塔底补强管断裂原因分析及修复

2022-04-02耿焕然

石油化工建设 2022年2期

耿焕然

北京燕华工程建设有限公司北京 102502

国内某乙烯装置脱甲烷塔按GB150 设计，并依据JB4710 制造、检验及验收。其材质为0Gr18Ni9（标准化学成分见表1），规格Φ1900/ Φ2400/ Φ3500×63350，设计压力0.8MPa，设计温度- 145℃，属一类压力容器。工艺流程中，该塔主要用途是在低温条件下将C1从烃中分离出来。在投入运行，打通流程降温至- 70℃时，塔底47#管口锻制补强管突然断裂，造成烃类泄漏，装置被迫停车。为使装置安全运行，急需对该设备锻制补强管进行分析、评定，在理论和实际许可的条件下，采取相应措施进行修补。

表1 0Gr18Ni9 标准化学成分一览表 %

1 缺陷性质及成因分析

该脱甲烷塔为新制设备，使用前全部焊缝经100%无损检验，均未发现超标缺陷，且设备承受了常温下的压力试验及沉降试验，符合制造及验收标准要求[1]。其在常温、有压条件下无任何破坏迹象，而在无压低温条件下突然断裂，说明材料在抗低温性能上存在问题。因此，从材质损伤分析入手，逐步揭示锻制补强管断裂的原因。

1.1 材质分析

锻制补强管是由0Gr18Ni9 奥氏体不锈钢棒料锻造而成。在锻制补强管棒料中取Φ80、Φ70 及Φ120 三种规格及断裂补强管作为试料，进行化学成分分析、金相检查、力学性能试验及断口分析[1]，来评价材质损伤程度。

1.1.1 化学成分

不锈钢棒料化学成分分析结果见表2，由表可以看出，该批材料化学成分与厂家提供的质保书中所列化学成分严重不符，与GB1220 国家标准规定的0Gr18Ni9 不锈钢的化学成分也完全不符。C、Mn 含量严重超标，而Cr、Ni 含量明显不足。

碳在奥氏体不锈钢中是强烈形成并稳定奥氏体，且扩大奥氏体区的元素，碳形成奥氏体的能力约为镍的30 倍。碳是一种间隙元素，通过固溶强化可显著提高奥氏体不锈钢的强度。但是，在奥氏体不锈钢中，碳常常被视为有害元素。因为在焊后或敏化温度下，碳可与钢中的铬形成高铬的Cr23C6型碳化物，从而导致晶粒局部贫铬现象。当铬含量小于13%时，该部位金属即由钝化状态转化为活化状态，使钢的耐蚀性能下降。对该锻件而言，奥氏体不可能固溶于如此高含量的碳，势必在晶界等附近形成碳化物，从而使材料的耐蚀性能严重下降。

在奥氏体不锈钢中，铬是促进钢钝化并使钢保持稳定钝态的元素，而且可提高马氏体转变温度，以及奥氏体的稳定性。若铬含量不足，会使钢耐腐蚀性能及奥氏体组织的稳定性下降。

镍是奥氏体不锈钢中重要的金属元素，主要作用是形成并稳定奥氏体，并显著降低σ 相形成的倾向。同时，可降低马氏体转变温度，甚至可以不出现γ- M 相变，提高奥氏体不锈钢抗应力腐蚀能力及低温下优良的力学性能。

在铬镍奥氏体不锈钢中，锰是比较弱的奥氏体形成元素，但具有强烈稳定奥氏体的作用。锰含量增加，奥氏体不锈钢中低温下会出现脆性转变。同时，锰在消除硫的有害作用时，会形成MnS，而MnS 常常导致铬镍奥氏体不锈钢耐氯化物腐蚀能力下降。此外，锰含量增加，会使钢的热倾向性明显提高，致使晶粒粗大。因此，一般情况下，在铬镍奥氏体不锈钢中锰一般被控制在2%以下。

根据实测断裂补强管的化学成分分析结果，该奥氏体不锈钢锻件的铬当量为14.17，镍当量为13.63。由Schaeffler 图可知，该锻件处于奥氏体区，但距马氏体区相当接近。在这一区域内，奥氏体组织极不稳定，稍有变形，就会产生大量形变马氏体。对断裂补强管正常部位及裂纹发生部位进行金相检查，均在金相磨面发现了一定数量的马氏体。采用磁性极强的磁铁测试，开裂的补强管不具有丝毫磁性。分析认为，显微组织中显示的马氏体是在磨制金相试样时，由于磨削变形使其在表面层极薄范围内产生的变形马氏体，整体试样仍为单一奥氏体组织。

从表2 可以看出，该不锈钢锻件碳含量显著偏高，是标准含量的2～3 倍，铬、镍含量明显不足，致使钢的耐腐蚀性能下降，强度增高。而锰含量又明显超标，超过标准成分4 倍之多，造成奥氏体不锈钢产生严重的过热倾向，晶粒粗大，严重影响材料的低温冲击韧性，因而在低温下材料变脆。

表2 不锈钢棒料化学成分分析结果 wt%

综上所述，锻制奥氏体不锈钢补强管单一奥氏体组织极不稳定，强度增加；在低温下，出现脆性转变，致使晶粒粗大、碳化物析出，导致材料耐腐蚀性能下降[2]。

1.1.2 组织结构

观察棒材室温和- 70℃下冲击及室温拉抻试样显微组织（图1—图4）可以发现，不锈钢棒料晶粒极不均匀，晶粒异常粗大，并且在粗大晶粒边界有少量小晶粒。按YB/ T5148- 2016 标准评定[3]，大部分晶粒评为1～2 级，个别大晶粒评为00 级。表明室温拉伸试样在拉伸过程中发生了显著塑性变形，其显微组织出现了大量变形马氏体。

图1 不锈钢棒材室温显微组织（×50）

图2 - 70℃冲击试样显微组织（×50）

图3 不锈钢室温冲击试验显微组织（×50）

图4 不锈钢棒料室温拉抻试样显微组织（×50）

1.1.3 力学性能

表3 为不锈钢棒料在高温、室温及低温条件下的力学性能数据，由表可知，试料抗拉强度偏高，而伸长率及断面收缩率等韧性指标在低温时偏低。这是由于碳、锰含量偏高，固溶强化之结果。

表3 不同温度状态下不锈钢棒料力学性能数据

1.1.4 冲击韧性及断口分析

夏比冲击试料尺寸为10mm×10mm×50mm，缺口为V 型。试料的夏比冲击韧性随温度变化曲线见图5。奥氏体不锈钢属于面心立方晶格结构，一般情况下在- 196℃以内其韧性随温度变化很小。而从图5 可以看到，该奥氏体不锈钢脆性转变温度在- 50～- 60℃，在设计温度- 145℃时，该材料已经完全转变为脆性材料。

图5 试料的夏比冲击韧性随温度变化曲线

图6 显示了不同温度下冲击及室温拉伸试料断口的宏观形貌，由图可以看出，- 70℃冲击试样断口呈闪晶状，晶粒异常粗大，断口毗邻部位金属塑性变形不明显。室温及室温以上各温度下，冲击试样断口基本呈纤维状，断口附近金属发生了显著塑性变形；室温拉伸试样断口部位虽然出现了颈缩，但晶粒粗大，杯锥状不明显。

图6 不同温度下冲击及拉伸试料断口宏观形貌

图7 为试样在室温及- 70℃冲击及室温拉伸断口微观形貌，断口宏观观察到的粗大的闪晶区具有解理或准解理断裂特征（图7a、b）；在室温下，纤维断口或闪晶之间的纤维区，其微观形貌为细小的韧窝断口（图7c）。

图7 试料在室温及- 70℃冲击及室温拉伸断口微观形貌

通过材质性能分析，锻制补强管的化学成分不符合现行GB1220- 92 标准要求。其组织基本正常，但在微小变形下既产生大量形变马氏体，强度指标偏高，韧性储备偏低，在- 50～- 60℃时出现脆性转变，不能满足工艺要求。

1.2 锻制补强管裂纹分析

1.2.1 裂纹分布及特征

图8 为断裂补强管侧面宏观形貌，图9 为断裂补强管断面宏观形貌。由图可见，裂纹出现在锻制补强管与工艺弯头焊缝附近补强管一侧，距熔合线约5mm 锻制补强管变截面部位，基本上已经完全断裂。

图8 断裂补强管侧面宏观形貌

图9 断裂补强管断面宏观形貌

图10 和图11 为裂纹部位金相照片。从裂纹发生部位显微组织看，金相组织为奥氏体＋富铬碳化物。裂纹有多个成核区，基本上沿碳化物析出的晶界发展，个别部位还呈现树状分枝，有些碳化物边界已出现点状腐蚀坑。

图10 裂纹放大形貌（×50）

图11 裂纹部位显微组织（×200）

1.2.2 裂纹断口

由图8 和图9 断裂锻制补强管裂纹的宏观形貌可以看出，断裂表面基本与补强管轴线垂直，断口较为粗糙，断口毗邻部位金属未发现明显塑性变形，断口表面发生锈蚀，呈棕黄色。

微观观察结果表明，裂纹是典型的沿晶断裂特征。而能谱分析结果（图12、图13）表明，断口原始表面除基体金属Fe、Cr、Mn、Ni 外，尚有少量S、Cl 等元素。

图12 断裂补强管裂纹断口表面能量X射线谱图

图13 开裂补强管裂纹断口表面能量X射线谱图

表4 列出了三个不同部位原始断裂表面能谱分析结果。值得指出的是，能谱成分分析是一种微区分析，其基体成分与微观成分有较大区别，这与微区范围内成分偏析或析出有关。

表4 锻制补强管断口表面能谱分析结果 wt%

1.2.3 裂纹性质及成因

（1）材质因素：该锻制不锈钢补强管化学成分完全不符合现行国家标准，碳、锰含量严重超标，铬、镍含量明显不足。即使不在450～850℃的不锈钢敏化区内，碳化物也会从晶界析出，造成晶界附近铬含量不足。能量线谱分析显示，个别微观部位铬含量只有5%左右，晶界附近金属处于活性状态[4]。同时，锰含量严重超标，促使晶粒粗大，材料在- 50～- 60℃附近由韧性材料转化为脆性材料。

（2）环境因素：设备安装在5～6 月份进行，正处于雨季，虽然有必要的防护措施，但不可能完全保证雨水不进入塔内。试压时，也是用水作为试验介质。此外，该管口为液位计测量的下口，存在低点袋状，不利于完全排尽残留水分。残留水分在较长时间自然蒸发，使该部位氯离子局部浓缩、聚集，从而提高了氯离子浓度。

（3）成因分析：锻制不锈钢补强管断裂处位于结构突变部位，装配应力、焊接残余应力、管路降温收缩应力均会形成拉应力。同时，该部位存在较高浓度的氯离子。氯离子是奥氏体钢应力腐蚀的敏感介质，而该材料本身又处于活性状态。因此，分析认为该处裂纹首先是由氯离子应力腐蚀产生，而材料脆化加速了裂纹的扩展，最终导致开裂。裂纹形态及断口分析都进一步证明了上述结论。