长时服役典型高压注汽管道的组织和性能研究

王安泉 丛雪明 韩 庆 刘海波 姜 朝 冯启蒙 蒋文春 杨 滨

（1.中国石油化工股份有限公司胜利油田分公司技术检测中心；2.中国石油大学（华东）新能源学院）

高压注汽管道作为油田稠油热采系统的主要设备之一［1］，承担着向油层输送高温高压蒸汽，提高稠油流动性［2］，进而提高稠油生产效率的重要任务。 由于长期服役在高温高压的环境下，管材极易发生老化，即管材的组织和力学性能退化［3］，影响生产的安全性和稳定性。因此，为降低管线事故的发生率， 同时避免不必要的管道维修和更换， 需要针对高压注汽管道进行安全性评价［4，5］。

明确高压注汽管道长时服役过程中的老化机制，充分考虑材料的老化效应，是保证高压注汽管道安全评定准确性的基础。 而目前的相关研究中，关于长时服役后高压注汽管道老化规律的报道较少。 针对该问题， 笔者以长时服役后的3种典型高压注汽管道材料16Mn、13CrMo44、15CrMo 为研究对象， 对服役前后的材料进行微观组织观察和力学性能测试，研究高压注汽管道在长时服役过程中的老化特征，为高压注汽管道的安全评定提供科学参考。

1 试验材料与方法

研究材料为胜利油田退役的高压注汽管道，服役工作温度为380 ℃，工作压力为10 MPa。 具体包含3 种典型的材料， 分别是： 服役12 年的16Mn、 服役9 年的13CrMo44 和 服 役11 年的15CrMo。 同时采用未服役的16Mn、13CrMo44 和15CrMo 管道材料作为对比， 以便分析长时服役后管材组织和力学性能的变化情况。 采用线切割方式，分别从上述管道上切取金相试样，依次用120、400、600、800 目的砂纸预磨试样， 经机械抛光后，采用4%的硝酸酒精溶液进行化学腐蚀，经酒精冲洗、吹风机烘干，最后在Leica 光学显微镜下观察金相组织形貌。 光镜观测后的试样置于场发射扫描电子显微镜（SEM）下，沿壁厚方向进行更为细观的组织形貌观察， 并进行EDS 能谱分析。 需要注意的是，尽管服役管道和未服役管道的材料牌号一致，但由于制造时间间隔长，不是同一批次的管材，其加工工艺可能有所不同。 因此，组织形貌略有不同，但长时服役后的组织演化特征并不会改变。

考虑到管道内外壁之间的老化程度可能存在差异， 对上述管道分别沿壁厚方向切取微拉伸试样［6］，然后以0.01 min-1的拉伸速率在微型拉伸试验机上进行拉伸试验， 获取材料的屈服强度和抗拉强度。 试验温度为室温，试样两端用楔形夹具夹紧，试样安装示意和尺寸规格如图1所示。

图1 试样安装示意和尺寸规格

2 显微组织观察结果与讨论

2.1 16Mn

图2 为未服役和服役12 年的16Mn 沿壁厚方向（由内到外）的金相组织。 未服役的16Mn 组织为珠光体和铁素体， 内壁可见明显的带状组织，珠光体呈带状分布在铁素体之间，与铁素体呈黑白相间的条带状。 中间壁厚处珠光体呈碎化的带状分布在铁素体之中，外壁处没有明显的带状组织，珠光体与铁素体两者均匀分布。 内壁与中间壁厚处的带状组织是管材加工工艺导致的。整体而言， 未服役16Mn 晶粒细小且沿壁厚方向均匀分布，铁素体晶粒直径平均约为7 μm，珠光体晶粒直径约为11 μm。 与未服役的16Mn 相比，服役12 年的16Mn 铁素体晶粒显著长大，晶粒直径约为14 μm，珠光体晶粒呈长条状沿晶界分布，晶粒直径减小，约为8 μm。 且服役12 年后，16Mn部分铁素体晶粒的形状发生变化， 呈现出针状，从晶界向晶内生长，插入珠光体晶粒内。 进一步对服役前后的16Mn 进行扫描电镜观察，SEM 图像如图3 所示。

图2 未服役和服役12 年的16Mn 沿壁厚方向的金相组织

图3 未服役和服役12 年的16Mn 沿壁厚方向的SEM 图像

如图3a 所示， 未服役的16Mn 沿壁厚方向，珠光体由致密的片层状渗碳体和铁素体组成，在铁素体基体内有细小、 弥散分布的白色颗粒，对这些白色颗粒进行EDS 分析发现，其中C 元素含量大于铁素体基体的C 元素含量， 而Mn 元素含量两者相近，因此推断为细小的渗碳体颗粒。 如图3b 所示， 服役12 年的16Mn 晶界和铁素体基体内没有明显的碳化物，但铁素体基体内有少量的夹杂物颗粒，同时存在少量的珠光体，其内部渗碳体发生轻微的发散。沿壁厚方向进行EDS 分析发现，铁素体基体内的夹杂物中，Mn 元素的含量略高，O、S 元素的含量较高。

2.2 13CrMo44

图4 为未服役和服役9 年的13CrMo44 沿壁厚方向 （由内到外） 的金相组织。 未服役的13CrMo44 组织为珠光体和铁素体， 晶粒直径约12 μm，珠光体晶粒直径平均约18 μm，部分珠光体晶粒较大，且珠光体内部渗碳体较为发散，可能与管材的加工工艺有关。 长时服役后，13CrMo44 的铁素体晶粒长大，直径约16 μm，珠光体晶粒尺寸略减小，直径约16 μm，同时可见珠光体内渗碳体较发散。

图4 未服役和服役9 年的13CrMo44 沿壁厚方向的金相组织

对未服役和服役9 年的13CrMo44 进行扫描电镜观察，SEM 图像如图5 所示， 由图5 可以清楚地看到： 未服役的13CrMo44 珠光体内的渗碳体发散、碎化；服役9 年后的13CrMo44 析出的碳化物数量很少，且尺寸非常小，析出在三晶交的位置。 珠光体内的渗碳体碎化严重，碎化的渗碳体趋于球化，在珠光体和铁素体交界面上，出现了较多的颗粒状碳化物，根据我国火力发电厂用钢珠光体球化评级标准进行球化等级评定［7］，服役9 年的13CrMo44 发生了倾向性球化， 球化等级为2 级。 EDS 分析结果显示，在三晶交位置处的碳化物中，C 元素含量高于铁素体基体中的C元素含量，与渗碳体中的C 元素含量相当甚至更多，Cr、Mo、Mn 元素的含量高于铁素体基体和渗碳体中Cr、Mo、Mn 元素的含量。 因此，可以推断此处形成了Cr、Mo、Mn 的碳化物。 同样地，在珠光体和铁素体的交界面上， 粒状碳化物中的C、Cr、Mo、Mn 元素含量高于铁素体基体和渗碳体中C、Cr、Mo、Mn 元素的含量。因此，亦可推断此处析出了Cr、Mo、Mn 的碳化物。 但是，这些碳化物仍然以Fe 元素为主，合金元素为辅，合金元素占比较少。

图5 未服役和服役9 年的13CrMo44 沿壁厚方向的SEM 图像

2.3 15CrMo

图6 是未服役和服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向 （由内到外） 的金相组织。 未服役的15CrMo 金相组织为珠光体和铁素体， 沿壁厚方向组织形貌相同，其中铁素体晶粒细小，直径约为6 μm，珠光体晶粒稍大，直径约为13 μm，且珠光体内并非由片层状渗碳体组成，渗碳体的形貌显得发散、 碎化。 这同未服役的13CrMo44 一样，可能是管材的加工工艺导致的。 与未服役的15CrMo 相比， 服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向铁素体晶粒显著长大， 晶粒直径约为23 μm，珠光体含量显著减少，晶粒直径约为8 μm，可以判定材料发生了珠光体球化。 进一步对服役前后的材料进行扫描电镜观察，SEM 图像如图7 所示。

图6 未服役和服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向的金相组织

图7 未服役和服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向的SEM 图像

如图7a 所示，未服役的15CrMo 珠光体晶粒较大，且内部的渗碳体发散、碎化。 沿壁厚方向进行EDS 分析， 铁素体基体上的白色颗粒为夹杂物，O 元素含量较高。 服役11 年后的15CrMo（图7b）沿整个壁厚方向的晶界上析出了大量的颗粒状碳化物，同时，珠光体中的渗碳体更多地趋于球化，珠光体和铁素体交界处也出现了大量的碳化物颗粒， 根据我国火力发电厂用15CrMo 珠光体球化评级标准进行球化等级评定， 服役11年的15CrMo 发生了轻度球化，球化等级为3 级。沿壁厚方向进行EDS 分析，晶界处的碳化物中仍然以Fe 元素为主，C、Cr、Mo 元素含量明显高于铁素体基体和渗碳体中的C、Cr、Mo 元素含量，而且对比渗碳体和碳化物的元素含量可发现，碳化物中C 元素增加，Fe 元素减少，Cr、Mo 元素增加，因此，可推断晶界处的碳化物中存在Cr、Mo 的碳化物。

3 拉伸试验结果与讨论

通过微拉伸试验得到的拉伸曲线是载荷位移曲线，需要采用以下公式将它转化为工程应力应变曲线：

式中 A——试样截面积；

l——标距；

P——载荷；

Δl——伸长量。

由于试样尺寸较小，颈缩效应的影响不可忽略，因此，将工程应力应变曲线转化为材料的真实应力应变曲线［8］：

然后通过真实应力应变曲线读取材料服役前后的力学性能。

3.1 16Mn 拉伸试验结果比较

未服役的16Mn 的微拉伸试验结果见表1。沿壁厚方向， 其屈服强度和抗拉强度基本一致，屈服强度平均为423 MPa，抗拉强度平均为731 MPa。

表1 未服役的16Mn 沿壁厚方向的力学性能

表2 为服役12 年的16Mn 沿壁厚方向的力学性能结果，其中，由于试验误差的原因，中间的屈服强度值略小，但与内外壁结果相差不大。 同未服役的16Mn 相比，服役12 年后，铁素体晶粒长大，珠光体晶粒呈长条状沿晶界分布，而且出现了针状铁素体，从晶界向晶内生长，插入珠光体中，削弱了16Mn 的力学性能，导致屈服强度下降了约13.5%，抗拉强度下降了约7.1%。

表2 服役12 年的16Mn 沿壁厚方向的力学性能

3.2 13CrMo44 拉伸试验结果比较

未服役的13CrMo44 的微拉伸试验结果见表3， 可见沿壁厚方向屈服强度和抗拉强度基本一致，屈服强度平均值为402 MPa，抗拉强度平均值为644 MPa。

表3 未服役的13CrMo44 沿壁厚方向的力学性能

由表4 可见， 服役9 年的13CrMo44 的力学性能沿壁厚方向也基本一致。 与未服役的13CrMo44 相比，屈服强度下降了约12.7%，抗拉强度下降了约3.1%。原因在于材料内珠光体发生了倾向性球化， 珠光体内渗碳体发散、 碎化，同时， 三晶交和珠光体晶界上析出了少量的碳化物，其中存在含Cr、Mo 的碳化物，削弱了材料的固溶强化作用。

表4 服役9 年的13CrMo44 沿壁厚方向的力学性能

3.3 15CrMo 拉伸试验结果比较

未服役的15CrMo 的微拉伸试验结果见表5，力学性能沿壁厚方向基本一致，屈服强度平均值为584 MPa，抗拉强度平均值为735 MPa。

表5 未服役的15CrMo 沿壁厚方向的力学性能

表6 为服役11 年的15CrMo 的微拉伸试验结果，沿壁厚方向，其屈服强度和抗拉强度基本一致。但与未服役的15CrMo 相比，屈服强度下降了约33.7%，抗拉强度下降了约24.6%，这是由于长期在高温高压环境下服役，材料内的珠光体发生了轻度球化，球化的碳化物对位错运动的阻力比片状碳化物小，更重要的是，晶界上析出了大量的碳化物颗粒， 其中虽然以Fe 元素为主，但Cr、Mo 元素的含量较高，可见，固溶在基体中的Cr、Mo 元素脱溶，与C 结合形成碳化物，于晶界处析出，削弱了合金元素的固溶强化作用［9］，导致材料的力学性能大幅降低。

表6 服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向的力学性能

4 结论

4.1 16Mn、13CrMo44、15CrMo 是典型的注气管道用珠光体钢， 在高温高压环境下长时服役后，微观组织的退化主要表现为铁素体晶粒长大，珠光体发生球化，晶界上碳化物析出长大。

4.2 在高温高压环境下长时服役后，16Mn、13CrMo44、15CrMo 管材沿壁厚方向的力学性能退化规律一致，测试管道外表面的力学性能可以表征管道整体的力学性能。

4.3 16Mn、13CrMo44、15CrMo 在长时高温高压环境下降服役后力学性能均有所降低，且屈服强度的降低幅度大于抗拉强度的降低幅度。 但是3种材料的力学性能降低幅度差异明显， 尽管15CrMo 钢的初始强度最大， 但服役过程中材料强度的退化也最为明显——服役11 年后屈服强度下降33.7%，抗拉强度下降24.6%。不能仅以未服役状态的力学性能评估长时服役后的管道安全性，需要充分考虑材料力学性能退化作用。

4.4 结合微观组织演化的特点，16Mn 的力学性能下降是由于铁素体晶粒长大，并且出现了针状铁素体， 同时珠光体晶粒呈长条状沿晶界分布。13CrMo44 的力学性能下降是由于铁素体晶粒长大，珠光体发生了倾向性球化，三晶交和珠光体晶界上析出了少量的含Cr、Mo 的碳化物，削弱了合金元素的固溶强化作用。 15CrMo 的力学性能下降幅度最大，是因为铁素体晶粒长大，珠光体发生了轻度球化， 同时晶界上析出了大量的含Cr、Mo 的碳化物。 其中晶界上析出的碳化物对材料的力学性能影响最大，这是因为合金元素脱溶析出，在晶界上形成碳化物，导致固溶在基体中的合金元素含量下降，削弱了合金元素的固溶强化作用。