柏振峰

(上海吳涇第二發(fā)電有限責(zé)任公司, 上海 201109)

隨著我國“碳達(dá)峰、碳中和”目標(biāo)的提出,風(fēng)力發(fā)電、太陽能發(fā)電等新能源發(fā)電的發(fā)電量快速增加,我國構(gòu)建新能源及可再生能源占比逐漸提高的新型電力系統(tǒng)的規(guī)劃任務(wù)已基本確立。在此背景下,燃煤機(jī)組既要發(fā)揮其作為電力系統(tǒng)中穩(wěn)定且可靠的電源作用,又要主動(dòng)適應(yīng)新能源快速發(fā)展的需求。對(duì)于需要參與深度調(diào)峰的燃煤機(jī)組[1,2],其鍋爐參數(shù)的頻繁變化勢(shì)必會(huì)對(duì)鍋爐受熱面管的長期安全穩(wěn)定運(yùn)行產(chǎn)生較大的影響[3-5]。

某電廠2臺(tái)600 MW亞臨界燃煤發(fā)電機(jī)組于2001年建成投產(chǎn),鍋爐為一次中間再熱控制循環(huán)汽包爐,采用擺動(dòng)式燃燒器調(diào)溫、四角布置、切向燃燒、正壓直吹式制粉系統(tǒng)、單爐膛、Π形布置、固態(tài)排渣。2021年7月12日,2號(hào)鍋爐發(fā)生再熱器系統(tǒng)泄漏報(bào)警。經(jīng)檢查發(fā)現(xiàn),爐內(nèi)末級(jí)再熱器管從爐左側(cè)數(shù)第44排爐前部分管壁吹損嚴(yán)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(cè)試和拉伸性能測(cè)試等方法,對(duì)發(fā)生泄漏的末級(jí)再熱器12Cr1MoV管段進(jìn)行割管取樣分析,查找管子泄漏失效的原因,以為預(yù)防類似事故的發(fā)生提供參考,保障機(jī)組的長期安全穩(wěn)定運(yùn)行。

1 試驗(yàn)研究

圖1為泄漏位置管子照片。根據(jù)爆口形式判斷第44排第10根管子(見圖1(a))爆口從內(nèi)向外擴(kuò)展(見圖1(b)),應(yīng)為第一泄漏點(diǎn),泄漏后兩排管子對(duì)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(jí)再熱器泄漏處管子累計(jì)運(yùn)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(duì)爆口附近管段的切割試樣進(jìn)行化學(xué)成分分析,試驗(yàn)結(jié)果見表1,結(jié)果表明取樣管段的化學(xué)成分符合GB/T 5310-2017 《高壓鍋爐用無縫鋼管》對(duì)12Cr1MoV鋼的要求。

表1 12Cr1MoV鋼取樣管段的化學(xué)成分分析

在末級(jí)再熱器進(jìn)汽側(cè)第44排第10根管子爆口附近、出汽側(cè)12Cr1MoV鋼管段向火面一側(cè)通過切割加工出小塊試樣,對(duì)橫截面試樣進(jìn)行鑲嵌、磨平和拋光后,用體積分?jǐn)?shù)為4%的硝酸酒精溶液浸蝕,在光學(xué)顯微鏡下觀察其金相組織形貌。末級(jí)再熱器進(jìn)汽側(cè)爆口附近和出汽側(cè)12Cr1MoV鋼的金相組織見圖3。末級(jí)再熱器管爆口附近和出汽側(cè)的12Cr1MoV鋼金相組織為鐵素體+珠光體+碳化物,鐵素體晶內(nèi)和晶界上均可見明顯的碳化物顆粒,僅可見少量珠光體區(qū)域痕跡[6],珠光體中滲碳體已碎化。根據(jù)DL/T 773-2016 《火電廠用12Cr1MoV鋼球化評(píng)級(jí)標(biāo)準(zhǔn)》,發(fā)生爆管的末級(jí)再熱器進(jìn)汽側(cè)和出汽側(cè)12Cr1MoV鋼的組織均出現(xiàn)較為嚴(yán)重的老化,球化等級(jí)為4級(jí),為完全球化。

圖3 末級(jí)再熱器管12Cr1MoV鋼的金相組織

對(duì)進(jìn)汽側(cè)近集箱位置12Cr1MoV鋼管向火側(cè)的金相組織進(jìn)行觀察,結(jié)果見圖4。該處12Cr1MoV鋼的金相組織正常,未發(fā)生球化現(xiàn)象,鐵素體晶粒內(nèi)部未有碳化物析出,珠光體形貌清晰可見,說明遠(yuǎn)離爆口的近集箱位置12Cr1MoV鋼管段未出現(xiàn)超溫現(xiàn)象。

圖4 近集箱側(cè)12Cr1MoV鋼的金相組織形貌

在SEM下觀察末級(jí)再熱器進(jìn)汽側(cè)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(jìn)一步確認(rèn)組織老化狀態(tài)。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(jìn)汽側(cè)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(fā)生明顯粗化。另外,鐵素體晶粒內(nèi)分布著大量細(xì)小碳化物顆粒。由圖5(b)可見:進(jìn)汽側(cè)近集箱位置12Cr1MoV鋼仍可見明顯的珠光體組織,珠光體區(qū)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(fā)生粗化。

圖5 進(jìn)汽側(cè)12Cr1MoV鋼的SEM形貌

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

圖6 進(jìn)汽側(cè)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(yàn)機(jī)上對(duì)進(jìn)汽側(cè)爆口附近、出汽側(cè)及進(jìn)汽側(cè)近集箱位置的12Cr1MoV鋼取樣管段進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn),結(jié)果見表2。

表2 取樣管段12Cr1MoV鋼的室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果

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

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

在SEM下觀察進(jìn)汽側(cè)12Cr1MoV鋼管段向火側(cè)內(nèi)壁氧化層形貌,并且進(jìn)行EDS元素面分析。圖7為進(jìn)汽側(cè)12Cr1MoV鋼管段的內(nèi)壁氧化層EDS元素面分布結(jié)果。12Cr1MoV鋼管內(nèi)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(xiàn)象,靠近母材為內(nèi)層富Cr的Fe氧化層,外層為Fe的氧化層,并且內(nèi)外層之間存在較為明顯的界線。

圖7 進(jìn)汽側(cè)12Cr1MoV管內(nèi)壁橫截面氧化層的能譜元素面分布圖

對(duì)末級(jí)再熱器進(jìn)汽側(cè)爆口附近12Cr1MoV鋼管內(nèi)壁氧化皮開展XRD物相分析,分析結(jié)果見圖8。由圖8可得:末級(jí)再熱器爆口附近12CrMoV鋼管內(nèi)壁氧化層的物相組成均為FeCr2O4和Fe2O3。結(jié)合圖7的EDS元素面分析結(jié)果,說明末級(jí)再熱器管內(nèi)壁氧化層由母材附近的具有尖晶石結(jié)構(gòu)的FeCr2O4和外層的Fe2O3組成。

圖8 12Cr1MoV鋼管內(nèi)壁氧化層的XRD物相分析結(jié)果

2 爆管原因分析

在長期運(yùn)行過程中,12Cr1MoV鋼管處于高溫高壓水蒸氣條件下,材料內(nèi)部Cr元素向表面擴(kuò)散,鋼管內(nèi)壁表面已形成的Cr2O3氧化膜中會(huì)形成孔洞、空腔、微裂縫等缺陷,同時(shí)由于氧化物晶粒生長和塑性變形,會(huì)產(chǎn)生有利于反應(yīng)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(yīng)。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(qū),水蒸氣分子與貧Cr區(qū)母材發(fā)生反應(yīng),同時(shí)生成Fe2O3。

3H2O+2Fe=Fe2O3+3H2

(1)

反應(yīng)釋放出的H2與表面的Cr2O3保護(hù)膜發(fā)生還原反應(yīng),破壞保護(hù)層。

3H2+Cr2O3=2Cr+3H2O

(2)

反應(yīng)中產(chǎn)生水分子,會(huì)促進(jìn)式(1)的進(jìn)行。

式(1)和式(2)的產(chǎn)物進(jìn)一步反應(yīng)生成尖晶石結(jié)構(gòu)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(huì)加速,導(dǎo)致管內(nèi)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(dòng)負(fù)荷的運(yùn)行過程中,容易出現(xiàn)蒸汽流量變動(dòng)大或爐內(nèi)溫降過快的現(xiàn)象,會(huì)導(dǎo)致管材內(nèi)壁氧化皮的脫落、沉積[9]。

圖9為該鍋爐末級(jí)再熱器結(jié)構(gòu)圖,爆管發(fā)生在U形彎管最內(nèi)側(cè)進(jìn)汽側(cè)標(biāo)高約700 mm的位置。最內(nèi)側(cè)彎管下彎頭彎曲量最大,長期運(yùn)行過程中管內(nèi)壁脫落的氧化皮碎屑隨著蒸汽流動(dòng)至下彎頭處,極易造成沉積甚至堵塞,從而導(dǎo)致進(jìn)汽側(cè)管壁超溫。這使12Cr1MoV鋼管內(nèi)壁發(fā)生嚴(yán)重的氧化和組織老化,造成材質(zhì)性能下降,進(jìn)而導(dǎo)致爆管。

圖9 鍋爐末級(jí)再熱器結(jié)構(gòu)圖

3 防止氧化皮脫落措施

氧化層脫落主要是因?yàn)檠趸ず凸懿慕饘倬哂胁煌奈镄詤?shù)和力學(xué)性能,特別是膨脹系數(shù)。當(dāng)氧化皮應(yīng)變所蓄積的能力大于該氧化皮脫層而產(chǎn)生新的內(nèi)表面所需的能力時(shí),氧化皮就會(huì)脫落[10]。對(duì)于電站鍋爐再熱蒸汽管道,應(yīng)從以下幾個(gè)方面進(jìn)行考慮,以防止氧化皮發(fā)生大面積脫落并導(dǎo)致爆管。

(1) 設(shè)計(jì)制造階段,應(yīng)從受熱面優(yōu)化設(shè)計(jì)、系統(tǒng)設(shè)計(jì)改進(jìn)和爐膛熱負(fù)荷均勻性優(yōu)化布局等方面考慮。

(2) 機(jī)組運(yùn)行過程中,需要嚴(yán)格控制過熱器出口蒸汽溫度和受熱面管壁溫度。加強(qiáng)燃燒調(diào)整和風(fēng)量控制,防止?fàn)t膛內(nèi)熱負(fù)荷擾動(dòng)造成受熱面超溫。

(3) 鍋爐啟停過程中,嚴(yán)格按照規(guī)定的啟停曲線對(duì)受熱面溫度進(jìn)行控制,抑制氧化皮的脫落;通過汽輪機(jī)旁路系統(tǒng)對(duì)再熱器系統(tǒng)進(jìn)行供汽保護(hù),減少再熱器干燒時(shí)間,降低管壁溫度,抑制氧化皮的生成和脫落。

4 結(jié)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(cè)試等,對(duì)服役14萬h鍋爐發(fā)生爆管泄漏的末級(jí)再熱器12Cr1MoV管進(jìn)行綜合分析,得到如下結(jié)論:

(1) 發(fā)生爆管的末級(jí)再熱器進(jìn)汽側(cè)和出汽側(cè)12Cr1MoV鋼的組織均有較為嚴(yán)重的老化,球化等級(jí)為4級(jí),為完全球化。

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

(3) 該末級(jí)再熱器進(jìn)汽側(cè)12Cr1MoV鋼的爆管泄漏主要是由于管內(nèi)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(jìn)汽側(cè)管壁超溫,進(jìn)而導(dǎo)致12Cr1MoV鋼管內(nèi)壁材質(zhì)性能下降,最終造成爆管。