生物质锅炉炉管开裂失效原因分析及预防措施

摘要：针对某燃用生物质锅炉管长期服役后出现开裂失效的情况，对出现开裂的锅炉管取样通过化学成分分析、力学性能试验、扫描电镜、能谱分析及金相组织分析，对其开裂失效的原因进行了分析。结果表明：烟气冲刷腐蚀是造成锅炉管减薄的主要原因；同时烟气及锅炉的间歇运行导致露点腐蚀，使大量的Cl-和S2-在管壁上沉积，加剧了锅炉管的腐蚀；锅炉管在长期服役过程中局部过热导致组织老化，造成局部区域力学性能下降，也是造成锅炉管失效的原因；锅炉管开裂的最终原因是锅炉管爆炸失效。

介绍

锅炉是现代工业的主要设备之一，其安全稳定运行是生产的重要保障。然而近年来锅炉事故频发，不仅带来了巨大的财产损失，而且对员工的生命安全也构成了巨大的威胁。因此分析锅炉事故的原因，采取相应的预防措施，保证设备的正常运行具有十分重要的意义。

有资料显示，炉管失效事故占锅炉事故的一半以上[1]。这是因为管道在运行过程中，受到内部介质和周围环境的影响，不可避免地会遇到各种影响管道性能和寿命的问题。国内外学者报道了多种炉管失效的原因[2-6]。何继业等[7]研究了结焦引起炉管爆裂的案例，利用有限元仿真软件ABAQUS对焦化炉管进行数值模拟，探究了结焦厚度对炉管的影响。谢状元[8]对一段失效炉管进行研究发现，炉管迎火面材料在长期高温烟气作用下，化学成分逐渐发生变化，有害元素超标，导致材料变脆。 郑明光 [9] 发现焦化加热炉炉管常见的失效形式有热疲劳、热腐蚀和蠕变，也为炉管的安全评估和剩余寿命预测提供了依据。此外，其他失效原因还有许多报道，如局部过热 [10-12]、电化学腐蚀 [13]、冲蚀腐蚀 [14]、塑性变形 [15] 等。除了研究失效原因外，一些学者还从预防措施的角度进行了研究。例如，荆鑫 [16] 从数值模拟的角度研究了高温烟气对炉管的冲蚀，并提出了预防措施；马贝贝 [17] 从材料和工艺的角度进行了分析，并提出了防止炉管失效的措施。

上述案例多集中在炉管受热面失效，本文以某燃烧生物质的盘管锅炉火侧和背火侧均开裂失效为例，通过多种检测手段对炉管失效原因进行研究，为预防相应事故的发生提供参考和指导。

1. 概述

1.1失效炉管的使用状况

发生故障的锅炉为一台型号为YLW-14000M的生物质锅炉，生产日期为2014年4月。该锅炉火焰位于中心，四周壁布置盘管式炉管。设计压力为1.4MPa，出油温度为285℃，循环流量为800m3/h。炉管材质为20G，管内流动介质为L-QC320型有机热载体。锅炉通过燃料燃烧产生火焰加热炉管内的有机热载体并带走热量。炉管使用温度不详。图1中标记出发生故障的部位。

经调查发现，该锅炉与另外4台锅炉共用一组出油管，5台锅炉需要根据生产所需热能的变化频繁停机、间歇切换。事故发生时，一名工人正在停机，其中一人关闭了锅炉出油阀，稍稍打开了旁通阀，发现炉膛内冒出黑烟，数秒后，右侧炉门喷出火焰，锅炉操作工立即用消防水对锅炉内明火进行灭火，明火被扑灭。

1.2 检查方法

一根炉管因迎火面开裂而失效，在确保裂纹完好的条件下，将失效管及上方相邻管切断，观察开裂部位的宏观形貌。利用Nicolet iS50傅里叶变换红外光谱仪、岛津XRD-6100 X射线衍射仪、TESCAN MAIA3LMH场发射扫描电子显微镜的EDS模块，对开裂管及相邻管不同部位的表面附着物进行成分分析。在两根管子的不同部位取样制备金相试样，利用MA-200倒置金相显微镜和扫描电子显微镜进行观察。按照GB/T228.1-2010[18]的要求，在两根管子的失效部位和非失效部位加工拉伸试样，利用MTS858材料试验机测试试样的室温拉伸性能。 同时利用扫描电子显微镜观察试样的断口表面。

1.3 采样地点

失效管标记为管A，上部相邻的未失效管标记为管B。检测时管子不同区域的取样位置如图2所示。

炉管分为4个区域，即火侧、背面、顶部和底部。对于A管，在火侧裂纹附近取10个试样，在背面、顶部和底部各取3个试样，每个取样点取表面附着物试样和金相试样；对于B管，火侧无裂纹，仅取3个试样，其余区域与A管相同，在每个取样点取附着物试样和金属试样。在A管火侧裂纹附近、背面和顶部各取6个拉伸试样，共18个试样，B管和A管均取18个拉伸试样。

2. 测试结果及分析

2.1 宏观形貌

将失效管切断后发现背面也存在较短的裂纹，即背面失效也需要进行分析检测查找原因。火侧及背面失效的宏观形貌如图3所示。

测量火侧裂纹长约210mm，边缘锐利，部分区域边缘向炉管外表面折起，裂纹及裂纹尖端平均厚度为0.50~0.52mm。背面裂纹长约47mm，边缘锐利。测量过程中发现管径变化明显，火侧及背面厚度严重减薄，从管侧面测量时，整根管子顶部最厚处为5.96mm，火侧厚度减薄至最薄1.14mm，背面厚度最薄1.22mm。管子内径变化不大，管径变化主要由外部减薄引起。

B管上未见明显裂纹，管径也发生明显变化。内径变化也不大，主要是外部减薄所致。从侧面测量，顶部最厚处为5.14mm，火侧最薄处为2.08mm，背面最薄处为2.78mm。对比两管可知，两管各区域厚度相对出厂状态均有所下降。管外壁存在剥落的氧化皮层，其结构较为疏松。内壁未见明显剥落的氧化皮层，如图3（a）、（d）所示。取不同区域的氧化皮样品进行检测，其厚度差异较大。

2.2 尺度组成分析

为了检验鳞片样品是否为未燃尽的有机生物质，首先对鳞片样品进行红外光谱分析，分析结果表明鳞片样品中确实存在有机物，但含量接近可检测下限，说明鳞片样品中有机组分含量极少，并非未燃尽的有机生物质；然后对鳞片样品进行XRD和EDS测试，检测其化合物组成和元素含量。以裂纹处的样品为例，其XRD测试结果如图4所示。

从图4可以看出，主要峰与KCl、NaCl、Fe2O3特征峰对应性较好，其它峰多为背景干扰或强度较低，说明该样品中的主要物质为KCl、NaCl、Fe2O3。随后对所有尺度样品进行统计，发现几乎所有样品都含有上述三种物质，而部分样品中含有K3Na(SO4)2、KFe2S3、Na2CO3等物质，说明样品中的化合物主要为Na、K的氯化物、硫酸盐和碳酸盐，还有Fe盐和铁锈。

EDS测试可以反映鱼鳞样品中的元素及含量，由于测试的样品较多，经统计后，表1列出了样品中主要元素的含量范围，各元素含量之和并非100%。

结果一致性较好，部分样品C含量较高，Na、K、O含量较低，通过对比XRD和红外光谱数据，推测可能存在碳（如炭黑）。该类样品主要集中在两管背火侧。从表中还可以看出，背火侧样品的碳含量普遍较高。EDS数据中所有样品的S、Na、K、Cl含量均较高，证实了XRD数据反映出的氯化物和硫盐的存在。这主要是因为生物质锅炉以农林废弃物为燃料，生物质燃料一般含有较多的氯、硫等元素，且含有大量的水分。燃烧过程中，氯在一定条件下会生成氯化物和少量的HCl[19]，硫会生成SO2、SO3和少量的H2S[20]。高温烟气中的HCl、SOx、H2S以及热熔盐都会对炉管造成一定的腐蚀。 但相比较而言，在停炉检修时（一般每2～3个月停炉清焦/清灰一次），因炉温下降而引起的露点腐蚀更为严重，是造成管壁腐蚀的主要原因。停炉过程中，炉内烟气随着温度的降低会转为过饱和状态，此时烟气中含有HCl和SOx的水蒸气开始凝结成酸露，酸露会与炉管金属发生反应产生露点腐蚀，导致壁厚变薄，这种情况在多起故障事故中都有报道[19-21]。同时，氯化物盐、钾盐、钠盐等也会与水混合形成溶液，然后释放出氯离子等物质对炉管进行腐蚀，导致管壁变薄。 所以从结果来看，氧化皮层中的氯离子、硫酸根离子、硫化物都是钢材受到强烈腐蚀减薄的证据，再加上部分氧化皮样品中铁锈含量较高，说明此处钢材腐蚀严重，也会导致钢材减薄。

2.3钢的化学成分分析

金属材料的化学成分对其性能有重要影响，GB/T699-2015[22]给出了20G材料化学元素含量的相关标准值，对钢的化学成分进行分析并与标准值对比，结果如表2所示。

以上仅展示失效管A的相关检测结果，与GB/T699-2015对比，除管A裂纹处第一个样品硫含量偏高外，其余样品各元素含量均符合国家标准要求。硫含量超标的可能原因是表面氧化皮层中的硫酸盐或硫化物渗入钢中。管A和管B其他样品的元素分析结果虽未列出，但也均符合国家标准。

2.4 微观结构分析

按照1.3节所述方法，取金相试样，采用光学金相显微镜和SEM进行观察。光学金相组织如图5所示。图中白色部分组织为铁素体，黑色部分为珠光体，与20G的组织一致。可以看出，各区域组织均存在一定的时效现象。按照DL/T674-1999[23]评定标准，大部分组织的珠光体球化程度已达到2级，即有球化趋势，少部分组织已达到3级，即轻度球化。珠光体球化是高温环境下服役的必然趋势[24]，珠光体球化速率与温度呈指数相关。图5所示的球化现象表明炉管在服役过程中存在过热现象。 研究表明，珠光体球化会削弱金属材料的室温抗拉强度和屈服强度。

同时对放大图进行统计可知，A管顶部区域铁素体晶粒平均尺寸小于裂纹处平均晶粒尺寸，说明炉管服役时存在温度梯度。从统计结果看，火侧裂纹区域晶粒较大，平均值为75~88μm，背火侧晶粒平均尺寸为35~55μm，顶部晶粒平均尺寸为50~60μm。由于火侧温度较高，高温过热导致晶粒逐渐长大，细小而均匀的组织可带来较好的力学性能。因此从金相组织看，炉管各区域性能均有恶化，且火侧性能恶化程度较大。B管金相组织与A管类似，各区域组织均有时效现象。 大部分区域呈现2级珠光体球化，且火侧晶粒平均尺寸大于背火侧、顶部和底部晶粒。

炉管结构的SEM图像如图6所示。

图6中标注部位均为微裂纹。图6（a）左侧为炉管外壁，微裂纹区域尺寸和深度明显大于内壁，且有连成碎块的趋势。但内壁上微裂纹分布长度略长，说明炉管外壁损伤较大。火侧裂纹从外壁延伸至内壁，但内部也有损伤。从图5（a）、（b）中也可印证这一点。图5（a）、（b）左侧为管子外壁，组织破碎程度明显大于内壁。图6（b）中只有一小块区域有微小裂纹，组织完整性明显优于火侧裂纹处的组织，与炉管实际宏观损伤情况相一致。 此外，未发现晶界空洞、脱碳微裂纹等明显的微观结构异常，因此可以排除蠕变和氢致损伤。

值得注意的是，所取金相试样过薄，未清除表面氧化皮，直接镶嵌抛光，试验过程中发现试样抛光后的表面会很快腐蚀，经重新处理确认操作正确后，仍然很快腐蚀。分析表明，这是由于表面氧化皮中存在氯化物盐等腐蚀性化合物引起的，这进一步反映了钢材腐蚀的严重程度。

2.5 力学性能分析

通过组织分析发现，炉管各区域组织均已恶化，且火侧恶化更为严重。通过拉伸试验检测组织恶化引起的力学性能恶化程度。根据GB3087-2008《中低压锅炉用无缝钢管》[25]规定，20G的抗拉强度σb≥410MPa，截面收缩率ψ≥55%。按1.3节所述方法制备36个拉伸试样，进行室温拉伸性能试验。各试样尺寸一致，结构尺寸如图7所示。试验结果剔除错误值并取最小值后见表3。

从表3数据可以看出，所有样品的截面收缩率均大于55%，符合GB3087-2008的要求。但炉管A火侧样品的最小抗拉强度只有373.7MPa，小于标准规定的410MPa。除此以外，其他部位的抗拉强度均符合标准要求，特别是两根炉管顶部区域均超过了500MPa。同时，A、B炉管顶部的抗拉强度值均大于火侧和背面，这与金相组织的结果相一致，即火侧性能劣化较大，顶部性能较好。大部分性能符合标准要求，这也反映出炉管组织虽然发生了不同程度的老化，但大部分对材料性能无明显影响。 只有性能恶化最严重的着火侧，材料性能才不一致。

利用扫描电子显微镜（SEM）成像分析拉伸试样的断裂表面，如图8所示。

如图8(a)、(c)、(d)所示，拉伸试样断口大部分区域为韧窝区，第二相质点也清晰可见。这是典型的韧性断裂的组织特征，说明材料具有良好的韧性。但通过对比图8(a)与(c)、(d)可以看出，图8(a)中的解理区或准解理区明显多于图8(c)、(d)。解理区是脆性断裂的特征，说明虽然火侧材料仍以韧性为主，但其韧性比背火侧和顶部要差，反映了材料在火侧性能的下降。 图8（b）为A管火侧试件角部处可见解理区，其他区域试件断口角部处也可观察到解理区，这是金属拉伸试验中的正常现象。A管、B管其他试件与图中所示情况类似，综合分析各区域韧性均良好。

2.6 爆炸失效分析

锅炉工作时炉管承受较大的内压，炉管壁厚的减薄及高温服役条件对炉管的承压极限影响很大，故对炉管的承压能力进行计算。炉管规格为φ180mm×6mm，其外径与内径之比为K=1.07[26]。薄壁容器的承压能力可采用中径公式计算：

炉管的工作温度是根据管内传热介质的出口温度来选择的，为285℃。根据GB/T5310-2017《高压锅炉用无缝钢管》规定，20G在285℃时的屈服强度约为183MPa[27]，按183MPa计算。炉管的实际壁厚按最严重减薄处0.5mm计算。炉管中径为174mm，对应的屈服压力按1.05MPa计算。由于炉管暴露在高温烟气中，管壁的实际工作温度较高。可以推断，实际爆破压力应该接近设计压力1.4MPa。因此，壁厚减薄后炉管最终开裂的原因应该是爆破开裂。

3.故障原因分析

综合以上所有试验结果，失效管样与未失效管样的化学成分、微观组织及各项力学性能试验结果相似，减薄情况也相似，说明管样的失效不是偶然情况，而是在多个管样中都可能出现的情况，只是出现的时间不同。

从拉伸试验结果及金相组织分析可知，管道在服役过程中承受着高温及温度分布梯度的作用，各区域均有时效特征，达到珠光体球化2级。但由于火侧与火焰直接接触，除珠光体球化外，还发生了金相晶粒长大。二者结合使火侧材料性能恶化更为剧烈，造成失效管道火侧性能指标低于GB3087-2008规定值，是火侧开裂失效的原因之一。但管道A背面温度应最低，也发生了开裂失效，说明失效还有其他原因。

从元素分析及表面氧化皮成分分析看，减薄管试样表面存在严重的氧化皮层，氧化皮层结构十分疏松，与基体结合不紧密，且有明显的空洞，主要成分为铁锈和腐蚀性化合物。EDS分析显示，氧化皮试样中含有高Cl、S的腐蚀产物，可以推断停炉时HCl、SOx、H2S等酸性气体会与水结合形成酸露。露点腐蚀是造成管壁减薄的原因之一。Cl-易在表面缺陷处富集，局部形成酸性环境，使腐蚀向内扩展，造成管壁减薄。大量的Cl-和S2-吸附在金属表面，会同时破坏防腐涂层或金属自发形成的钝化膜。 表面钝化膜的修复速度低于被破坏的速度，形成点蚀并进而延伸至整个表面，最终导致基体金属的消耗，也就是管壁的减薄。这与管壁减薄是外部减薄而非内部减薄的分析是一致的。

同时，在进行金相试验时，只对金相面（即厚度方向）进行了抛光，而内外表面均未进行抛光，因此并未去除表面的氧化皮层。因此，金相表面快速生锈的现象也与Cl-引起的腐蚀速度加快相一致。另外，金属成分分析已发现硫元素超标，说明表面累积的硫元素已开始向钢材内部渗透。

腐蚀产物在火侧和背面沉积较多的原因，可以从炉管的服役状况来理解。炉管火侧受到烟气的侵蚀，背面与壁面之间存在缝隙，烟气可以以较高的速度流过，但顶部和底部由于有盘管，烟气流速很低，且呈水平方向，导致各种腐蚀性盐类在火侧和背面沉积较多。同时，烟气对炉管也有腐蚀作用，这一现象在文献[16]中也有提及，烟气的侵蚀作用和盐类的腐蚀作用叠加，导致减薄加剧。

因此可以得出结论：在炉管临火侧，过热造成了组织老化、晶粒长大，导致了力学性能的恶化，但并未发生长期过热失效。有的爆孔边缘粗糙，高低不平，无锐利边缘，爆孔上、下、左、右部位均有轻微的肿胀现象，并非长期过热导致的失效；同时烟气流动导致临火侧氯化物、硫盐聚集，对管子造成腐蚀，烟气对管子也存在冲蚀作用，过热和烟气腐蚀的共同作用导致临火侧管子减薄最为严重。对于炉管顶部和底部，温度较临火侧较低，组织老化对力学性能影响较小，力学性能仍相对较好； 同时烟气流动较少或几乎没有，使得腐蚀产物聚集较少，冲蚀作用较小，因而减薄较少。对于炉管回火侧，虽然力学性能受影响不大，但是由于烟气流动较多，流速较大，带来了Cl、S的积累腐蚀和冲蚀，因此烟气对回火侧的腐蚀是造成减薄的主要原因。当壁厚减小时，炉管开裂的最终原因是炉管爆破压力低于工作压力，造成爆炸开裂失效。

结论与建议

通过对20G生物质锅炉管火侧及背面开裂失效案例分析，认为管子在服役过程中，特别是停炉检修过程中，由于酸性腐蚀物的积累和烟气的冲刷而产生的露点腐蚀是造成壁厚减薄的原因，其中冲刷是主要原因，而开裂的最终原因是管子的爆炸失效开裂。同时，锅炉的高温环境造成材料组织的老化和力学性能的下降，虽然对大部分区域的整体性能没有造成严重影响，但对火侧性能的降低影响较大。通过对比失效管样与未失效管样的化学成分、微观组织、减薄及各项力学性能试验结果发现，开裂失效并不是偶然现象，而是锅炉其他管子上可能发生的情况。

为了减少此类故障事故的发生，提出了以下建议：（1）避免烟气流动的方向直接在炉子上扫荡，减少烟气的侵蚀，并根据腐蚀性产物的量表在富特式的范围内清洁量表，以使腐蚀产物的表面尺度上的量表均匀。防止炉管的外壁，例如用氯，硫等耐腐蚀的油漆涂层，或者减少生物质燃料中的氯和硫含量；

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