杨军胜, 陈 元

(陕西清水川能源股份有限公司, 榆林 719405)

在12Cr1MoVG钢材料中加入少量的钒元素，可以降低铬元素、钼元素由铁素体向碳化物转变的速率，从而提高材料的稳定性和热强性。弥散分布的碳化物强化了铁素体基体，使材料具有焊接工艺良好、热处理工艺成熟、性价比高等优点，被广泛应用于蒸汽管道、集箱、过热器、再热器等部件的制造中[1-2]。再热器是水管锅炉的重要部件，其管屏会受到辐射的影响、燃烧产物的腐蚀、飞灰的磨损及管内高温高压蒸汽的氧化，使部分管子产生热偏差和腐蚀损伤，从而导致超温爆管[3]，这严重影响了机组的安全运行。针对锅炉过热器、再热器爆管，国内外均有不少文献对此进行了研究，对于分析爆管的原因及预防爆管方面提供了宝贵经验[4-5]。

在某电厂300 MW机组锅炉运行过程中，发现屏式再热器泄漏，泄漏具体位置为屏式再热器受热面管子夹持定位管的弯头B至A侧第5排，材料为12Cr1MoVG钢，规格为63 mm×5 mm(外径×壁厚)，再热器出口设计压力为3.76 MPa，出口蒸汽温度为541 ℃，已累计运行50 000 h。对其他管屏相同部位进行渗透检测(PT)，发现B至A侧第3排弯头外弧面有线性缺陷。笔者从屏式再热器的宏观形貌、化学成分、力学性能、硬度等方面对爆管的根本原因进行分析，并提出了改进和预防措施。

1 理化检验

1.1 宏观观察

对爆口处进行观察，其宏观形貌如图1所示。由图1可知：爆口位于弯头起弯处的向火面(外弧面)，沿管子纵向开裂，裂纹总长度约为48 mm，裂纹深度贯穿整个壁厚。爆口边缘粗钝，外壁呈灰黑色，表面存在结焦和较厚的氧化皮；内壁存在结垢。爆口边缘和尖端附近分布着大量微裂纹，整个爆口呈典型长时过热的特征。

图1 爆口宏观形貌

1.2 化学成分分析

取直管段试样进行化学成分分析，分析结果如表1所示，通过分析可知爆管试样化学成分符合GB/T 5310—2017 《高压锅炉用无缝钢管》的技术要求。

表1 爆管试样化学成分 %

1.3 力学性能测试

分别在直管段的向火面和背火面(内弧面)沿纵向各取1个拉伸试样。按照GB/T 228.1—2010 《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》进行力学性能测试，结果如表2所示。由表2可知：直管段试样的室温屈服强度、抗拉强度、断后伸长率远高于GB/T 5310—2017标准的下限值，力学性能均满足标准GB/T 5310—2017的要求，可见直管段试样的力学性能处于较好水平，但是向火面的力学性能均低于背火面，可见向火面的性能劣化较为严重。

表2 试样的力学性能测试结果

1.4 硬度测试

分别在管样的直段、弯头弯曲中心以及爆口处截取全壁厚环状试样。按照GB/T 4340.1—2009《金属材料 维氏硬度试验 第1部分：试验方法》分别在试样向火面和背火面的位置进行硬度测试，测试结果如表3所示。由表3可知：直管段试样的向火面的硬度为177 HV，背火面的硬度为185 HV，均满足标准GB/T 5310—2017的要求，且向火面的硬度略低于背火面，这与直管段试样的力学性能测试结果相对应；管样弯头弯曲中心处向火面的硬度为171 HV，满足标准GB/T 5310—2017的要求，背火面的硬度为201 HV，高于向火面硬度且超出标准GB/T 5310—2017的要求，分析为弯曲变形强化所致。弯管为冷弯成型，成型后没有进行消应力热处理，运行中弯头向火面直接与烟气接触，在弯头内外产生温度差，向火面温度高于背火面，长时间运行相当于对向火面进行了消应力回火，宏观表现为向火面的硬度低于背火面的硬度。管样爆口处均位于弯头起弯处的向火面，爆口附近硬度为108 HV，对应背火面的硬度为185 HV，爆口附近硬度显著低于背火面的硬度，并且低于弯头弯曲中心处的向火面硬度。

表3 维氏硬度测试结果 HV

1.5 金相检验

对管样的直段和弯头处沿横截面各截取1个全壁厚环状试样，对其进行机械抛光后，采用4%(体积分数)硝酸酒精溶液浸蚀，然后在Olympus GX-51型光学显微镜下进行显微组织观察。

1.5.1 直管段显微组织分析

直管段向火面和背火面的显微组织形貌如图2所示，向火面和背火面的显微组织均为铁素体+贝氏体+碳化物。向火面的球化级别为3级(中度球化)，背火面的球化级别为2级(轻度球化)，向火面球化程度大于背火面，这与力学性能及硬度的测试结果相对应。

图2 直管段显微组织形貌

1.5.2 弯头处微观形貌

管样弯头处显微组织形貌如图3所示，向火面的显微组织为铁素体+碳化物，球化级别为5级(严重球化)；背火面的显微组织为铁素体+贝氏体+碳化物，球化级别为2级(轻度球化)。向火面的球化程度大于背火面，这与硬度测试结果相对应。

图3 管样弯头处显微组织形貌

弯头内壁、外壁氧化层的微观形貌如图4所示，可以看出管样弯头处的内壁、外壁均形成较厚的氧化层，且向火面氧化层厚度大于背火面氧化层厚度，外壁氧化层厚度大于内壁氧化层厚度，向火面外壁氧化层的最大厚度达到530 μm～557 μm，内壁氧化层的最大厚度达到270 μm～306 μm。弯头弯曲中心处向火面的剩余壁厚为3.9～4.1 mm，背火面的壁厚未见明显减薄。

1.5.3 爆口处微观形貌

爆口处的微观形貌如图5所示,由图5可知，爆口起源于弯头起弯处的向火面，向火面附近存在较多的微裂纹，裂纹由外壁沿晶界向内壁扩展。爆口处的显微组织为铁素体+碳化物，球化级别为5级(严重球化)，组织中沿晶界已产生明显的链状孔洞，并沿晶界逐渐扩展。爆口处外壁有较多纵向的沿晶蠕变裂纹，爆口处外壁、内壁均形成了较厚的氧化层，爆口处的有效壁厚仅为1.2 mm，爆口附近的剩余壁厚仅为2.5 mm。

图5 爆口处微观形貌

1.6 爆口处扫描电镜及能谱分析

对管样爆口处沿横截面取样，采用扫描电子显微镜对截面进行微观形貌观察及能谱分析，试样的微观形貌如图6所示，能谱分析结果如表4所示。

图6 爆口处截面微观形貌

表4 爆口处能谱分析结果 %

由图6可知：爆口周围外壁氧化层的总厚度为719 μm；外壁氧化层具有3层结构：最外层为结构较复杂的焦层，中间层和最内层为氧化膜，中间层较疏松，最内层较致密。能谱分析结果显示：最外层主要成分为铁的氧化物，其次含有铝、硅、钙、硫、钾等杂质元素；中间和最内氧化层主要成分为铁的氧化物，中间层含氧量高，最内层含氧量低，中间层和最内层均有一定含量的硫元素。

爆口处外壁和内壁均分布着较多纵向的沿晶蠕变裂纹。裂纹在外壁为沿铁素体晶界，由外壁向内壁扩展，裂纹在内壁为由内壁向外壁扩展。对裂纹尖端的微观形貌进行观察发现，裂纹一直延伸至管壁中部，严重球化的铁素体晶界周围存在沿晶微裂纹。能谱分析结果显示：裂纹内的腐蚀产物主要成分为铁的氧化物，并且含有一定量的硫元素。扫描电镜分析结果与金相检验结果一致，进一步证明该爆口具有典型长时过热的特征。

2 综合分析

由理化检验结果可知，直管段试样的力学性能和硬度均满足标准GB/T 5310—2017的要求，其显微组织为铁素体+贝氏体+碳化物，直管段试样向火面的球化级别为3级(中度球化)，背火面的球化级别为2级(轻度球化)，可见高温服役后直管段试样向火面的性能、组织劣化较为严重。直管段的内壁、外壁均覆盖有一层较薄的氧化层，壁厚未见明显减薄。

管样弯头弯曲中心处的硬度未见异常，其向火面的硬度低于背火面的硬度。向火面的显微组织为铁素体+碳化物，其球化级别为5级(严重球化)；背火面的显微组织为铁素体+贝氏体+碳化物，其球化级别为2级(轻度球化)，表明弯头弯曲中心处向火面的性能劣化更为严重。弯头弯曲中心处内壁、外壁均覆盖有一层均匀的氧化层，向火面外壁氧化层的最大厚度为530 μm～557 μm，内壁氧化层最大厚度为270 μm～306 μm，氧化是材料在高温环境下失效的一个重要原因[4]；弯头弯曲中心处向火面的剩余壁厚为3.9～4.1 mm，背火面的壁厚未见明显减薄。

爆口处向火面的内壁、外壁均有蠕变裂纹，且均形成较厚的氧化层，壁厚发生严重减薄，显微组织均为铁素体+碳化物，球化级别为5级(严重球化)。由扫描电镜及能谱分析结果可知，爆口处外壁氧化层具有3层结构，最外层为较复杂的焦层，其主要成分为铁的氧化物，其次含有铝、硅、钙、硫、钾等杂质元素，中间层和最内层为氧化膜，其主要成分为铁的氧化物，还含有一定量的硫元素。中间层较疏松、氧元素含量高，可见是金属发生了完全氧化；最内层较致密、氧含量低，说明金属发生了部分氧化。爆口周围沿晶蠕变裂纹内部的腐蚀产物除了铁的氧化物外，还含有一定量的硫元素。

锅炉燃烧过程中，煤粉颗粒所含易熔或易气化的物质迅速挥发成气态进入烟气，当温度降低时发生凝结，黏附在烟气冲刷的受热面、炉墙上，或在飞灰颗粒表面形成熔融的碱化物膜(也称碱性膜)，然后黏附在受热面上形成初始结焦层，成为结焦发展的条件。随着外表面温度不断升高，结焦层越来越厚。结焦使受热面的传热热阻增大，传热恶化导致火焰中心上移，炉膛出口烟气温度升高，金属管壁的温度甚至出现超温，从而加剧了金属材料的氧化和组织老化。

12Cr1MoVG钢材料的显微组织为铁素体+贝氏体，贝氏体中的渗碳体具有较大的表面能，存在从较高能量向较低能量转化的趋势，在高温和内外应力的长期作用下，原子扩散能量增强，逐渐发生渗碳体由片状向球状的球化转变[7]。渗碳体从固溶体中析出，逐渐聚集长大并向晶界转移[8-9]，使材料的热强性下降，最终发生高温蠕变，产生蠕变裂纹。蠕变裂纹是由蠕变过程中晶界滑动在晶界三叉节点应力集中造成的[10]，先产生晶界孔洞，形成晶界台阶，然后在晶界三叉节点处产生微裂纹，并沿晶界扩展，在内部介质压力的作用下，最终发生蠕变开裂。

3 结论及建议

爆口位于弯头起弯处的向火面，符合长时超温爆裂特征。爆口处的显微组织严重老化(球化级别为5级)，爆口周围内壁、外壁均有较多的纵向蠕变裂纹，且均覆盖有很厚的氧化层，外壁氧化层最大厚度为530 μm～557 μm。弯头向火面的开裂原因为外壁结焦，导致弯头局部长时过热，过热处管子的组织、性能出现严重劣化使得局部发生蠕变，产生蠕变裂纹，裂纹沿晶扩展。

建议加强运行管理，跟踪监视受热面金属的壁温，严禁超温运行。加强对锅炉燃烧的调整，减小炉膛烟的温差，降低烟气对受热面管子的冲刷，防止因火焰偏斜造成管子局部超温。加强防磨、防爆检查，必要时取样进行金相检验和氧化层检查，评估受热面管子的服役寿命，对组织劣化严重的管子(球化级别达到3级或3级以上)，应择机进行更换，确保锅炉安全稳定地运行。