黃褐色和磚紅色腐蝕產物。圖6(b)為斷面腐蝕微觀形貌,斷面上存在深度不等的腐蝕坑及大小不一的腐蝕產物,局部銹蝕嚴重。圖6(c)表明斷口擴展路徑是由內壁向外壁擴展,圖6(d)—(f)為不同區域斷口形貌。纖維區和擴展區未見明顯韌窩特征,具有脆性斷裂特征,斷口上具有顯微孔洞及烏鴉爪狀花樣形貌特征。裂源在斷口次表面成核,斷口存在一定程度韌性,瞬斷區表層斷口出現拉長韌窩花樣特征的機械撕裂形貌[9]。

2.3 力學性能分析

對爆口處、裂紋處及遠端處進行布氏硬度測試,結果如表3所示,測點硬度值均符合ASTM A210/A210M—19標準要求,爆口處、裂紋處硬度平均值與遠端處相近,證明管子未發生明顯性能老化。對管段進行室溫拉伸性能檢測結果如表4所示,向火側、背火側試樣抗拉強度和屈服強度均符合ASTM A210/A210M—19標準要求,背火側拉伸率符合標準要求,向火側拉伸率接近標準要求下限值,室溫拉伸結果表明,管子未出現明顯性能老化。

表3 布氏硬度檢測結果 單位:HBW

表4 室溫拉伸性能檢測結果

2.4 試驗結果分析

由試驗分析可知:吹損爆口和窗口狀脆性爆口通過縱向貫穿母材焊縫的裂紋相連。脆性爆口左端較尖銳,右端相對圓潤,爆口附近無明顯吹損減薄、脹粗和變形,爆口斷面平齊、粗鈍。爆口邊緣整體區域、裂紋對側局部區域珠光體條狀組織相對稀疏、珠光體數量明顯減少。爆口斷面存在嚴重腐蝕,具有脆性斷裂特征。爆口處、裂紋處硬度符合標準,室溫拉伸結果表明,管子未出現明顯性能老化。

本次爆管擴展過程如圖7所示。左側喇叭狀爆口由35-1號爆口吹損所致,喇叭狀爆口尖端作為右側爆口起裂源,裂紋快速向焊縫擴展,在焊縫處沿著焊縫根部區域繼續擴展,穿過焊縫擴展至管段右側,隨后裂紋分叉成2路繼續擴展,當擴展到一定程度,管道內應力超過材料承壓能力,管道被掀開形成窗口狀脆性爆口。

圖7 爆管擴展過程

爆口無明顯吹損減薄,斷面平齊、粗鈍,呈窗口狀脆性斷裂。爆口斷面嚴重腐蝕,表面存在大量黃褐色和磚紅色腐蝕產物,可能為Fe2O3引發的氫腐蝕。微觀形貌存在深度不等的腐蝕坑及大小不一的腐蝕產物,局部銹蝕嚴重,斷口上具有顯微孔洞及烏鴉爪狀花樣形貌特征,可能為氫引發的脆性斷裂[10],瞬斷區表層斷口出現拉長韌窩花樣特征。宏觀和微觀形貌是典型氫損傷形貌。力學性能結果證明管子未發生明顯性能老化。爆口附近及對側金相組織均為鐵素體加珠光體,爆口處珠光體條狀組織相對稀疏、珠光體數量明顯減少。裂紋擴展到焊縫后,在焊縫處沿著焊縫根部區域繼續擴展,貫穿焊縫后分叉成2路繼續擴展。在裂紋擴展過程中,焊縫根部和分叉區域均為薄弱區域。當焊接質量不佳時,在焊縫根部凹陷區域容易聚集蒸汽中Cl-和H+,而在焊縫內部凸起部位,由于內徑減小,其后管子表面容易析出溶解鹽沉積物[11]。管子內壁不光滑,存在凹坑、劃痕、凸起等缺陷也會加速氫腐蝕。

綜合以上形貌、組織和焊接因素,窗口狀脆性爆口形成原因為氫腐蝕。當鍋爐汽水品質不佳或管內結垢時,蒸汽中Cl-隨著氧化鐵和銹蝕產物沉積在管子內表面垢層中,會生成比較疏松、附著性差的Fe2O3和FeO[12],阻礙形成連續致密氧化鐵膜,從而在腐蝕陽極區起到加速腐蝕作用。在管子對接焊縫熱影響區,容易發生組織局部變化,在鍋爐運行和停用期間,當汽水質量不佳時,如果管子內部濕度變大,這些組織變化部位將成為電化學腐蝕陽極,其他金屬表面為陰極,發生腐蝕時,腐蝕陽極部位將加速點蝕。

3 結論

a.吹損爆口和窗口狀脆性爆口通過縱向貫穿母材焊縫的裂紋相連。爆口無明顯吹損減薄,斷面平齊、粗鈍,呈窗口狀脆性斷裂。爆口處珠光體條狀組織相對稀疏、珠光體數量明顯減少,管子未出現明顯性能老化。

b.本次低溫過熱器泄漏失效原因是吹損爆口裂紋擴展到焊縫后,在焊縫處沿著焊縫根部區域繼續擴展,貫穿焊縫后分叉成2路繼續擴展。窗口狀脆性爆口形成原因為氫腐蝕。焊接質量不佳和管子內部缺陷區域為易發生氫腐蝕薄弱區域。

c.應加強運行監督,機組啟動階段要嚴把水汽質量關,運行階段要嚴格控制水汽品質,同時加強停爐期間受熱面管防護工作。