長期服役鍋爐末級再熱器管泄漏分析

柏振峰

(上海吳涇第二發電有限責任公司, 上海 201109)

隨著我國“碳達峰、碳中和”目標的提出,風力發電、太陽能發電等新能源發電的發電量快速增加,我國構建新能源及可再生能源占比逐漸提高的新型電力系統的規劃任務已基本確立。在此背景下,燃煤機組既要發揮其作為電力系統中穩定且可靠的電源作用,又要主動適應新能源快速發展的需求。對于需要參與深度調峰的燃煤機組[1,2],其鍋爐參數的頻繁變化勢必會對鍋爐受熱面管的長期安全穩定運行產生較大的影響[3-5]。

某電廠2臺600 MW亞臨界燃煤發電機組于2001年建成投產,鍋爐為一次中間再熱控制循環汽包爐,采用擺動式燃燒器調溫、四角布置、切向燃燒、正壓直吹式制粉系統、單爐膛、Π形布置、固態排渣。2021年7月12日,2號鍋爐發生再熱器系統泄漏報警。經檢查發現,爐內末級再熱器管從爐左側數第44排爐前部分管壁吹損嚴重。通過宏觀觀察、金相分析、掃描式電子顯微鏡(SEM)觀察、能譜分析、X射線衍射(XRD)分析、硬度測試和拉伸性能測試等方法,對發生泄漏的末級再熱器12Cr1MoV管段進行割管取樣分析,查找管子泄漏失效的原因,以為預防類似事故的發生提供參考,保障機組的長期安全穩定運行。

1 試驗研究

圖1為泄漏位置管子照片。根據爆口形式判斷第44排第10根管子(見圖1(a))爆口從內向外擴展(見圖1(b)),應為第一泄漏點,泄漏后兩排管子對吹,造成多根管子泄漏,第44排第9根管子外壁被明顯吹損減薄后泄漏(見圖1(c))。該鍋爐末級再熱器泄漏處管子累計運行約14萬h。

圖1 泄漏位置管子照片

第44排第10根管子泄漏位置爆口放大照片見圖2。

圖2 泄漏位置爆口放大照片

在直讀光譜儀上對爆口附近管段的切割試樣進行化學成分分析,試驗結果見表1,結果表明取樣管段的化學成分符合GB/T 5310-2017 《高壓鍋爐用無縫鋼管》對12Cr1MoV鋼的要求。

表1 12Cr1MoV鋼取樣管段的化學成分分析

在末級再熱器進汽側第44排第10根管子爆口附近、出汽側12Cr1MoV鋼管段向火面一側通過切割加工出小塊試樣,對橫截面試樣進行鑲嵌、磨平和拋光后,用體積分數為4%的硝酸酒精溶液浸蝕,在光學顯微鏡下觀察其金相組織形貌。末級再熱器進汽側爆口附近和出汽側12Cr1MoV鋼的金相組織見圖3。末級再熱器管爆口附近和出汽側的12Cr1MoV鋼金相組織為鐵素體+珠光體+碳化物,鐵素體晶內和晶界上均可見明顯的碳化物顆粒,僅可見少量珠光體區域痕跡[6],珠光體中滲碳體已碎化。根據DL/T 773-2016 《火電廠用12Cr1MoV鋼球化評級標準》,發生爆管的末級再熱器進汽側和出汽側12Cr1MoV鋼的組織均出現較為嚴重的老化,球化等級為4級,為完全球化。

圖3 末級再熱器管12Cr1MoV鋼的金相組織

對進汽側近集箱位置12Cr1MoV鋼管向火側的金相組織進行觀察,結果見圖4。該處12Cr1MoV鋼的金相組織正常,未發生球化現象,鐵素體晶粒內部未有碳化物析出,珠光體形貌清晰可見,說明遠離爆口的近集箱位置12Cr1MoV鋼管段未出現超溫現象。

圖4 近集箱側12Cr1MoV鋼的金相組織形貌

在SEM下觀察末級再熱器進汽側爆口附近位置和近集箱位置12Cr1MoV鋼的試樣的高倍顯微組織形貌,以進一步確認組織老化狀態。圖5為爆口附近和近集箱位置12CrMoV鋼的SEM組織形貌。由圖5(a)可見:進汽側爆口附近12Cr1MoV鋼的鐵素體基體上分布著大量碳化物,晶界上有較多的粗大碳化物顆粒,并且晶界已發生明顯粗化。另外,鐵素體晶粒內分布著大量細小碳化物顆粒。由圖5(b)可見:進汽側近集箱位置12Cr1MoV鋼仍可見明顯的珠光體組織,珠光體區域可見大量碳化物顆粒,鐵素體晶界上雖可見明顯的碳化物顆粒,但未發生粗化。

圖5 進汽側12Cr1MoV鋼的SEM形貌

圖6為在SEM觀察下進汽側爆口附近位置12Cr1MoV鋼的能量分散譜儀(EDS)元素面分布分析結果。晶界上粗大顆粒主要對應Cr元素的富集,為Cr23C6析出相[7]。

圖6 進汽側爆口附近位置12Cr1MoV鋼的EDS元素面分布

在SHT5106液壓伺服萬能試驗機上對進汽側爆口附近、出汽側及進汽側近集箱位置的12Cr1MoV鋼取樣管段進行室溫拉伸試驗,結果見表2。

表2 取樣管段12Cr1MoV鋼的室溫拉伸試驗結果

12Cr1MoV鋼管子服役14萬h后:進汽側爆口附近的管段除延伸率外,其屈服強度、抗拉強度和硬度均低于GB/T 5310-2017要求的最低值;出汽側及近集箱位置的管段除抗拉強度低于標準要求的最低值外,其屈服強度、延伸率和硬度均滿足標準要求。

根據爆口附近12Cr1MoV鋼的組織分析(見圖3、圖5)和元素能譜分析結果(見圖6)得出,鍋爐長期運行14萬h后,末級再熱器進汽側12Cr1MoV鋼管中的珠光體形貌消失,基體內析出大量碳化物,晶界上碳化物發生粗化。這說明該處管段超溫造成材料嚴重組織老化,從而導致進汽側12Cr1MoV鋼管的性能顯著下降。

在SEM下觀察進汽側12Cr1MoV鋼管段向火側內壁氧化層形貌,并且進行EDS元素面分析。圖7為進汽側12Cr1MoV鋼管段的內壁氧化層EDS元素面分布結果。12Cr1MoV鋼管內壁存在較厚的氧化皮,最大厚度約在0.9 mm以上。氧化皮橫截面上可見明顯的分層現象,靠近母材為內層富Cr的Fe氧化層,外層為Fe的氧化層,并且內外層之間存在較為明顯的界線。

圖7 進汽側12Cr1MoV管內壁橫截面氧化層的能譜元素面分布圖

對末級再熱器進汽側爆口附近12Cr1MoV鋼管內壁氧化皮開展XRD物相分析,分析結果見圖8。由圖8可得:末級再熱器爆口附近12CrMoV鋼管內壁氧化層的物相組成均為FeCr2O4和Fe2O3。結合圖7的EDS元素面分析結果,說明末級再熱器管內壁氧化層由母材附近的具有尖晶石結構的FeCr2O4和外層的Fe2O3組成。

圖8 12Cr1MoV鋼管內壁氧化層的XRD物相分析結果

2 爆管原因分析

在長期運行過程中,12Cr1MoV鋼管處于高溫高壓水蒸氣條件下,材料內部Cr元素向表面擴散,鋼管內壁表面已形成的Cr2O3氧化膜中會形成孔洞、空腔、微裂縫等缺陷,同時由于氧化物晶粒生長和塑性變形,會產生有利于反應物穿透的微小通道[8]。水蒸氣以分子形式通過這些缺陷穿透到合金母材/氧化層界面并與合金母材反應。由于Cr元素的選擇性氧化,在合金母材/氧化層界面必然存在貧Cr區,水蒸氣分子與貧Cr區母材發生反應,同時生成Fe2O3。

3H2O+2Fe=Fe2O3+3H2

(1)

反應釋放出的H2與表面的Cr2O3保護膜發生還原反應,破壞保護層。

3H2+Cr2O3=2Cr+3H2O

(2)

反應中產生水分子,會促進式(1)的進行。

式(1)和式(2)的產物進一步反應生成尖晶石結構的FeCr2O4,并且釋放出H2。

Fe2O3+4Cr+5H2O=2FeCr2O4+5H2

(3)

因此,在初始氧化階段形成的Cr2O3膜中,一旦形成允許水分子滲透的微裂紋、微通道等缺陷,母材在濕氧氣中的氧化就會加速,導致管內壁氧化層厚度以較快的速度增加。另外,管壁溫度越高,氧化速率越快,形成的氧化皮越厚,氧化皮越容易脫落。鍋爐在啟停或大范圍變動負荷的運行過程中,容易出現蒸汽流量變動大或爐內溫降過快的現象,會導致管材內壁氧化皮的脫落、沉積[9]。

圖9為該鍋爐末級再熱器結構圖,爆管發生在U形彎管最內側進汽側標高約700 mm的位置。最內側彎管下彎頭彎曲量最大,長期運行過程中管內壁脫落的氧化皮碎屑隨著蒸汽流動至下彎頭處,極易造成沉積甚至堵塞,從而導致進汽側管壁超溫。這使12Cr1MoV鋼管內壁發生嚴重的氧化和組織老化,造成材質性能下降,進而導致爆管。

圖9 鍋爐末級再熱器結構圖

3 防止氧化皮脫落措施

氧化層脫落主要是因為氧化皮和管材金屬具有不同的物性參數和力學性能,特別是膨脹系數。當氧化皮應變所蓄積的能力大于該氧化皮脫層而產生新的內表面所需的能力時,氧化皮就會脫落[10]。對于電站鍋爐再熱蒸汽管道,應從以下幾個方面進行考慮,以防止氧化皮發生大面積脫落并導致爆管。

(1) 設計制造階段,應從受熱面優化設計、系統設計改進和爐膛熱負荷均勻性優化布局等方面考慮。

(2) 機組運行過程中,需要嚴格控制過熱器出口蒸汽溫度和受熱面管壁溫度。加強燃燒調整和風量控制,防止爐膛內熱負荷擾動造成受熱面超溫。

(3) 鍋爐啟停過程中,嚴格按照規定的啟停曲線對受熱面溫度進行控制,抑制氧化皮的脫落;通過汽輪機旁路系統對再熱器系統進行供汽保護,減少再熱器干燒時間,降低管壁溫度,抑制氧化皮的生成和脫落。

4 結語

通過宏觀形貌觀察、金相組織分析、SEM形貌觀察、能譜元素分析、氧化層物相分析、硬度和拉伸性能測試等,對服役14萬h鍋爐發生爆管泄漏的末級再熱器12Cr1MoV管進行綜合分析,得到如下結論:

(1) 發生爆管的末級再熱器進汽側和出汽側12Cr1MoV鋼的組織均有較為嚴重的老化,球化等級為4級,為完全球化。

(2) 進汽側爆口附近的12Cr1MoV鋼管段除延伸率外,其屈服強度、抗拉強度和硬度均低于GB/T 5310-2017要求的最低值;出汽側及近集箱位置的12Cr1MoV鋼管段除抗拉強度低于標準要求的最低值外,其屈服強度、延伸率和硬度均滿足標準要求

(3) 該末級再熱器進汽側12Cr1MoV鋼的爆管泄漏主要是由于管內壁氧化皮脫落,脫落的氧化皮在下彎頭處沉積后堵塞管子,引起進汽側管壁超溫,進而導致12Cr1MoV鋼管內壁材質性能下降,最終造成爆管。