蒸汽旁路管线吹扫断裂并氧化的原因探讨

2022-07-13齐聪

石油化工建设 2022年5期

齐聪

浙江石油化工有限公司浙江舟山 316000

某石化空分装置高压蒸汽管线在投用前吹扫过程中，主蒸汽管线水平旁路管道弯头焊缝侧母材断裂，且断裂管道两侧断面内壁有一层肉眼可见的黑色附着物。经现场调查，蒸汽旁路规格为φ33.4×4.55，材质为15CrMoG，吹扫蒸汽压力为3.8MPa、温度为396℃。蒸汽吹扫约3d 时，旁路管道锻制弯头与支管连接的承插焊焊接接头附近母材处断裂。蒸汽旁路及断裂位置示意见图1，断口处黑色附着物见图2。

图1 蒸汽旁路及断裂位置示意图

图2 断口处黑色附着物

1 原因初步探讨

通过现场断裂管段旁路现场查看，对断裂和附着物原因初步分析探讨，并逐项确认。

（1）吹扫蒸汽温度过高，造成管道超温，导致材料性能下降并在流量计重力拉拽作用下产生断裂，将内壁氧化。但经调取现场工艺操作历史曲线发现，蒸汽温度为396℃，无剧烈波动，符合工艺要求。

（2）蒸汽旁路管道原材料材质、力学性能不合格，在长期高温蒸汽吹扫下，导致材料性能下降，在流量计重力拉拽作用下产生断裂，并将内壁氧化。需要对同批原材料进行理化、力学性能分析。

（3）现场查看发现，断裂旁路管道直径小，靠近断裂处有流量计，且旁路管道无支撑，可能在高温高压蒸汽振动和流量计的重力作用下，旁路管道发生疲劳断裂。需对断裂管段进行失效分析。

（4）在热处理时，管道焊缝温度过高或时间过长，导致材料性能下降，并在流量计重力拉拽作用下产生断裂，并将内壁氧化。需对断裂管段进行失效分析。

2 检测分析

通过初步分析探讨，需对同批原材料进行进一步的理化、力学性能分析，确定断裂管段失效的原因。考虑到还有其他单元同样在蒸汽旁路管线进行了蒸汽吹扫，因此在该单元蒸汽旁路流量计更换时，对同样位置管段进行切割取样，分别对两组旁路管线进行宏观检查和理化分析，对比查找旁路断裂原因和附着物产生原因。取样情况见表1。

表1 断裂管段和正常管段取样清单

2.1 宏观分析

为了便于观察，对1# 、2# 样管壁进行局部切割，如图3 所示。

图3 1#样（a）和2#样（b）管壁的局部切割图

对1# 样管检查发现，断裂部位位于承插焊焊接接头部位直管母材部分，断口呈现30°左右的倾斜角，且母材有撕裂的破口，角焊缝本身没有裂纹。管材内壁解剖后，发现内壁有一层肉眼可见的黑色显金属光泽的附着物，部分已经脱落，脱落后的母材基体呈黑褐色，如图4（a）所示。断裂处外表面外观颜色较深，呈黑色，远离断裂处呈现红褐色。离断裂部位较远的内壁呈黑色，内壁无肉眼可见的附着物。

对2# 样管检查发现，外壁承插焊焊接接头部位呈明显的黑色，颜色较深，远端呈现红褐色与1# 样管类似。承插焊焊接接头部位外壁氧化皮较厚，可见分为三层，外层最厚，向内逐渐减薄，见图4（b）。承插焊焊接接头部位内壁管材内壁解剖后，发现内壁有一层肉眼可见的黑色显金属光泽的附着物，与1# 样管类似。离焊接接头部位较远的内壁呈黑褐色，内壁无肉眼可见的附着物，与1# 样管类似。

图4 1#断裂管段（a）和2#其他单元同位置未断裂管段（b）内壁解剖图

2.2 化学成分分析（光谱检测）

根据《碳素钢和中低合金钢多元素含量的测定火花放电原子发射光谱法（常规法）》GB/ T4336- 2016 标准，使用通道式合金分析仪，对3 个样管进行化学成分分析，结果见表2。由表可见，3 个样品管的化学成分均符合GB/ T5310- 2017 标准中合金结构钢15CrMoG 成分要求。

表2 3 个样品管的化学成分分析结果（wt%）

2.3 力学性能检测

对3 个样管取样进行拉伸实验，结果如表3 所示。由表可见，1# 样管和 2# 样管结果不符合GB/ T5310- 2017 标准中合金结构钢15CrMoG 标准要求，3# 样管符合GB/ T5310- 2017 标准中合金结构钢15CrMoG 标准要求。

表3 3 个样品管的力学性能检测结果

2.4 金相显微组织分析

对1# 、2# 样管进行金相检验，并按照GB/ T5310的规定进行了非金属夹杂物、晶粒度、显微硬度等检测。

2.4.1 金相组织

金相组织检验结果如图5 和图6 所示。由图5 可见，1# 样管的氧化层区显微组织为贝氏体，含有少量魏氏体，在样管外壁、中间及内壁均检测到裂纹和延晶开裂。2# 样管氧化层区的显微组织为珠光体+ 铁素体，在样管外壁检测到脱碳层1.2mm。1# 和2# 样管中间和远端区取样观察显微组织均为铁素体，已严重球化，球化均在5 级，见图6。

图5 1#样管氧化层区金相

图6 1#和2#样管球化5 级

2.4.2 非金属夹杂物

分别对1# 、2# 样管进行非金属夹杂物检测，1# 样管检测出非金属夹杂物B 类2.0 级，2# 样管未检测出明显的非金属夹杂物，二者均符合GB/ T5310- 2017 标准中合金结构钢15CrMoG 要求。

2.4.3 晶粒度

分别对1# 、2# 样管的氧化层区及中间区域进行晶粒度检测，结果见表4。

表4 1#和2#样管的晶粒度检测结果

2.4.4 显微硬度

分别对1# 、2# 、3# 样管进行显微硬度检测，检测结果见表5。由表可见，1# 样管近断裂处的硬度和2# 样管脱碳层的硬度均不符合GB/ T5310- 2017 标准中合金结构钢15CrMoG 要求。1# 和2# 样管其他区域的硬度虽然符合GB/ T5310- 2017 标准中合金结构钢15CrMoG要求，但与原材料3# 样管硬度相比有明显下降。从金相检验的结果看，材料经历高温过程后，1# 样管断裂部位硬度偏高，晶粒度粗大，力学拉伸也反映出塑性严重下降，金相组织发生变化，说明经历了完全相变，此温度在727～900℃之间。2# 样管也经历了高温，而且发生了外壁脱碳，脱碳和球化一般在500℃以上就会发生。

表5 1#、2#和3#样管的显微硬度检测结果

2.5 氧化层成分分析

对1# 、2# 样管内壁氧化层进行取样和破碎，使用X 射线衍射仪（XRD）对氧化层的成分进行检测，结果如表6 所示。由表可见，两个样管的附着物主要成分为Fe3O4、Cr2FeO4和FeO，2# 样管中还存在少量Fe。

表6 1#和2#样管内壁氧化层的XRD 分析结果

2.6 断口形貌分析

对1# 样管断口除锈去污后进行扫描电子显微镜（SEM）分析，结果如图7 所示。对局部进行放大观察断口处呈晶粒状，有许多反光的小平面，断口面上呈现出许多不同高度的相互平行的解理面之间的台阶。由此推断，1# 样管断裂形式主要是脆性断裂。

图7 1#样管断口形貌SEM 图

2.7 能谱分析

对1# 、2# 样管氧化层分别进行能谱成分分析（EDS），结果如表7 所示。由表可见，1# 和2# 样管样管中的O 元素主要分布在中间氧化层和内壁氧化层区；Cr元素主要分布在中间氧化层，少量分布于母材上。

表7 1#、2#样管氧化层的EDS 数据

3 检测结果整理分析

3.1 材料发生严重的高温氧化

组织结构的转变特征显示出材料的服役温度明显超出15CrMo 耐热钢服役温度上限为550℃的要求。因为珠光体球化和温度密切相关，对于低Cr 的合金钢，要产生CrFe 化合物一般需要625～650℃以上的温度。从内壁氧化皮厚度约1mm 厚度可以估算，炉管在运行状态下的实际温度。对于含1%～3%Cr 的低合金耐热钢来说，氧化层厚度和Larson- Miller 参数相关联，根据Larson- Miller参数表达式估算炉管管壁实际运行温度约864℃。

3.2 氧化区材料力学性能严重下降

靠近焊缝、氧化严重的部位有脱碳层，晶粒度粗大，中间氧化层较稀薄区域与远端区域均为铁素体，球化严重。球化的程度与硬度检测规律一致，球化严重处硬度下降25%左右。

3.3 强度和应力计算分析

对1# 断裂样管采用CASERII 和有限元建模进行应力计算，并考虑流量计的自重和工作参数，断裂部位的薄膜应力+ 弯曲应力约在21.98MPa 左右，最大应力部位位于9 点钟方向，与断裂的部位基本吻合。由于靠近焊缝、氧化严重的管子母材力学性能检测结果均显示屈服明显下降，断裂部位常温最低屈服为118MPa，按照GB/ T5310 附录高温屈服强度比推算，400℃下材料屈服强度约为55MPa、抗拉强度120MPa。从实验结果判断该断裂属于脆性断裂，且裂纹延晶开裂，是因为材料经历高温，发生奥氏体转化，冷却时成为铁素体或马氏体；且流量计和旁路无支撑，蒸汽吹扫时振动产生的叠加应力超过材料极限，从而导致解理断裂。