趙亞新

(中國石油化工股份有限公司塔河分公司，新疆庫車 842000)

0 引言

某煉油廠延遲焦化裝置年加工能力為120萬t，其中1#加熱爐熱負荷23.2 MW，爐型為立式臥管結構，爐管材質1Cr5Mo，規(guī)格 ?127 mm×10 mm×15000 mm。爐管的設計工作壓力2.5～3.0 MPa，管內介質的設計出口溫度498℃，金屬管壁設計溫度580℃左右。爐管內渣油實測壓力1.8～2.0 MPa，流速約 1 m/s，管內介質為分餾塔底油+軟化水，渣油進口實測介質溫度380℃，出口實測介質溫度495℃;爐管采用燃氣火焰加熱，管壁金屬實測溫度550～650℃。

焦化爐管原設計壽命為10萬h，而實際使用時間遠未達到其設計壽命，最短的才用了1年多便已產生了嚴重的彎曲變形或顯著腐蝕減薄，被迫提前更換。2000年8月停工檢修時，發(fā)現(xiàn)爐南側第7～12根、北側第7～14根爐管減薄非常嚴重，同時存在嚴重的彎曲變形。為了弄清這些爐管早期失效的真正原因;對1#焦化爐早期失效爐管開展全面的材料性能試驗分析工作，為今后焦化爐的安全經濟運行和檢修工作提供指導。為此，選取該廠1#焦化爐早期失效更換下來的2根管(其中一根嚴重腐蝕減薄管而另一根嚴重彎曲變形)進行分析研究。

1 失效管的理化性能試驗及分析

1.1 試驗爐管的背景資料及其宏觀形貌

(1)對早期失效爐管的選取

選取的1#管樣運行時間:1999年6月～2000年8月，連續(xù)運行時間1年多，因嚴重腐蝕減薄而提前予以更換;2#管樣運行時間:1997年1月～2000年8月，除停爐檢修外，已運行時間約3年半，由于現(xiàn)場檢查發(fā)現(xiàn)管段存在嚴重彎曲而進行更換。

(2)1#，2#管樣的宏觀形貌

1#，2#管樣外壁的氧化腐蝕產物均很厚，其中以1#管樣最為嚴重。圖1示出1#管樣外壁宏觀形貌照片，可以看出，腐蝕層為灰黑色夾雜黃褐色，并呈片層狀剝落。

經機加工取管段橫截面進行觀察，發(fā)現(xiàn)1#，2#管樣向火面金屬管壁都存在腐蝕減薄現(xiàn)象，其中1#管樣壁厚減薄顯著，管內壁也有較厚的垢物層。經測量，1#管樣向火面金屬壁厚7.76 mm，內壁垢物層厚度2.7 mm;2#管樣向火面金屬壁厚9.36 mm，內壁垢物層厚度1.6 mm。爐管外壁產生了氧化現(xiàn)象，使得爐管減薄，其向火面減薄傾向與背火面比較，說明氧化是減薄的主要因素。

1.2 化學成分分析

1#，2#管樣的化學成分分析結果及標準要求見表1。由表1中數(shù)據可知，各試驗管樣的化學成分均符合標準要求。

表1 試驗管樣的化學成分分析結果 /%

1.3 爐管硬度測試

在HD－187.5型布洛維硬度計上對1#，2#管樣不同部位進行了布氏硬度測試。測量位置及測試結果見表2。

表2 試驗管樣的布氏硬度測量結果 /HB

1.4 室溫、高溫力學性能試驗結果

對1#，2#管樣分別取標準拉伸試樣，拉伸試驗按照GB 228—87《金屬拉伸試驗方法》和GB/T 4338—95《金屬材料高溫拉伸試驗》在MTS880電液伺服試驗機上進行。室溫和高溫拉伸試驗結果見表3。

對比分析表3中各試驗管樣的室溫拉伸試驗結果可以看出:

(1)1#，2#管樣向火面的常溫 σS都在210～220 MPa之間，二者的屈服強度沒有明顯差異;

(2)1#管樣向火面減薄部位的室溫屈服強度較背火面的有較大幅度下降，但2#管樣向、背火面的室溫屈服強度變化不大。

1.5 室溫沖擊試驗

為了比較1#，2#管樣向火面嚴重減薄區(qū)與非嚴重減薄區(qū)以及背火面之間的室溫沖擊韌性差別，了解管樣各部位材料的脆化程度，分別在1#，2#管樣不同部位取樣進行20℃沖擊試驗，結果見表4。由于厚度原因導致各部位所取的沖擊試樣截面尺寸不一致，為了具有可對比性，沖擊試驗結果以沖擊韌性描述(見表4)。

由表4中數(shù)據可以看出:在20℃試驗溫度下，1#，2#運行管樣向火面嚴重減薄部位的沖擊韌性值分別為84和35 J/cm2，相對1#管樣嚴重減薄區(qū)域兩側部位都有顯著下降，尤其是2#管樣的沖擊韌性下降嚴重;但兩運行管樣向火面非嚴重減薄區(qū)的沖擊韌性變化不是很大。這表明運行管向火面嚴重腐蝕減薄區(qū)的材料脆化傾向嚴重，而向火面非嚴重腐蝕區(qū)的材料脆化傾向相對較小。

表3 試驗管樣的室溫、高溫拉伸性能試驗結果

表4 各試樣管樣在20℃下的沖擊試驗結果

1.6 金相組織檢驗分析

1Cr5Mo新爐管正常顯微組織是由鐵素體和粒狀珠光體組成，晶界上有少量的小塊狀碳化物。

圖2示出1#管樣背火面橫截面中心部位金相組織形貌照片，由圖可見，背火面金相組織為鐵素體+彌散分布的碳化物。

圖3示出1#管樣向火面橫截面中心部位金相組織形貌照片，由圖可見，向火面金相組織為鐵素體+彌散分布的碳化物，與背火面相比，碳化物尺寸變大，且趨于沿晶界分布珠光體球化更加嚴重。

圖2 1#管樣背火面中部金相組織 800×

圖3 1#管樣向火面中部金相組織 800×

圖4示出2#管樣背火面橫截面中心部位金相組織形貌照片，由圖可見，背火面金相組織為鐵素體+塊狀碳化物。圖5示出2#管樣向火面橫截面中心部位金相組織形貌照片，由圖可見，向火面金相組織為鐵素體+沿晶界且趨于鏈狀分布的大塊狀碳化物，與背火面相比，其碳化物塊明顯增大且沿晶界呈鏈狀分布，且珠光體球化程度更加嚴重。

圖4 2#管樣背火面中部金相組織 800×

圖5 2#管樣向火面中部金相組織 800×

通過對比分析以上金相組織照片可以看出:

(1)兩根運行管樣向、背火面相同部位的金相組織，其材質老化特征明顯——珠光體形態(tài)明顯分散，晶界、晶內都已析出了大量尺寸不等的碳化物顆粒。這表明運行管樣材料顯微組織已發(fā)生了明顯的老化;

(2)兩根運行管樣的向火面組織老化程度都比其相應的背火面組織顯著，主要表現(xiàn)為向火面鐵素體中的碳化物數(shù)量明顯減少，但碳化物尺寸卻顯著增大且趨于沿晶界分布。這表明管樣向火面材料的組織老化速度快于其背火面;

(3)2#管樣顯微組織老化特征較1#管樣顯著，主要表現(xiàn)為2#管樣碳化物已呈大塊狀且沿晶界鏈狀分布。這說明隨著運行時間的增加，管樣材料的組織老化損傷程度增大。

圖6，7分別示出1#，2#管樣向火面內壁垢物層的橫截面形貌，經宏觀檢查測量，兩運行管樣內壁垢物層最大厚度分別達到2.7和1.6 mm。由于垢物層的熱阻遠大于管壁金屬，故管內壁垢物層的存在不但會引起換熱效率的降低，而且會導致管壁金屬實際溫度的大幅升高，加之爐膛各部位煙氣溫度不均所引起的爐管間金屬溫度差異，就會導致個別管子在運行中產生超溫，從而誘發(fā)管子發(fā)生過熱變形。

圖6 1#管樣向火面內壁垢物橫截面形貌(垢層厚度:1.68 mm)40 ×

圖7 2#管樣向火面內壁垢物橫截面形貌(垢層厚度:1.6 mm)50 ×

圖8示出1#管樣向火面外壁氧化層的橫截面形貌，經顯微鏡下測量，其厚度已達1.35 mm。由于不同部位爐管的當量金屬溫度不盡相同，各部位管子的腐蝕減薄速度和材質老化速度也各不相同，根據1#管樣外壁腐蝕程度和管壁厚度減薄量遠大于2#管樣，可斷定1#管樣的實際金屬溫度應高于2#管樣。

1.7 拉伸試樣斷口的掃描電鏡觀察分析

采用掃描電鏡分別對1#，2#管樣的向火面嚴重腐蝕減薄區(qū)和背火面拉伸試樣斷口進行了觀察。

圖8 1#管樣向火面外壁氧化層橫截面形貌(垢層厚度:1.35 mm)50 ×

圖9～12分別示出1#，2#管樣向火面嚴重腐蝕減薄區(qū)和背火面拉伸試樣斷口的微觀形貌。由圖可見，向火面嚴重腐蝕減薄區(qū)和背火面試樣斷口的形貌特征完全不同，其中向火面嚴重腐蝕減薄區(qū)試樣斷口呈典型的解理狀斷裂特征，屬于典型的脆性斷裂;而背火面試樣斷口形貌則呈韌窩狀斷裂特征，屬于典型的韌性斷裂。

圖9 1#管樣向火面拉伸斷口形貌

1#，2#管樣向火面嚴重腐蝕減薄區(qū)和背火面拉伸試樣斷口形貌特征間的差異說明，向火面嚴重腐蝕減薄區(qū)(即中央部位)材料存在明顯的脆化傾向。

圖12 2#管樣背火面拉伸斷口形貌

1.8 管壁外表面腐蝕產物能譜分析

應用X－ray微區(qū)能譜分析儀器，對1#管樣外表面的腐蝕產物進行了成分分析，腐蝕產物各部位的具體分析結果見表5。可以看出，腐蝕產物中具腐蝕性的S，P離子含量并不很高，也未發(fā)現(xiàn)其他易帶腐蝕性的鹽類離子(如釩等)，這說明燃氣火焰氣氛的腐蝕性并不很強，而氧含量則很高，說明腐蝕產物主要為鐵的氧化物。由此判斷造成1#管樣外壁快速腐蝕減薄的原因為高溫氧化。

2 檢驗結果及結論

(1)試驗管樣材料的化學成分符合相關標準要求;

(2)1#，2#運行管樣向火面減薄部位的室溫抗拉強度略有下降，但其延伸率卻下降1/3以上、且拉伸試樣斷口呈脆性狀態(tài);運行后管樣向火面的硬度略有降低;

(3)1#，2#管樣向火面壁厚明顯減薄區(qū)材料20℃沖擊韌性分別為84和35 J/cm2，且其試樣斷口均呈明顯的脆性斷裂特征;但兩管樣向火面壁厚未減薄區(qū)域和背火面材料的沖擊韌性下降不明顯，且其試樣斷口呈典型的韌性斷裂特征;

表5 外表面腐蝕產物X－ray微區(qū)能譜分析結果 /%

(4)1#，2#運行管樣向、背火面材料組織都出現(xiàn)了一定的老化傾向，且向火面均甚于其背火面;2#管樣的組織老化特征明顯嚴重于1#管樣，其向火面壁厚減薄區(qū)的碳化物已呈大塊狀且趨于沿晶界鏈狀分布;

(5)1#管樣外壁腐蝕產物中S，P等腐蝕性離子含量的能譜分析結果都不高，嚴重氧化可能性不大。

綜合對比分析結果認為:由于爐膛中溫度場不均勻，導致溫度較高的區(qū)域爐管局部超溫，管內的垢物層形成和逐漸增厚使得超溫現(xiàn)象不斷加劇;由于超溫導致1#管樣金屬抗氧化能力降低，氧化速度顯著加快，從而不斷形成氧化皮并剝落，壁厚快速減薄。另一方面，超溫導致2#管樣發(fā)生持續(xù)塑性變形，使得爐管明顯彎曲。

3 措施與建議

(1)盡快通過燃燒調整改善爐膛內的煙氣溫度場，使其盡可能趨于均勻化，從而減少爐膛內局部管段嚴重過熱的傾向;

(2)對1#爐南北兩邊第7，10，13根爐管外表面處增加刀刃式熱電偶，加強爐表溫度監(jiān)控，做到及時調節(jié);

(3)嚴格控制爐膛溫度和管內渣油介質溫度，謹防超溫、超壓運行;

(4)對于爐膛內煙氣溫度偏高、容易引起局部爐管外壁嚴重氧化或彎曲變形的部位，應采取局部屏蔽隔熱處理或在爐管向火面中央部位噴涂/噴焊防止高溫氧化的涂層材料;

(5)加強對在役爐管的定期宏觀檢查、檢驗工作，對于嚴重彎曲變形的在役爐管，應盡快更換為同類材料的厚壁管或選用材料高溫強度更好的高等級鋼管;對于壁厚已明顯減薄的在役爐管，應立即更換為高溫強度和抗氧化性能都更好的高等級鋼管，必要時還須用外壁涂覆防高溫氧化涂層的高強度復合管;

(6)定期徹底清除爐管內的渣油垢物層，以減少垢層熱阻的影響，從而避免由此所導致的管壁過熱現(xiàn)象;

(7)鑒于爐膛溫度較高，建議下次更換Cr9Mo材質爐管。

［1］ 《火力發(fā)電廠金屬材料手冊》編委會.火力發(fā)電廠金屬材料手冊［M］.北京:中國電力出版社，2001.

［2］ 吳非文.火力發(fā)電廠高溫金屬運行［M］.北京:水利電力出版社，1979.

［3］ Taira S，Otani R.Inst.Meth Eng.Jpn，70(1967)，1737.

［4］ Asakawa K，Otomo A，Saiga Y.Tetsu － to－ Hagane，65(1979)，869.

［5］ Otomo A，Asakawa K，Saiga Y.Tetsu － to－ Hagane，65(1979)，933 .

［6］ Coleman M C，Parker J D，Int.J.Pres.Ves.and Piping，18(1985)，277.

［7］ Iseda A，Sawaragi Y，Yoshikawa K.ISIJ International，30(1990)，862.