0. 引言

鍋爐過熱器是將蒸汽從飽和溫度進一步加熱至過熱溫度的部件,可以減少汽輪機排汽中的含水率。在服役過程中,過熱器管壁溫度可能長期處于設計服役溫度以上但低于材料下臨界轉變溫度,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生爆裂。研究[1-2]表明,過熱器爆管事故已成為影響發電機組安全運行的主要因素,由此引起的非計劃停運次數占比達40%以上。引起過熱器爆管的原因眾多,包括氧化腐蝕[2]、管壁疲勞[3]、短時或長時超溫過熱[4-5]、焊縫開裂、微動磨損等[2-5],其中長時過熱導致的蠕變斷裂最為常見[5-7]。

T91（9Cr-1Mo-V-Nb）鋼是在600~650℃溫度區間使用的新汽水管道鋼,屬于馬氏體耐熱鋼[8],在火電廠過熱器管等重要部件上得到廣泛使用[9-10]。然而,在熱電廠實際運行監督過程中常發現過熱器中的T91鋼部件出現組織異常和硬度低的問題[11],這將導致該部件抗蠕變斷裂能力下降[12]。某公司余熱鍋爐過熱器用T91鋼管在服役79583h后發生爆管,爆口位于過熱器中心靠下位置。在鍋爐最大連續蒸發量的工況條件下,過熱器的運行參數為煙氣進口溫度809.0℃,出口溫度716.0℃,平均流速12.3m·s−1,工作壓力18.5MPa,蒸汽溫度543.0℃,蒸發量1275t·h−1。根據GB/T 5310—2017《高壓鍋爐用無縫鋼管》,該T91鋼管采用冷彎工藝制成,規格為外徑51mm、壁厚7mm。為了找到該鋼管爆管原因,保證熱電廠鍋爐的安全運行,作者對其進行了失效分析。

1. 理化檢驗及結果

1.1 化學成分

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成分。由表1可知,爆管的化學成分符合GB/T5310—2017《高壓鍋爐用無縫鋼管》和ASME SA-213Standard 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13cm、寬7cm的大開口,爆口張開較大呈喇叭狀,鋼管外壁出現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裂,這說明管體經歷了長時間的過熱過程。爆口的邊緣管壁明顯減薄,內表面光滑,未發現沿管道方向的縱向裂紋；除爆口部位,其他部位未見脹粗；爆口處的內外表面均出現呈白色或黃色的菜花狀沉積物和明顯腐蝕跡象；遠離爆口處的管壁未出現變薄現象。這些現象均說明爆管經歷了短時過熱過程。

圖 1T91鋼爆管的宏觀形貌

Figure 1.Macromorphology of T91steel burst pipe: (a) overall morphology of burst pipe section; (b) overall morphology at burst position; (c) magnified morphology at burst position

采用直接測量方法測定爆管外徑,從爆口位置沿軸向向兩端等距測試,距爆口相同距離處沿周向測5個點取平均值,并計算脹粗率。由表2可知,過熱器爆管的近爆口管段均存在蠕變脹粗現象,在距爆口10~200mm處的脹粗率均超過DL/T 438—2016《火力發電廠金屬技術監督規程》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鋼管和發生爆管的T91鋼管的爆口斷面處、鄰近爆口處、遠離爆口處沿管壁徑向方向制取金相試樣,經粗磨、拋光、體積分數4%硝酸乙醇溶液腐蝕后,采用OlympusGX71型光學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鐵素體+少量馬氏體+碳化物,近爆口處組織表現出明顯的塑性變形特征,遠離爆口處存在大量鐵素體和碳化物,對比DL/T 884―2019《火電廠金相檢驗與評定技術導則》可知組織老化達5級。

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 T91steel 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,采集晶體學信息,使用Aztec Crystal 2.1軟件應用等效圓直徑方法統計平均晶粒尺寸。由圖3可知：T91鋼管爆口斷面處的平均晶粒尺寸較大,約為4.84μm,沿軸向存在較多小角度（2°~15°）晶界（占比39.6%）,位錯較為嚴重,說明爆口斷面處在高溫和高壓環境下經歷了顯著的塑性變形和應力集中；該位置內核平均取向差（KAM）高,說明局部應力積累,這會導致位錯密度增加,進而促使晶粒發生合并和再結晶。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%,局部位錯較低,說明該區域雖然受到了爆管的影響,但所承受的熱應力和機械應力較小；此處晶粒發生細化,可能是因為快速冷卻引起的再結晶不完全,KAM值較低,說明經歷了相對較輕的塑性變形。遠離爆口處的平均晶粒尺寸較小且均勻,約為4.08μm,晶界清晰,小角度晶界占比30.7%,位錯程度較低,說明爆管并未影響到該區域；此處KAM值低,說明材料未經歷顯著的塑性變形,但是因受到明顯的高溫或應力影響,該區域晶粒發生球化。遠離爆口處T91鋼管的基體組織因長時過熱,老化較為嚴重。

圖 3T91鋼管爆口斷面處、鄰近爆口處以及遠離爆口處的EBSD分析結果

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 力學性能

在遠離爆口處切取矩形狀拉伸試樣,尺寸為150mm×15mm×6mm,根據GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》,采用CMT5205型拉伸試驗機進行拉伸試驗,拉伸速度為0.1mm·min−1。由圖4可知,遠離爆口處T91鋼管的抗拉強度為535MPa,斷后伸長率為9.98%,斷面收縮率為63.04%。根據文獻[13],未服役同批次T91鋼管的抗拉強度在680~685MPa,斷后伸長率在23.5%~25.5%,斷面收縮率在64%~74%,可見服役后T91鋼的抗拉強度和斷后伸長率明顯下降,斷面收縮率略有下降。采用HXD-1000TMSC/GM2型顯微硬度計測試未服役T91鋼管以及遠離爆口處和爆口處T91鋼管的表面硬度,載荷為5N,保載時間為15s,測3個點取平均值。遠離爆口處和爆口處的表面硬度分別為158.0,155.2HV,遠低于未服役T91鋼（248.3HV）?？估瓘姸扰c硬度下降是因為在高溫環境下長期服役后材料組織發生了老化。

圖 4遠離爆口處T91鋼管的應力-應變曲線

Figure 4.Stress-strain curve of T91steel pipe away from burst position

1.5 物相組成及微區成分

采用D8Advance型X射線衍射儀（XRD）對T91鋼管爆口處內壁表面進行物相分析。由圖5可知,爆口處內壁腐蝕產物主要為Fe3O4。過熱器T91鋼管服役時承受著高溫、高壓以及腐蝕性氣體的侵蝕作用。一方面,高溫環境加速了氧化反應,使得氧氣或其他氧化性氣體與金屬鐵反應,特別是在有水蒸氣或其他腐蝕性氣體存在時,氧化反應更易發生,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）會與鋼管發生反應,進一步加劇腐蝕；此外,燃氣中的硫化物和氯化物也可能與鋼管發生化學反應,導致局部腐蝕。同時,過熱器鋼管還容易受到水垢結垢、機械應力和疲勞的影響。水垢的形成會加速電化學腐蝕,表面微裂紋則為腐蝕物質的滲入提供通道,而腐蝕產物的積聚也會導致鋼管耐久性下降。不過,Fe3O4層可以作為隔離層阻止氧氣直接與鐵金屬反應,在一定程度上防止材料進一步腐蝕。

圖 5T91鋼管及其爆口處內壁腐蝕產物的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T91鋼管爆口處內壁表面上的沉積物進行元素價態分析。由圖6可知,XPS譜圖中同時觀察到Fe2+、Fe3+、Cr3+、Mo6+和Si4+的峰,推測鋼管內表面的沉積物的組成可能為Fe2O3、Fe3O4、Cr2O3、MoO3與SiO2。

圖 6T91鋼管爆口處內壁表面沉積物的XPS譜

Figure 6.XPS spectra of sediment on inner wall of T91steel 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T91鋼管爆口軸向截面進行微區成分分析。由圖7可知,爆口處內壁含有較高的鐵、氧和鉻元素。在腐蝕環境中,鉻能與氧結合形成穩定的氧化鉻層,保護T91鋼管內壁免受進一步腐蝕。

圖 7T91鋼管爆口內壁截面的EDS線掃描位置及結果

Figure 7.EDS line scanning position (a) and results (b) of inner wall cross-section of T91steel pipe at burst position

由圖8可知：爆口處內壁表面含鐵和氧元素,結合XRD結果推測,內壁表面均勻覆蓋著一層Fe3O4；內壁表面富含鉻元素。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境中的腐蝕性物質,保護內部基體不被進一步腐蝕。此外,內壁表面還檢測到微量的鉬和硅元素,這些微量元素的析出可能會增加氧化膜的脆性[6],降低其整體的抗斷裂性能。

圖 8T91鋼管爆口處截面的EDS面掃描位置及結果

Figure 8.EDS surface scanning position (a) and results (b–f) of cross-section of T91steel 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

由微觀形貌及微區成分分析可知,爆管內壁表面上的氧化層主要為Fe3O4。過熱器T91鋼管的腐蝕機制涉及高溫下的金屬氧化過程,鐵的氧化物在內外壁表面形成是腐蝕過程中的主要現象,而鉻的添加為鋼管提供了一定的耐腐蝕保護。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,這是短時過熱導致爆管的典型特征,但爆口及其附近區域呈現短時過熱和長時過熱的典型特征。在后續的維修檢查中發現,管內存在脫落的渣狀氧化皮。

由顯微組織與力學性能分析可知,在服役過程中長時間承受的高溫促進了晶粒生長,改變晶界的性質,承受的壓力影響著材料的塑性流動和晶粒重排,在高溫和高壓作用下T91鋼管的組織和性能發生劣化。

調研結果顯示,該電廠發電機組長期參與國家電網的調峰調頻,導致機組負荷隨電網調度發生大幅波動,進而引起超溫運行,導致過熱器服役溫度劇烈變化。負荷波動所產生的交變應力使氧化皮脫落,進而導致管道內局部堵塞,管內壓力驟增,觸發局部超溫并最終引發爆管。此外,傳統燃燒控制系統由于受到煤粉粒徑分布不均以及配風參數失配等因素的制約,常常會導致爐膛內形成顯著的溫度梯度。這一熱場畸變現象會使得過熱器的特定管段長期承受超過設計值的輻射熱流密度,從而誘發材料的持久強度出現明顯衰減趨勢。綜上,爆管是在蠕變損傷與高溫強度不足的共同作用下發生的,確認爆管的原因是復合過熱。

3. 結論及建議

（1）該過熱器用T91鋼管在服役79583h后發生爆管故障,爆管機制為長時過熱與短時過熱共同作用導致的復合過熱。

（2）建議退出機網協調自動系統,減少機組啟停次數,保證機組平穩運行。嚴格遵循鍋爐廠家給定的升溫升壓曲線及升降負荷速率來控制操作,盡量維持機組運行時負荷穩定,減少參與國家電網調峰調頻的頻次,以防止機組負荷隨電網大幅度波動造成交變應力,導致氧化皮脫落,造成局部堵塞；建議采用先進的燃燒控制系統,確保燃料均勻分布,避免局部過熱現象。并且,在鍋爐設計和運行中需合理分配熱負荷,避免局部區域熱負荷過大,同時定期檢測鍋爐管道的溫度分布和材料狀態。

文章來源——材料與測試網