燒損火管微觀組織變化機理

大慶油田特種設備檢驗中心

燒損火管微觀組織變化機理

姚建輝大慶油田特種設備檢驗中心

某采油廠加熱爐火管使用一年后發生燒損變形，通過采用金相顯微鏡、直讀光譜分析儀、萬能力學試驗機以及掃描電子顯微鏡等設備，對火管燒損處的材料性能及其微觀組織結構變化進行檢測。結果表明：火管燒損后，材料的屈服強度、抗拉強度明顯下降，屈服強度僅為標準下限值的64%，抗拉強度僅為標準下限值的70%。火管內壁存在嚴重的脫碳現象，材料在高溫下進行了重結晶，有碳化物新相沿鐵素體晶界析出。

加熱爐火管；燒損；脫碳；化學分析；檢驗；斷裂

火管是加熱爐核心部件，作為燃燒室，容納火焰和煙氣，由于長期高溫運行，火管會出現材質損傷，如高溫燒損、蠕變等。火管燒損是加熱爐損壞的主要形式之一，據統計，大慶油田2012年由火管燒損維修的加熱爐占全部加熱爐維修的56%。為了研究火管燒損后對材料性能的影響以及其微觀組織變化，以某采油廠加熱爐火管為研究對象，采用金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、直讀光譜儀、萬能力學試驗機等設備，對加熱爐燒損試樣進行分析與討論，觀察其燒損變形后組織及其材料性能的變化。火管材質為Q345R，壁厚13 mm。容器內運行介質為含油污水，燃料為天然氣。運行一年后，對加熱爐進行檢驗，發現火管燒損變形。

1研究的目的與意義

加熱爐是油田最常用的設備之一。目前，大慶油田廣泛使用的加熱爐在運行一段時間后，加熱爐火管變形、鼓包、燒穿現象日益增多。火管的鼓包變形是加熱爐在使用過程中普遍存在的現象，為了弄清其過熱鼓包后微觀組織變化機理，為油田日常管理提供基礎性的技術數據，開展了燒損火管微觀組織變化機理試驗研究。根據其鼓包變形的微觀機理，采取相應的預防措施，提高火管在日常生產中的使用壽命，是本項研究的目的。該研究成果還可以對加熱爐火管的選材提供指導，能直接應用于加熱爐的制造設計，對油田的日常設備維護具有現實意義。

2試驗過程及結果

2.1 宏觀檢查

火管外表面結有一層絮狀垢，靠近燃燒器的位置發生燒損變形，變形區環繞火管整圈，寬約20 cm，經現場測厚檢查，未發現明顯壁厚減薄。

2.2 化學分析

在火管上取樣，用ARC-MET 930型便攜式光譜分析儀，對火管化學成分進行分析，結果見表1。檢驗結果符合GB713—2008表1中關于Q345R化學成分的要求。

表1 化學成分分析結果%

2.3 力學性能檢驗

在火管上取拉伸試樣，用WAW-E600C型萬能試驗機進行力學性能檢驗，檢驗結果如表2所示。取樣部位涵蓋火管燒損部位。拉伸檢測結果：屈服強度和抗拉強度均低于GB713—2008表2的要求，屈服強度ReL低于標準下限值122 N/mm2，抗拉強度Rm低于標準下限值153 N/mm2，伸長率A符合標準要求。

表2 力學性能檢測結果

將拉伸試樣的斷面置于掃描電鏡下觀察，圖1為斷面的整體形貌；圖2為瞬時斷裂區低倍形貌；圖3為斷口的韌窩形貌；圖4為斷口的撕裂棱。

2.4 金相檢驗

在拉伸試樣斷裂處靠近斷口部位截取試樣，經鑲嵌、磨拋后置于Axiovert 25CA型金相顯微鏡下觀察，可見火管的內壁存在嚴重的脫碳現象，全脫碳層最深處達0.31 mm，見圖5。脫碳層總深度（包括全脫碳層和部分脫碳層）為1.4 mm，部分脫碳層的金相照片見圖6。部分脫碳層分為兩部分：一部分是鋼材進行了重結晶，有碳化物析出；另一部分是珠光體組織部分保留，但珠光體的量少于Q345R常溫平衡態下組織的珠光體含量。圖7為侵蝕后火管外壁試樣的顯微組織形貌，試樣顯微組織為鐵素體+少量珠光體，根據GB/T6394—2002標準，評級試樣鐵素體晶粒度為9級。靠近全脫碳層的近表面，其組織為鐵素體以及沿鐵素體晶界分布的碳化物，根據GB/T6394—2002標準評級試樣鐵素體晶粒度為9級，未發現晶粒的聚集長大現象。

圖1 斷口整體形貌

圖2 瞬斷區低倍形貌

圖3 斷口韌窩形貌

圖4 斷口撕裂棱

圖5 全脫碳層（500×）

圖6 部分脫碳層（500×）

圖7 火管外壁組織形貌（400×）

3分析與討論

加熱爐火管燒損主要原因有兩個方面：一是火嘴原因。燃燒器的火焰組織的長度較短，燃燒放熱比較集中，火焰中心溫度過高，造成火管局部熱流密度過高。二是介質原因。加熱爐處于油田三元復合驅驅油技術的試驗區塊，所處理的含油污水中含有聚合物、泥砂等雜質，由于加熱爐有沉降分離功能，可以保證泥砂等雜質和油水有效分離。因此加熱過程中在火管外壁面上沉積大量聚合物及泥砂等懸浮物，形成一層絮狀垢，火管向外傳熱性能變差，導致火管在高溫處燒損。

3.1 火管微觀組織變化

火管長時間在高溫下工作，由內壁到外壁，隨著工作溫度的變化，其組織依次是全脫碳層、部分脫碳層、正常的Q345R常溫平衡態金相組織。其中部分脫碳層包括兩部分：一部分是發生重結晶，沿鐵素體晶粒形成新的碳化物相；另一部分是珠光體部分保留，組織為鐵素體+珠光體。

（1）由于碳和碳化物的移除，材料中只剩鐵基體，導致材料強度的損失，即為脫碳。高溫下鐵原子和錳原子具有較高的動能，畸變能較高的（FeMn)3C固溶體晶體會解體，使碳原子析出。受熱溫度越高、受熱時間越長，碳原子析出就越明顯。火管內表面析出的碳原子在高溫作用下與氧原子結合成CO2，這樣就會在材料內表面形成脫碳現象。火管內壁存在嚴重的脫碳現象，全脫碳層最深處達到0.31 mm，脫碳層總深度為1.4 mm。

（2）在靠近全脫碳層的近表面，其金相組織為鐵素體+少量沿鐵素體晶界分布的碳化物，有碳化物新相析出，說明Q345R火管在高溫運行時發生了相變重結晶過程。由鐵碳相圖可以看出，材料在溫度低于912℃時鐵素體中鐵原子排列成體心立方晶格，溫度在912～1 394℃范圍內，鐵原子排列成面心立方晶格。也就是鋼鐵在912℃時會產生奧氏體相變，體心立方晶格比面心立方晶格溶質原子數要少，因此溫度從1 100℃下降到800℃時，碳原子會從固溶體中析出形成新的滲碳體，材料長時間在此溫度下工作，新的滲碳體在鐵素體晶界處聚集長大就形成了新的相—碳化物。

（3）在金相顯微鏡下觀察到有碳化物新相的形成，說明材料進行了重結晶，由此可以推斷出Q345R火管鼓包處的局部溫度超過912℃，并長時間在這一溫度下工作。

（4）火管外壁的顯微組織為鐵素體+少量珠光體，為Q345R常溫平衡態下正常的組織形貌。

3.2 材料力學性能變化

材料的力學性能取決于其組織結構，Q345R材料屬于亞共析鋼（C＜0.77%），在常溫平衡態下的組織為鐵素體和珠光體。由于火管持續在高溫下工作，燒損變形部位的局部溫度超過912℃，達到鋼鐵的奧氏體相變溫度，材料發生了重結晶，碳化物析出。形成火管內壁靠近全脫碳層的金相顯微組織為鐵素體+沿鐵素體晶界分布的碳化物。沿晶界分布的碳化物會使晶界弱化，材料更容易開裂，碳化物在晶界處聚集的越多，對材料力學性能的影響就越大。另外，火管內表面存在嚴重的脫碳現象，全脫碳層最深處為0.31 mm，脫碳層總深度平均為1.4 mm，脫碳會導致材料強度和硬度明顯降低。由于試樣的上述兩種微觀組織結構變化，造成Q345R火管屈服強度ReL和抗拉強度Rm明顯下降，屈服強度ReL為223 N/mm2，比標準規定的下限值低122 N/mm2，僅為標準下限值的64%；抗拉強度Rm為357 N/mm2，比標準規定的下限值低153 N/mm2，僅為標準下限值的70%。

3.3 拉伸試樣的斷口形態

火管在使用過程中未曾發生斷裂，利用拉伸試樣斷口做掃描電鏡分析。斷口塑性變形明顯，在斷裂時有明顯的頸縮現象。在掃描電鏡下觀察，斷面呈韌窩特征，并有少量的撕裂棱，為塑性斷裂。在金相顯微鏡下觀察，火管的內壁脫碳現象嚴重，且有碳化物析出，但晶粒并未明顯聚集長大，鐵素體晶粒度內外壁均為9級。脫碳也會使材料變軟，強度降低，在受拉應力的狀態下材料斷裂形式為塑性斷裂。

4結論

（1）火管內壁存在嚴重的脫碳現象，全脫碳層最深處達到0.31 mm，脫碳層總深度為1.4 mm；火管外壁金相組織為正常Q345R在常溫平衡態下的組織，即鐵素體+少量珠光體。

（2）材料長時間在高溫下工作，出現重結晶現象，析出碳化物新相，火管內壁近表面組織為鐵素體+沿鐵素體晶界分布的碳化物。

（3）火管抗拉強度和屈服強度均明顯低于標準規定的下限值，屈服強度ReL僅為標準下限值的64%，抗拉強度Rm僅為標準下限值的70%。

（4）拉伸斷口為塑性斷裂，呈現韌窩特征。

（欄目主持 楊軍）

10.3969/j.issn.1006-6896.2015.8.011

2015-03-11