电厂锅炉水冷壁爆管原因分析报告.docx
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电厂锅炉水冷壁爆管原因分析报告
锅炉水冷壁爆管原因分析
12007107徐海燕
12007109杨春雷
12007117沈林
指导老师：
***
锅炉水管泄漏故障是一个影响机组安全稳定运行的问题，原因比较复杂，涉及多门交叉学科，往往对其产生的原因做出正确的判断。
采用“快速”抢修方法、不能根本解决事故，以致可能造成相同的原因的保管再次发生，带来不必要的损失。
我国火电机组由于炉管事故引起的非计划停运小时数占机组非计划停运总时长的37.8%，而美国仅为7%。
因此防治水管爆漏的任务是艰巨的。
防止锅炉水管泄漏工作是一个复杂的系统工程，需要在统一的要求下，根据具体的情况，不断完善制度、标准、规程体系，依据制度和标准规程、规范，不断深入开展工作。
锅炉四管泄漏问题总是存在很强的周期性和转移性。
一、实验目的
1.对送检的某电厂水冷壁管爆管进行宏观分析、材质检验、硬度检测、金相检验；
2.综合分析炉管的爆管失效原因；
3.灵活掌握现代分析技术，锻炼自主进行实验方法的设计与实施的创新能力。
二、实验原理
（一）、水冷壁管
水冷壁管是指敷设在锅炉炉膛四周，由多根并联管组成的水冷包壳。
水冷壁是锅炉的主要受热部分，它由数排钢管组成，分布于锅炉炉膛的四周，主要吸收炉膛中高温燃烧产物的辐射热量，工质在其中做上升运动，受热蒸发。
它的内部为流动的水或蒸汽，外界接受锅炉炉膛的火焰的热量。
水冷壁最初设计时，目的并不是受热，而是为了冷却炉膛使之不受高温破坏。
後来，由于其良好的热交换功能，逐渐取代汽包成为锅炉主要受热部分。
水冷壁的作用是吸收炉膛中高温火焰或烟气的辐射热量，在管内产生蒸汽或热水，并降低炉墙温度，保护炉墙。
在大容量锅炉中，炉内火焰温度很高，热辐射的强度很大。
锅炉中有40～50％甚至更多的热量由水冷壁所吸收。
除少数小容量锅炉外，现代的水管锅炉均以水冷壁作为锅炉中最主要的蒸发受热面。
水冷壁的工作条件比较恶劣，除了要承受高温高压作用外，还受到来自工质侧或烟气侧的腐蚀、磨损和疲劳损伤，因此在服役过程中会产生一系列的材料、组织与性能的变化，容易造成水冷壁管的泄漏。
（二）、20G
水冷壁管的材质一般为20G、依据GB5310-2008，20G的化学成分为：
化学成分（wt%）
C
Si
Mn
P
S
标准值
0.17～0.24
0.17～0.34
0.35～0.65
≤0.030
≤0.030
此外，20G钢管的室温时的力学性能为：
抗拉强度Rm：
410～550MPa；下屈服强度断或规定非比RcL或RP0.2：
不小于245MPa；断后延伸率A：
横向不小于22%，纵向不小于24%；20G钢管的最高使用温度为450℃。
（三）、水冷壁管爆管的可能原因
a）腐蚀结垢造成爆管（主要由炉管表面沉积物成分判断）
1、氧腐蚀：
金属基体有皿状蚀坑；
2、酸腐蚀：
爆口附近没有明显蠕胀和明显塑性变形，属于脆性断裂；管样内表面垢层由多层组成，包括铁的腐蚀产物，氧化物和盐类，垢层和金属基体间有明显空腔，除去垢层后金属基体有皿状蚀坑；垢下金属基体内有大量晶间裂纹，并存在脱碳现象；
3、氢腐蚀：
暴露呈锯齿状，爆口处无明显胀粗、减薄，为脆性断口；爆口组织中有大量沿晶微裂纹，且脱碳层明显。
向火面内壁可以看到明显的腐蚀痕迹；
4、碱腐蚀：
炉管表面有沉积物，垢层有碱性产物，并有坑状腐蚀痕迹；
5、结垢：
有严重垢下腐蚀，向火面结垢严重的管段金相组织明显球化，并产生密集性横向裂纹，背火面金相组织正常。
b）过热造成爆管
长期超温和短时过热因高温作用时间及其程度的差异，表现在爆管的涨粗变形量、破裂口形状及显微组织特征均有所不同。
长期超温是指金属管子长时间在超过允许运行温度的情况下使用，由于蠕变损伤的出现，材料缺口敏感性增加和高温持久强度下降而引起爆管。
其过程缓慢，超温水平较低，通常不会超过第一临界点Ac1温度。
短时过热则是管子在运行中，由于冷却条件恶化等原因，使部分管壁温度在短时期内突然上升，甚至达到钢管材料临界点以上温度。
钢在这样高的温度下，短时抗拉强度急剧下降，在介质压力的作用下，温度高的向火侧首先产生塑性变形，管径涨粗，管壁减薄，随后发生爆破，也称加速蠕变损伤。
其过程迅速，超温水平较高，金属材料发生部分或完全相变。
1、长期过热————造成材料的高温持久蠕变性能下降
较长时间内实际壁温超出管子正常设计壁温，造成管子长时过热，从而导致材质严重劣化：
爆口形貌：
破口处呈现脆性厚唇式形貌，表面有明显的氧化皮，爆口附近表面有与口平行的其他纵向裂纹，爆口附近的横截面由原始的圆形变为椭圆形，但爆口附近没有明显的减薄特征；
金相组织：
爆口裂纹两侧有大量的蠕变裂纹和蠕变孔洞，蠕变裂纹沿晶界扩展，裂纹内填充大量氧化物。
爆口附近的金相组织，可见组织为铁素体+碳化物，珠光体中的片状碳化物已经完全球化成颗粒状碳化物；远离爆口处的金相组织与爆口附近的金相组织没有明显差异。
根据这上述组织特征，可判断爆口处处于长时间过热状态，但温度没有达到Ac1以上的相变区，因此组织变化特征是珠光体中的片状碳化物发生球化和晶界上形成蠕变孔洞和蠕变裂纹。
2、短期过热————使材料性能不足以承受工作压力
（1）、短时急剧过热至Ac1～Ac3高温区引起的瞬时破裂
爆口位于向火侧，沿管材纵向撕裂。
爆口边缘显著减薄，呈撕裂状，张口大，（明显短时超温爆管特征）有明显的塑性变形，爆口处管壁明显减薄，破口处管子的横截面由原始的圆形变为椭圆形，表面没有明显的氧化皮，爆口附近表面没有与爆口平行的其他纵向裂纹。
水冷壁远离爆口处的金相组织，可见组织为铁素体+珠光体，为20钢正常组织，珠光体没有明显球化；爆口处的金相组织，可见组织为贝氏体+铁素体+珠光体，为亚温淬火组织
根据以上组织特征，可判断爆口处的过热温度到达了Ac1～Ac3相变区。
硬度测试：
爆口处基体的显微硬度约为215～235，远离爆口处基体的显微硬度约为160～180，爆口处的硬度明显高于正常基体的硬度，与上面各组织区域符合（爆口处有淬火组织，故硬度较大）。
（2）、短时急剧过热至Ac1～Ac3低温区引起的瞬时破裂
爆口形貌：
破口处塑性变形不明显，管壁有一定减薄，表面有一定的氧化皮，爆口附近表面有与爆口平行的其他纵向裂纹
金相组织：
水冷壁远离爆口处，基体金相组织为铁素体+珠光体，为20钢正常组织，珠光体没有明显球化；靠近爆口处基体的金相组织，也为铁素体+珠光体，但珠光体球化数量明显增加。
根据以上组织特征，可判断爆口处曾过热到相变区，即达到了Ac1～Ac3区，但处于Ac1～Ac3区的较低温度处，由于温差相对较小（相对于形成淬火组织所需要的温差），爆管时介质冷却速度不够，因此没有形成淬火组织，但相当于经历了一次比较快速的正火。
由于正火速度较快，Fe-C相图的共析点左移，导致同样成分的亚共析钢，其珠光体数量会增加；
硬度测试：
爆口处基体的显微硬度约为175～185，远离爆口处基体的显微硬度约为125～143，爆口处的硬度要明显高于正常基体的硬度，与上面符合（爆口处有重新正火的组织）。
c）钢材质量不合格造成爆管
1、原材料缺陷
各部位横纵截面上的金相组织均为均匀的铁素体+珠光体，组织中一般不会有过烧等不正常组织，同时管子没有微观裂纹等缺陷，但都有一定深度的表面缺陷或化学成分不达要求导致性能不合格或者基体中有大块的夹杂；
2、原始管壁厚薄不均
各部位横纵截面上的金相组织均为均匀的铁素体+珠光体，组织中一般不会有过烧等不正常组织，爆口前沿及两侧有弥补的纵向小裂纹（疲劳裂纹）。
d）循环不良造成爆管
爆口边缘明显减薄，呈撕裂状，管材向火侧整体存在胀粗，没有明显腐蚀痕迹，爆口远处仍为正常组织。
e）磨损造成爆管————机械磨损引起管子壁厚减薄
f）低负荷运行造成爆管
g）焊接造成爆管————爆管发生在水冷壁的切角屏处
h）炉掉焦造成爆管
三、实验方法
1、实验仪器：
线切割机、热镶样机、水磨机、抛光机、金相显微镜、维氏硬度仪、万能实验机及其他辅助设备。
2、实验材料：
砂纸、硝酸酒精溶液（4%），纯酒精溶液
3、实验过程：
（1）、宏观分析：
用肉眼或放大镜进行观察爆管爆口外观形貌、金属表面是否有垢层，是否有服饰痕迹等，观察纵断面、横截面是否有减薄特征等，，并记录观察结果；
对炉管的外径及壁厚进行测试，分析炉管是否有胀粗、减薄现象。
（2）、线切割取样
在爆口处取四个样（10×5mm），爆口背面两个（10×5mm），裂纹处一个（10×10mm），远离爆口处向火面背火面各取四个样（10×10mm），远离爆口和边界处取四个拉伸试样，其中爆口与拉伸试样相距30cm；
（3）、金相分析：
将取好的样用镶样机镶好，然后通过金相实验，进行研磨抛光，最后腐蚀观察显微组织，确定组织形态，尤其是爆口截面要注意观察其组织变化，并进行拍照讨论；
（4）、通过外观形貌和金相组织特征进行分析，大致确定爆管原因。
（5）、在金相显微组织上，进行显微硬度测试，由硬度的变化判断之前所确定组织的正确性，讨论爆管的力学性能等的变化原因和爆管的最终原因。
四、实验结果
（一）、宏观分析
1、爆口特征
炉管有明显的弯曲变形。
爆口位于向火面的一侧，呈鱼唇状，沿炉管的轴向发展，长度大约55mm，最大开口宽约15mm。
爆口处有明显的局部鼓胀，有塑性变形的痕迹，爆口处有明显的减薄，最薄处形如刀口。
2、爆口外观如下图
3、外观尺寸
爆管有明显的胀粗和一定的减薄，但胀粗量没有超过3.5%的限定值（碳素结构钢炉管）。
表炉管尺寸
（表内括号栏内的数据为平均值）
原规格
外径（mm）
壁厚（mm）
胀粗（%）
减薄（%）
Φ60×5
61.70，61.50，61.80
（61.67）
4.80，4.80，4.90
（4.83）
2.8
3.4
（二）、化学成分
按GB/T223.1～5-1988《钢铁及合金化学成分分析方法》对炉管进行化学成分分析，结果如表所示。
由测试结果可知，爆管的化学成分符合GB5310-2008中20G钢的技术要求。
表化学成分（wt%）
编号
C
Si
Mn
P
S
0.19
0.20
0.53
0.012
0.004
GB5310-2008
20G标准值
0.17～0.24
0.17～0.37
0.35～0.65
≤0.030
≤0.030
（三）、金相组织
1、爆口处：
在爆口尖端处，为密集的晶粒区，在稍微离开爆口十几毫米的位置，出现明显的类似于羽毛状的粗大的亮色魏氏组织，珠光体很少，随着距离增大，魏氏组织减少，铁素体形成的晶界也越来越明显，可观察到少量的粗大贝氏体，珠光体增多，没有球化现象，出现大量的板条状马氏体。
爆口的金相组织如下图：
50×50×
200×
500×
上面第一张图是爆口的尖端，可以看到爆口有明显减薄现象，晶粒密集，但稍远处，就可以看到粗大的晶粒，主要为魏氏组织；在远处就可以观察到明显的铁素体边界，以及边界包围的粗大的板条马氏体，最后一张图可以看到珠光体特征。
2、裂纹：
观察不到微观裂纹，不能断定是沿晶断裂还是穿晶断裂；
裂纹近处有魏氏组织+贝氏体特征，而稍远处则是大片的板条状马氏体
50×
50×
200×
500×
3、爆口背火面：
爆口背面为大量的魏氏组织+铁素体晶界，中间夹杂珠光体和少量的板条状马氏体；
200×
200×
500×
500×
4、远离爆口的向火面“
横截面、纵截面均为大量的粗大魏氏组织+铁素体+珠光体（少量）；
横截面如下图
100×
200×
纵截面如下图：
100×
200×
5、远离爆口的背火面：
横截面、纵截面均为大量的粗大魏氏组织+铁素体+珠光体（少量）；
横截面如下图：
100×
500×
纵截面如下图：
100×
100×
（四）、硬度测试
试样部位
维氏硬度菱形读数
平均值
维氏硬度
爆口2
1
2
爆口尖端
0.216
0.217
0.2165
197.8143
0.204
0.206
0.205
220.6306
0.207
0.202
0.2045
221.7108
0.206
0.207
0.2065
217.4369
0.204
0.201
0.2025
226.1119
靠近尖端
0.183
0.184
0.1835
275.3603
0.19
0.185
0.1875
263.7369
0.183
0.178
0.1805
284.5896
中部
0.174
0.179
0.1765
297.635
0.17
0.168
0.169
324.6385
0.174
0.167
0.1705
318.9515
中部下
0.163
0.158
0.1605
359.9344
0.158
0.156
0.157
376.1613
0.157
0.154
0.1555
383.4534
尾部
0.149
0.147
0.148
423.3017
0.149
0.15
0.1495
414.8499
0.152
0.154
0.153
396.087
爆口1
0.162
0.165
0.1635
346.847
0.175
0.181
0.178
292.6398
0.171
0.172
0.1715
315.2428
0.15
0.148
0.149
417.6388
0.153
0.152
0.1525
398.6885
0.151
0.158
0.1545
388.4333
0.16
0.158
0.159
366.7576
0.152
0.154
0.153
396.087
0.154
0.15
0.152
401.3158
0.155
0.153
0.154
390.9597
0.159
0.157
0.158
371.4148
0.157
0.156
0.1565
378.5687
爆口背面
0.18
0.183
0.1815
281.4623
0.19
0.194
0.192
251.5191
0.182
0.181
0.1815
281.4623
0.188
0.188
0.188
262.3359
向火面
0.236
0.233
0.2345
168.6117
0.236
0.234
0.235
167.895
0.236
0.234
0.235
167.895
背火面
0.235
0.239
0.237
165.0733
0.239
0.238
0.2385
163.0034
0.237
0.228
0.2325
171.525
0.229
0.226
0.2275
179.1474
由上图可以看出，爆口处，从尖端到尾部的硬度逐渐增大，远离爆口处硬度值较小。
（五）、屈服强度
向火面背火面的屈服强度大体相同，均约为240MP,标准20G的屈服强度为235MP，基本相同。
五、综合分析
炉管有明显的弯曲变形。
爆口位于向火面的一侧，沿管材纵向撕裂，呈鱼唇状，沿炉管的轴向发展。
爆口处有明显的局部鼓胀，有塑性变形的痕迹，爆口处明显减薄，最薄处形如刀口，表面没有明显的氧化皮，爆口附近表面没有与爆口平行的其他纵向裂纹，这是明显的短时超温爆管特征。
在爆口尖端处，为密集的晶粒区，在稍微离开爆口十几毫米的位置，出现明显的类似于羽毛的粗大的亮色魏氏组织，珠光体很少，随着距离增大，魏氏组织减少，以观察到明显的铁素体边界，珠光体增多，没有球化现象，可观察到大量的被铁素体边界包围的粗大的板条马氏体。
这些为亚温淬火组织
根据以上组织特征，可判断爆口处的过热温度到达了Ac1～Ac3相变区
20钢的正常显微组织应为铁素体加珠光体。
钢中魏氏组织的形成与加热温度及冷却速度有直接关系。
亚共析钢因过热而形成粗晶奥氏体，在一定冷却条件下除了在原奥氏体晶界上析出块状铁素体外．还有从晶界向晶界内部生长的铁素体。
根据Mehl观点，魏氏组织的存在有两个条件．即不特别快又不特别慢的冷却速度和原始粗晶粒度。
金相检验可发现破口处和远离破口处及爆口背火面均有过热组织存在——均出现了大量的粗大魏氏组织。
这就说明，整个管子干烧，管壁严重超温。
在较短时间段内，管壁温度超过正火温度以至更高。
同时，高温灼热的管壁又受到了汽水混合物的激冷。
因此，严重短时过热和干烧是造成该水冷壁管爆管失效的主要原因。
硬度测试如下表：
试样
部位
爆口
爆口背面
向火面
背火面
尖端
中部
尾部
维氏
硬度
200～220
280～320
380～420
260～280
168
170
由上表，可以看到爆口处基体的显微硬度约为200～220，随着距离微微增大，可增大到400左右；远离爆口处向、背火面基体的显微硬度约为160～170，（爆口处有淬火组织）。
这些结果表明，案例中的水冷壁爆口是短时急剧过热至Ac1～Ac3高温区引起的瞬时破裂，属于热拉伸破裂，可能原因有：
工质流量偏小、炉膛热负荷过高或偏离核热沸腾，爆破边缘减薄还可能是管壁减薄引起的。
由以上分析，大致推测这次爆管的原因可能是爆管上面出水口被堵塞，热蒸汽堆积，产生很大的热压力，水上不来，同时也产生压力，使管子干烧，管壁承受很大的热冲击，管壁减薄，瞬时超温至Ac1以上，超温温度甚至可能高于20钢的Ac3临界温度，使显微组织发生相变，形成塑性很高但强度相对较低的易变形的奥氏体。
受内部介质压力作用在管壁上产生切向拉应力使管径慢慢涨大，当钢管壁厚减薄超过其所能承受的强度极限后引发爆管，压力释放。
其爆管破口特征为管径涨粗，塑性变形量大，破口减薄较均匀而光滑，边缘锐利，断口具有韧性撕裂状。
也有可能是水流量小，管子中出现大量的热蒸汽，管子的冷却速度不够，瞬时超温，超出管子的热应力极限，产生爆破。
六、防范措施
1．对锅炉进行一次人工和化学除垢，彻底除去锅筒、集箱、水冷壁管内的结垢。
2．加强锅炉用水处理的管理工作，严格水处理工艺纪律，使锅炉水质符合GB1576《工业锅炉水质》标准要求，防止锅炉结垢。
3．锅炉定期排污，及时排除锅炉内的散垢渣滓。
4．严格执行锅炉安全运行操作规程，使锅炉受压元件温度变化缓慢，并严禁锅炉超温运行。
参考文献
《锅炉技术问答1100题（下册）》——中国电力出版社——丁明舫、崔百成、陆其虎、薛继承、时静茹编著
《锅炉运行及事故处理》——东南大学出版社——辛洪祥主编，芮新红副主编
《锅炉安全技术》——化学工业出版社——崔正斌、吴进成编著
《电站锅炉四管泄漏分析与治理》——中国水利水电出版社——张磊、廉根宽编著，李建生主审
《锅炉水冷壁管爆管原因分析》——马庆谦、游菊——上海市特种设备监督检验技术研究院
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