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圖1 典型爆口的宏觀形貌

典型爆管的爆口宏觀形貌如圖1所示，可見(jiàn)爆口呈現(xiàn)出典型的瞬時(shí)過(guò)熱開(kāi)裂特征，未見(jiàn)長(zhǎng)時(shí)超溫蠕變龜裂特征，主要表現(xiàn)為：主爆口張開(kāi)較大，邊緣薄，內(nèi)、外壁無(wú)細(xì)小的微裂紋，爆口附近管段發(fā)生嚴(yán)重脹粗。此外，相鄰管子外壁結(jié)渣嚴(yán)重，渣為淺紅褐色，較為堅(jiān)硬，推測(cè)可能為鐵的氧化物。

對(duì)高溫過(guò)熱器備管、相鄰管和爆管進(jìn)行室溫、高溫拉伸試驗(yàn)和布氏、維氏硬度試驗(yàn)，結(jié)果見(jiàn)表2和表3。

表2 室溫拉伸試驗(yàn)及硬度測(cè)試結(jié)果

由表2可知，備管、相鄰管、爆管的力學(xué)性能均符合ASME SA213/SA213M-2007技術(shù)要求；相鄰管的抗拉強(qiáng)度下降為備管的93％，屈服強(qiáng)度下降為備管的72％，這表明相鄰管經(jīng)2×104h運(yùn)行后，發(fā)生了明顯的材料老化現(xiàn)象；爆管的抗拉強(qiáng)度上升為備管的116％，屈服強(qiáng)度上升為備管的109％，布氏硬度上升為備管的117％，但斷后伸長(zhǎng)率卻降至標(biāo)準(zhǔn)臨界值，這表明爆管發(fā)生了過(guò)熱或過(guò)燒現(xiàn)象，產(chǎn)生相變而導(dǎo)致材料變脆。

表3 高溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果

由表3可知，高溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果與室溫拉伸試驗(yàn)結(jié)果顯示出相同的變化規(guī)律，即：與備管相比，相鄰管高溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度下降明顯，表明相鄰管經(jīng)2×104h運(yùn)行后，力學(xué)性能下降；爆管的高溫抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度升高，這是由爆管材料發(fā)生異常相變所致。

使用Leco500型顯微鏡對(duì)管子進(jìn)行金相檢驗(yàn)，其顯微組織形貌如圖2所示。

圖2 管子的顯微組織形貌

在拋光狀態(tài)下對(duì)金相試樣進(jìn)行夾雜物評(píng)定，夾雜物評(píng)定標(biāo)準(zhǔn)為GB/T 10561-2005«鋼中非金屬夾雜物含量測(cè)定———標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖顯微檢驗(yàn)法»。經(jīng)評(píng)定，備管的脆性?shī)A雜物均小于1級(jí)，塑性?shī)A雜物小于0.5級(jí)。

由圖2可知，備管的顯微組織為鐵素體＋貝氏體，晶粒度7~8級(jí)；相鄰管的顯微組織為鐵素體＋碳化物，并可見(jiàn)晶內(nèi)碳化物彌散分布，晶界碳化物為鏈狀排列，僅可見(jiàn)少量貝氏體痕跡，其顯微組織已處于較嚴(yán)重老化階段，晶粒度7~8級(jí)；爆管的顯微組織為白亮塊狀鐵素體＋粒狀貝氏體，晶粒度7~8級(jí)。此外，對(duì)爆管進(jìn)行了內(nèi)、外壁微觀觀察，均未發(fā)現(xiàn)平行于主爆口的次生蠕變裂紋，亦無(wú)蠕變孔洞，排除了該管子蠕變脹粗開(kāi)裂的可能性。

相鄰管、爆管的金相檢驗(yàn)結(jié)果與力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果互相印證，主要表現(xiàn)為：

①相鄰管顯微組織老化現(xiàn)象顯著，合金元素從基體中析出，與碳形成碳化物，大大降低了合金的固溶強(qiáng)化作用，宏觀上表現(xiàn)為材料強(qiáng)度與硬度的降低；

②管子發(fā)生爆管時(shí)，由于管內(nèi)蒸汽快速泄漏造成管壁金屬溫度急劇升高(煙氣加熱)，冷卻時(shí)發(fā)生相變，宏觀上表現(xiàn)為抗拉強(qiáng)度和硬度的升高，但斷后伸長(zhǎng)率降低至標(biāo)準(zhǔn)臨界值。

對(duì)爆管、相鄰管內(nèi)壁(蒸汽側(cè))氧化層的微觀形貌進(jìn)行分析，并測(cè)量?jī)?nèi)壁氧化層厚度，如圖3所示?？梢?jiàn)相鄰管內(nèi)壁蒸汽側(cè)氧化層為典型的多層結(jié)構(gòu)，爆管、相鄰管的氧化層厚度分別為0.48mm和0.40mm。

圖3 爆管內(nèi)壁氧化層微觀形貌

使用EDAX DX-4型X射線(xiàn)能量分散譜儀對(duì)爆管的內(nèi)、外壁氧化層和下彎頭處管內(nèi)沉積物進(jìn)行相結(jié)構(gòu)分析。

結(jié)果表明：

①爆管內(nèi)壁氧化層為鐵、鉻、鉬的氧化物，但并不是均勻的，分層結(jié)構(gòu)中合金元素鉻、鉬有明顯的梯度變化，外層的均勻?qū)雍褪杷蓪觿t均為單一鐵的氧化物；

②彎頭內(nèi)的沉積物形貌為黑灰色均勻薄片，其相結(jié)構(gòu)中FeFe2O4(FeFe2O4為Fe2+和Fe3+氧化物的混合體)占54.2％，F(xiàn)e2O3占45.8％，是爆管內(nèi)壁鐵的氧化物脫落沉積形成的。

高溫過(guò)熱器管子的內(nèi)壁氧化層為典型的多層膜結(jié)構(gòu)，合金元素鉻、鉬在各層中均有分布，但各層中的含量有明顯的高低差異。針對(duì)高溫過(guò)熱器管內(nèi)壁氧化層剝落機(jī)理的研究表明：氧化膜在開(kāi)始時(shí)形成速率很快，一旦形成后，氧化速率便會(huì)下降，與時(shí)間呈拋物線(xiàn)關(guān)系。但在超溫或溫度、壓力波動(dòng)條件下，金屬表面的雙層膜結(jié)構(gòu)就會(huì)變成多層膜結(jié)構(gòu)，這時(shí)氧化速率與時(shí)間之間變成直線(xiàn)關(guān)系，氧化層的剝離通常發(fā)生在多層結(jié)構(gòu)之間。爆管事故中過(guò)熱器管下彎頭的沉積物即為管子內(nèi)壁氧化層剝落產(chǎn)物。

FeO為金屬不足型半導(dǎo)體氧化物，低溫下不形成，在高溫的特定溫度區(qū)間可穩(wěn)定存在。對(duì)于純鐵，F(xiàn)eO存在溫度為570~575℃，對(duì)于低碳鋼，F(xiàn)eO存在溫度為＞600℃，對(duì)于低鉻合金鋼，F(xiàn)eO存在溫度為＞650℃，如圖4和圖5所示。

圖4 低碳鋼在不同溫度下形成的氧化膜類(lèi)型

圖5 低鉻合金鋼在不同溫度下形成的氧化膜類(lèi)型

FeO經(jīng)高溫緩慢冷卻后，轉(zhuǎn)變?yōu)镕e3O4。因此，參考圖4和圖5，并結(jié)合爆管內(nèi)外壁氧化層形貌、氧化層分層結(jié)構(gòu)和組分等，推斷爆管內(nèi)壁氧化層形成溫度超過(guò)650℃，管子爆裂前長(zhǎng)期超溫運(yùn)行。

對(duì)于鍋爐高溫過(guò)熱器管，由于蒸汽介質(zhì)作用，在管子內(nèi)壁會(huì)形成氧化層。溫度越高，界面反應(yīng)速率越快，氧化速率也越快。同時(shí)，管子內(nèi)壁氧化層的增厚與金屬超溫運(yùn)行互為關(guān)聯(lián)：由于氧化層的傳熱熱阻較大，阻隔了蒸汽介質(zhì)與管壁金屬的熱量交換，從而導(dǎo)致管壁金屬溫度進(jìn)一步升高，而溫度升高又加速了其氧化過(guò)程，從而形成惡性循環(huán)。

美國(guó)電力研究協(xié)會(huì)(EPRI)對(duì)鍋爐高溫過(guò)熱器的氧化層剝落機(jī)理進(jìn)行了研究，研究結(jié)果認(rèn)為：過(guò)熱器管內(nèi)壁氧化層的剝落，主要是由于運(yùn)行工況的變化造成，如金屬超溫運(yùn)行、溫度和壓力波動(dòng)變化、

金屬材料固有特性等。燃煤電廠(chǎng)運(yùn)行管理經(jīng)驗(yàn)表明，由于機(jī)組啟停時(shí)溫度和壓力變化最大，特別容易出現(xiàn)內(nèi)壁氧化層自動(dòng)剝離脫落問(wèn)題，并在管子下彎頭處堆積。

日本IHI株式會(huì)社和丹麥ELSAM電力公司的研究亦均指出：氧化層的成長(zhǎng)存在邊界效應(yīng)，即隨時(shí)間推移氧化層達(dá)到臨界厚度時(shí)，氧化層開(kāi)始剝落。氧化層剝落的主要原因是氧化層與母材的膨脹系數(shù)不同，在載荷變化迅速、鍋爐啟停等情況下，氧化層易剝離。對(duì)于鐵素體鋼，氧化層開(kāi)始剝落的臨界厚度是500μm。

由宏觀觀察可知，爆管的爆口呈現(xiàn)明顯的瞬時(shí)過(guò)熱開(kāi)裂特征。

力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果表明：

①相鄰管經(jīng)2×104h運(yùn)行后，室溫和高溫強(qiáng)度均明顯下降，但未低于標(biāo)準(zhǔn)值，這表明一方面管子發(fā)生了明顯的材料老化現(xiàn)象，另一方面管子強(qiáng)度尚滿(mǎn)足設(shè)計(jì)要求，當(dāng)蒸汽流量等參數(shù)正常時(shí)不至于發(fā)生爆管；

②爆管的室溫和高溫強(qiáng)度比備管的高，結(jié)合爆管的顯微組織及爆裂過(guò)程，推測(cè)管子爆裂前管內(nèi)蒸汽流量異常降低致使管子發(fā)生了過(guò)熱或過(guò)燒現(xiàn)象，最終導(dǎo)致管子瞬時(shí)過(guò)熱而爆管。