蒸汽旁路管線吹掃斷裂并氧化的原因探討

齊 聰

浙江石油化工有限公司 浙江舟山 316000

某石化空分裝置高壓蒸汽管線在投用前吹掃過程中，主蒸汽管線水平旁路管道彎頭焊縫側(cè)母材斷裂，且斷裂管道兩側(cè)斷面內(nèi)壁有一層肉眼可見的黑色附著物。經(jīng)現(xiàn)場調(diào)查，蒸汽旁路規(guī)格為φ33.4×4.55，材質(zhì)為15CrMoG，吹掃蒸汽壓力為3.8MPa、溫度為396℃。蒸汽吹掃約3d 時，旁路管道鍛制彎頭與支管連接的承插焊焊接接頭附近母材處斷裂。蒸汽旁路及斷裂位置示意見圖1，斷口處黑色附著物見圖2。

圖1 蒸汽旁路及斷裂位置示意圖

圖2 斷口處黑色附著物

1 原因初步探討

通過現(xiàn)場斷裂管段旁路現(xiàn)場查看，對斷裂和附著物原因初步分析探討，并逐項確認(rèn)。

（1）吹掃蒸汽溫度過高，造成管道超溫，導(dǎo)致材料性能下降并在流量計重力拉拽作用下產(chǎn)生斷裂，將內(nèi)壁氧化。但經(jīng)調(diào)取現(xiàn)場工藝操作歷史曲線發(fā)現(xiàn)，蒸汽溫度為396℃，無劇烈波動，符合工藝要求。

（2）蒸汽旁路管道原材料材質(zhì)、力學(xué)性能不合格，在長期高溫蒸汽吹掃下，導(dǎo)致材料性能下降，在流量計重力拉拽作用下產(chǎn)生斷裂，并將內(nèi)壁氧化。需要對同批原材料進(jìn)行理化、力學(xué)性能分析。

（3）現(xiàn)場查看發(fā)現(xiàn)，斷裂旁路管道直徑小，靠近斷裂處有流量計，且旁路管道無支撐，可能在高溫高壓蒸汽振動和流量計的重力作用下，旁路管道發(fā)生疲勞斷裂。需對斷裂管段進(jìn)行失效分析。

（4）在熱處理時，管道焊縫溫度過高或時間過長，導(dǎo)致材料性能下降，并在流量計重力拉拽作用下產(chǎn)生斷裂，并將內(nèi)壁氧化。需對斷裂管段進(jìn)行失效分析。

2 檢測分析

通過初步分析探討，需對同批原材料進(jìn)行進(jìn)一步的理化、力學(xué)性能分析，確定斷裂管段失效的原因?？紤]到還有其他單元同樣在蒸汽旁路管線進(jìn)行了蒸汽吹掃，因此在該單元蒸汽旁路流量計更換時，對同樣位置管段進(jìn)行切割取樣，分別對兩組旁路管線進(jìn)行宏觀檢查和理化分析，對比查找旁路斷裂原因和附著物產(chǎn)生原因。取樣情況見表1。

表1 斷裂管段和正常管段取樣清單

2.1 宏觀分析

為了便于觀察，對1# 、2# 樣管壁進(jìn)行局部切割，如圖3 所示。

圖3 1#樣（a）和2#樣（b）管壁的局部切割圖

對1# 樣管檢查發(fā)現(xiàn)，斷裂部位位于承插焊焊接接頭部位直管母材部分，斷口呈現(xiàn)30°左右的傾斜角，且母材有撕裂的破口，角焊縫本身沒有裂紋。管材內(nèi)壁解剖后，發(fā)現(xiàn)內(nèi)壁有一層肉眼可見的黑色顯金屬光澤的附著物，部分已經(jīng)脫落，脫落后的母材基體呈黑褐色，如圖4（a）所示。斷裂處外表面外觀顏色較深，呈黑色，遠(yuǎn)離斷裂處呈現(xiàn)紅褐色。離斷裂部位較遠(yuǎn)的內(nèi)壁呈黑色，內(nèi)壁無肉眼可見的附著物。

對2# 樣管檢查發(fā)現(xiàn)，外壁承插焊焊接接頭部位呈明顯的黑色，顏色較深，遠(yuǎn)端呈現(xiàn)紅褐色與1# 樣管類似。承插焊焊接接頭部位外壁氧化皮較厚，可見分為三層，外層最厚，向內(nèi)逐漸減薄，見圖4（b）。承插焊焊接接頭部位內(nèi)壁管材內(nèi)壁解剖后，發(fā)現(xiàn)內(nèi)壁有一層肉眼可見的黑色顯金屬光澤的附著物，與1# 樣管類似。離焊接接頭部位較遠(yuǎn)的內(nèi)壁呈黑褐色，內(nèi)壁無肉眼可見的附著物，與1# 樣管類似。

圖4 1#斷裂管段（a）和2#其他單元同位置未斷裂管段（b）內(nèi)壁解剖圖

2.2 化學(xué)成分分析（光譜檢測）

根據(jù)《碳素鋼和中低合金鋼多元素含量的測定火花放電原子發(fā)射光譜法（常規(guī)法）》GB/ T4336- 2016 標(biāo)準(zhǔn)，使用通道式合金分析儀，對3 個樣管進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表2。由表可見，3 個樣品管的化學(xué)成分均符合GB/ T5310- 2017 標(biāo)準(zhǔn)中合金結(jié)構(gòu)鋼15CrMoG 成分要求。

表2 3 個樣品管的化學(xué)成分分析結(jié)果（wt%）

2.3 力學(xué)性能檢測

對3 個樣管取樣進(jìn)行拉伸實驗，結(jié)果如表3 所示。由表可見，1# 樣管和 2# 樣管結(jié)果不符合GB/ T5310- 2017 標(biāo)準(zhǔn)中合金結(jié)構(gòu)鋼15CrMoG 標(biāo)準(zhǔn)要求，3# 樣管符合GB/ T5310- 2017 標(biāo)準(zhǔn)中合金結(jié)構(gòu)鋼15CrMoG 標(biāo)準(zhǔn)要求。

表3 3 個樣品管的力學(xué)性能檢測結(jié)果

2.4 金相顯微組織分析

對1# 、2# 樣管進(jìn)行金相檢驗，并按照GB/ T5310的規(guī)定進(jìn)行了非金屬夾雜物、晶粒度、顯微硬度等檢測。

2.4.1 金相組織

金相組織檢驗結(jié)果如圖5 和圖6 所示。由圖5 可見，1# 樣管的氧化層區(qū)顯微組織為貝氏體，含有少量魏氏體，在樣管外壁、中間及內(nèi)壁均檢測到裂紋和延晶開裂。2# 樣管氧化層區(qū)的顯微組織為珠光體+ 鐵素體，在樣管外壁檢測到脫碳層1.2mm。1# 和2# 樣管中間和遠(yuǎn)端區(qū)取樣觀察顯微組織均為鐵素體，已嚴(yán)重球化，球化均在5 級，見圖6。

圖5 1#樣管氧化層區(qū)金相

圖6 1#和2#樣管球化5 級

2.4.2 非金屬夾雜物

分別對1# 、2# 樣管進(jìn)行非金屬夾雜物檢測，1# 樣管檢測出非金屬夾雜物B 類2.0 級，2# 樣管未檢測出明顯的非金屬夾雜物，二者均符合GB/ T5310- 2017 標(biāo)準(zhǔn)中合金結(jié)構(gòu)鋼15CrMoG 要求。

2.4.3 晶粒度

分別對1# 、2# 樣管的氧化層區(qū)及中間區(qū)域進(jìn)行晶粒度檢測，結(jié)果見表4。

表4 1#和2#樣管的晶粒度檢測結(jié)果

2.4.4 顯微硬度

分別對1# 、2# 、3# 樣管進(jìn)行顯微硬度檢測，檢測結(jié)果見表5。由表可見，1# 樣管近斷裂處的硬度和2# 樣管脫碳層的硬度均不符合GB/ T5310- 2017 標(biāo)準(zhǔn)中合金結(jié)構(gòu)鋼15CrMoG 要求。1# 和2# 樣管其他區(qū)域的硬度雖然符合GB/ T5310- 2017 標(biāo)準(zhǔn)中合金結(jié)構(gòu)鋼15CrMoG要求，但與原材料3# 樣管硬度相比有明顯下降。從金相檢驗的結(jié)果看，材料經(jīng)歷高溫過程后，1# 樣管斷裂部位硬度偏高，晶粒度粗大，力學(xué)拉伸也反映出塑性嚴(yán)重下降，金相組織發(fā)生變化，說明經(jīng)歷了完全相變，此溫度在727～900℃之間。2# 樣管也經(jīng)歷了高溫，而且發(fā)生了外壁脫碳，脫碳和球化一般在500℃以上就會發(fā)生。

表5 1#、2#和3#樣管的顯微硬度檢測結(jié)果

2.5 氧化層成分分析

對1# 、2# 樣管內(nèi)壁氧化層進(jìn)行取樣和破碎，使用X 射線衍射儀（XRD）對氧化層的成分進(jìn)行檢測，結(jié)果如表6 所示。由表可見，兩個樣管的附著物主要成分為Fe3O4、Cr2FeO4和FeO，2# 樣管中還存在少量Fe。

表6 1#和2#樣管內(nèi)壁氧化層的XRD 分析結(jié)果

2.6 斷口形貌分析

對1# 樣管斷口除銹去污后進(jìn)行掃描電子顯微鏡（SEM）分析，結(jié)果如圖7 所示。對局部進(jìn)行放大觀察斷口處呈晶粒狀，有許多反光的小平面，斷口面上呈現(xiàn)出許多不同高度的相互平行的解理面之間的臺階。由此推斷，1# 樣管斷裂形式主要是脆性斷裂。

圖7 1#樣管斷口形貌SEM 圖

2.7 能譜分析

對1# 、2# 樣管氧化層分別進(jìn)行能譜成分分析（EDS），結(jié)果如表7 所示。由表可見，1# 和2# 樣管樣管中的O 元素主要分布在中間氧化層和內(nèi)壁氧化層區(qū)；Cr元素主要分布在中間氧化層，少量分布于母材上。

表7 1#、2#樣管氧化層的EDS 數(shù)據(jù)

3 檢測結(jié)果整理分析

3.1 材料發(fā)生嚴(yán)重的高溫氧化

組織結(jié)構(gòu)的轉(zhuǎn)變特征顯示出材料的服役溫度明顯超出15CrMo 耐熱鋼服役溫度上限為550℃的要求。因為珠光體球化和溫度密切相關(guān)，對于低Cr 的合金鋼，要產(chǎn)生CrFe 化合物一般需要625～650℃以上的溫度。從內(nèi)壁氧化皮厚度約1mm 厚度可以估算，爐管在運行狀態(tài)下的實際溫度。對于含1%～3%Cr 的低合金耐熱鋼來說，氧化層厚度和Larson- Miller 參數(shù)相關(guān)聯(lián)，根據(jù)Larson- Miller參數(shù)表達(dá)式估算爐管管壁實際運行溫度約864℃。

3.2 氧化區(qū)材料力學(xué)性能嚴(yán)重下降

靠近焊縫、氧化嚴(yán)重的部位有脫碳層，晶粒度粗大，中間氧化層較稀薄區(qū)域與遠(yuǎn)端區(qū)域均為鐵素體，球化嚴(yán)重。球化的程度與硬度檢測規(guī)律一致，球化嚴(yán)重處硬度下降25%左右。

3.3 強(qiáng)度和應(yīng)力計算分析

對1# 斷裂樣管采用CASERII 和有限元建模進(jìn)行應(yīng)力計算，并考慮流量計的自重和工作參數(shù)，斷裂部位的薄膜應(yīng)力+ 彎曲應(yīng)力約在21.98MPa 左右，最大應(yīng)力部位位于9 點鐘方向，與斷裂的部位基本吻合。由于靠近焊縫、氧化嚴(yán)重的管子母材力學(xué)性能檢測結(jié)果均顯示屈服明顯下降，斷裂部位常溫最低屈服為118MPa，按照GB/ T5310 附錄高溫屈服強(qiáng)度比推算，400℃下材料屈服強(qiáng)度約為55MPa、抗拉強(qiáng)度120MPa。從實驗結(jié)果判斷該斷裂屬于脆性斷裂，且裂紋延晶開裂，是因為材料經(jīng)歷高溫，發(fā)生奧氏體轉(zhuǎn)化，冷卻時成為鐵素體或馬氏體；且流量計和旁路無支撐，蒸汽吹掃時振動產(chǎn)生的疊加應(yīng)力超過材料極限，從而導(dǎo)致解理斷裂。

3.4 超溫原因分析

根據(jù)材料性能變化的部位和趨勢，發(fā)現(xiàn)越靠近管端，氧化越嚴(yán)重，性能越差，可以判斷為局部受熱超溫所致。蒸汽吹掃396℃溫度下持續(xù)3d 時間都不可能產(chǎn)生1mm 厚氧化皮，只有材料加工和焊熱處理過程中才會有超溫的可能。

（1）管材制造時是整體熱處理，如果超溫將出現(xiàn)大范圍氧化，但從樣管檢測結(jié)果判斷，其他部位沒氧化情況。

（2）安裝時，由于該處管段長度很短，會采用切割等工序，但不同單元位置同時出現(xiàn)類似情況，可以排除火焰切割導(dǎo)致的的可能。同時，焊接過程時間較短，不具備產(chǎn)生厚氧化皮的條件。

（3）從1# 、2# 樣管外觀顏色可以看到，在鍛制彎頭外表面及角焊縫外側(cè)一定范圍，氧化皮顏色呈對稱分布，應(yīng)是角焊縫和鍛制彎頭整體加熱，焊縫彎頭整體熱處理溫度偏高，時間較長導(dǎo)致。

4 結(jié)論

綜上所述，材料經(jīng)歷遠(yuǎn)超使用溫度上限的熱加工過程，且持續(xù)較長時間，導(dǎo)致組織發(fā)生變化，材料球化嚴(yán)重，致使力學(xué)性能嚴(yán)重下降。同時，該處由于內(nèi)壓和閥門自重導(dǎo)致的應(yīng)力水平接近材料的屈服極限，在蒸汽吹掃時，由于流速流量的變化，產(chǎn)生喘振和振動，產(chǎn)生的附加應(yīng)力疊加內(nèi)應(yīng)力等超過材料許用應(yīng)力，導(dǎo)致了管道破裂。

根據(jù)分析結(jié)果制定了整改措施，對旁路管線進(jìn)行更換，焊接后采取可靠的熱處理方案并嚴(yán)格監(jiān)控?zé)崽幚頊囟群蜁r間，并在旁路管道流量計處增設(shè)支撐。整改后重新吹掃、投運至目前，蒸汽旁路管線未出現(xiàn)此類問題。