锅炉水冷壁用内螺纹管泄漏原因分析

张 虔，龚 巍

（1.哈尔滨锅炉厂有限责任公司，黑龙江 哈尔滨 150046；2.高效清洁燃煤电站锅炉国家重点实验室(哈尔滨锅炉厂有限责任公司)，黑龙江 哈尔滨 150046）

某电厂2#炉为660MW超超临界清洁高效燃煤发电机组，在机组运行期间其水冷壁用内螺纹管爆管发生泄漏，运行时间累计约为1440小时。泄漏样管的宏观全貌如如图1所示，管子的材质为15CrMoG，规格为Φ28.6mm×6.2mm。为了查明锅炉水冷器用15CrMoG内螺纹钢管发生泄漏的原因，提高锅炉机组的安全可靠性，笔者对其进行了理化检验和分析[1，2]。

1 理化检验

1.1 宏观检验

将该水冷壁泄漏管段进行宏观检验，其宏观形貌如图2所示。由图2可知，爆口呈鱼嘴状，表面粗糙且有较厚的氧化层，爆口右侧有鼓包，爆口边缘较粗糙并不锋利，边缘最薄处约为3.82mm，管径有明显的胀粗痕迹，其宏观形貌具有过热爆管的特征。

1.2 几何尺寸测量

对泄漏样管进行几何尺寸测量，测量泄漏样管不同位置处最大管径，测量位置如图2，所示，测量结果如表1所示。由测量结果可知，远离泄漏点处的管段未见胀粗。

图1 泄漏样管外径的测量位置

表1 15CrMoG泄漏样管不同位置处外径的测量值(mm)

1.3 化学成分分析

采用OBLF QSN-750型直读光谱仪对泄漏样管段进行化学成分分析，由表2可知，该管段的各元素含量均满足GB/T5310-2017钢化学成分的技术要求，可排除泄漏管段材料用错的可能性。

表2 15CrMoG泄漏管段化学成分分析(wt%)

1.4 力学性能试验

在15CrMoG泄漏管段取样，取样位置为图2中的3号与4号位置，按GB/T231.1-2009进行布氏硬度试验，结果如下表3所示，可见该泄漏管段的硬度试验仍满足GB/T0-2017的技术要求。

1.5 金相检验

在泄漏管段的爆口处、远离爆口50mm处和远离爆口110mm处的向火侧与背火侧分别切取金相试样(取样位置为如图2中1号至3号位置和1’号至3’号位置)，试样经过磨制、抛光处理后，用4%硝酸酒精溶液进行化学浸蚀，在光学显微镜下观察其微观组织形貌(如图2所示)。由图2可知，泄漏样管爆口处与远离爆口的金相组织为铁素体+珠光体+贝氏体，未见明显的球化现象，晶粒度约为8.0级。

2 分析与讨论

由宏观检测与几何尺寸测量可知，泄漏管段爆口呈鱼嘴状，边缘较粗糙并不锋利，边缘壁厚最薄处仅为3.82mm，爆口处与远离爆口处的外径最大胀粗率分别约为27.55%与6.64%，爆口附近外表面有明显的平行于管轴线的宏观蠕变裂纹等情况，具有过热爆管的宏观形貌特征。

由宏观检测可知，管子外壁氧化层较厚，测定其最深处达0.13mm。众所周知，铁与氧可形成一系列的氧化物FeO、Fe2O3和Fe3O4，其中FeO层的抗氧化能力较差，Fe2O3和Fe3O4是复杂的尖晶石型结构，这种氧化膜的扩散速度很小，氧化过程不易进行。铁与氧所形成的结构与温度有关，当温度在570℃以下(15CrMoG的极限使用温度为550℃)时所形成的氧化膜是由Fe2O3和Fe3O4所组成，而当温度高于570℃时氧化膜由Fe2O3+Fe3O4+FeO三层氧化物所组成，其厚度比例分别为1：10：100。由此表明：这时氧化膜中FeO是占主要的地位，金属原子容易通氧化膜，其扩散速度较快，故氧化速度也显著增加。

图2 泄漏样管爆口处与远离爆口处的微观组织形貌

据介绍该炉共运行了两个月，累计运行时间约1440小时左右，出现如此之涨粗及氧化层，说明该水冷壁管运行中超温。超温运行使材料的强度降低，塑性增加，因此管径明显涨粗，壁厚减薄。当管材所承受的应力局部超过该材料所能承受的压力时，便发生爆管。

综上所述，该水冷壁用15CrMoG钢管在运行期间发生超温，导致材料的高温屈服强度、蠕变断裂强度等下降，蠕变速率加快，并萌生蠕变裂纹，管壁无法承受管内压产生的应力，最终导致管子发生泄漏。

3 结论及建议

该锅炉水冷壁管泄漏原因是由于在锅炉机组运行期间，水冷壁管子处于超温运行状态，使得材料的高温屈服强度、蠕变断裂强度等下降，蠕变速率加快，并萌生蠕变裂纹，管壁无法承受管内压产生的应力，最终导致管子发生泄漏。