張維順 張國慶 王 燕 劉德宇 湛小琳 韓利哲 趙文靜

(1. 中國石油烏魯木齊石油化工總廠；2. 華北油田公司；

3. 中國特種設(shè)備檢測(cè)研究院)

乙烯裂解爐爐管損傷機(jī)理及剩余壽命評(píng)估

張維順*1張國慶2王 燕2劉德宇3湛小琳3韓利哲3趙文靜3

(1. 中國石油烏魯木齊石油化工總廠；2. 華北油田公司；

3. 中國特種設(shè)備檢測(cè)研究院)

通過對(duì)BA-101乙烯裂解爐爐管進(jìn)行金相、顯微硬度及力學(xué)性能等試驗(yàn)研究，分析了該爐輻射段爐管損傷的原因，基于金相分析結(jié)果和Larson-Miller曲線評(píng)估與該爐管相同服役條件下其他爐管的剩余壽命。結(jié)果表明:BA-101乙烯裂解爐爐管運(yùn)行30 660h后晶界出現(xiàn)蠕變孔洞，且內(nèi)表面發(fā)生一定程度的滲碳，爐管滲碳部分與非滲碳部分之間膨脹系數(shù)不同，造成材料內(nèi)應(yīng)力增加，該應(yīng)力與其他應(yīng)力共同作用使?fàn)t管在停爐過程中發(fā)生較大損害。BA-101乙烯裂解爐爐管在管壁正常操作溫度(1 000℃)時(shí)，剩余壽命約為17 000h。

乙烯裂解爐 爐管 蠕變 滲碳 剩余壽命評(píng)估

某石化公司乙烯裝置裂解爐于2010年7月投用。進(jìn)入裂解爐的循環(huán)乙烷在對(duì)流段爐管內(nèi)預(yù)熱，并在預(yù)熱過程中混入部分稀釋蒸汽，預(yù)熱至一定溫度后進(jìn)入輻射段爐管進(jìn)行裂解反應(yīng)，通過對(duì)爐管外壁進(jìn)行火焰加熱來提供裂解反應(yīng)所需的熱量。在裂解反應(yīng)中，會(huì)生成活性碳，并發(fā)生結(jié)焦反應(yīng)。爐管的工作環(huán)境非常惡劣，管內(nèi)存在烴類滲碳、結(jié)焦和介質(zhì)腐蝕，管內(nèi)外壁處于氧化和高溫環(huán)境下，同時(shí)又承受內(nèi)壓、自重、清焦和開停車所引起的疲勞及熱沖擊等復(fù)雜的應(yīng)力作用，爐管運(yùn)行中可發(fā)生滲碳、高溫蠕變開裂、腐蝕減薄(高溫硫腐蝕、高溫氧化和沖刷)、熱沖擊、熱疲勞、過熱、蠕脹及彎曲等各種損傷[1～4]。

裂解爐爐管(規(guī)格φ80 mm×6.5mm)材料為Cr25Ni35NbMA，使用壽命為100 000h，工作溫度為1 000℃，有時(shí)會(huì)達(dá)到1 027℃，操作壓力為0.3MPa。該爐管發(fā)生多次堵塞、清焦，為評(píng)估同批次爐管的剩余壽命，筆者利用金相顯微鏡、光譜分析儀及顯微硬度儀等測(cè)試儀器，通過對(duì)該爐管的外觀形貌、金相組織、成分組成及顯微硬度等方面進(jìn)行分析檢查，并評(píng)估該批爐管的剩余壽命，對(duì)乙烯工業(yè)裝置裂解爐的長周期運(yùn)行具有指導(dǎo)和借鑒意義。

1 試驗(yàn)方法及結(jié)果

為了科學(xué)安全合理地確定乙烯裂解爐輻射段爐管的安全狀態(tài)，相關(guān)檢測(cè)包括宏觀檢查、硬度測(cè)定、化學(xué)成分分析及金相分析等。

1.1宏觀檢查

對(duì)切割下的乙烯裂解爐輻射段爐管進(jìn)行宏觀檢查，未發(fā)現(xiàn)爐管有彎曲變形及直徑變化等異常情況。

1.2硬度測(cè)定

對(duì)乙烯裂解爐輻射段爐管進(jìn)行硬度測(cè)定。儀器型號(hào)為LEICA VMHT30M，使用壓力為100GF。圖1為試樣沿軸向和徑向的硬度測(cè)試點(diǎn)分布，得到的硬度測(cè)試結(jié)果見表1，可以看出內(nèi)層硬度明顯高于中間層和外層。為了進(jìn)一步確定高硬度區(qū)域的厚度，在軸向截面上進(jìn)行了逐點(diǎn)顯微硬度測(cè)試，得出高硬度層的厚度約為1.9mm。

圖1 試樣沿軸向和徑向硬度測(cè)試點(diǎn)分布

表1 試樣軸向和徑向截面硬度測(cè)試結(jié)果 HV

1.3材料化學(xué)成分分析結(jié)果

對(duì)爐管主體材料化學(xué)成分進(jìn)行分析，結(jié)果顯示內(nèi)壁含碳量明顯高于標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定，其他部位材料成分滿足標(biāo)準(zhǔn)要求。爐管內(nèi)介質(zhì)粉末的化學(xué)成分分析結(jié)果顯示，介質(zhì)中含碳量很高，會(huì)促進(jìn)爐管滲碳的發(fā)生。

1.4金相分析

金相分析試樣如圖2所示。爐管壁厚方向金相組織變化如圖3所示，可以看出試樣有明顯的蠕變行為，在晶界交匯處有明顯的孔洞(尤其是內(nèi)層)，沿晶界出現(xiàn)較多裂紋，并且晶界變寬。

圖2 金相分析試樣

圖3 沿爐管壁厚方向金相組織

1.5高溫強(qiáng)度試驗(yàn)

在爐管軸向位置取樣并制成直徑5mm的圓棒進(jìn)行高溫強(qiáng)度試驗(yàn)，結(jié)果列于表2。根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果可知，高溫屈服強(qiáng)度與標(biāo)準(zhǔn)值相比有所下降，但下降幅度不大。

表2 高溫強(qiáng)度測(cè)試結(jié)果

2 分析與討論

2.1損傷分析

2.1.1滲碳

滲碳是指高溫下金屬材料與碳含量豐富的材料或滲碳環(huán)境接觸時(shí)，碳元素向金屬材料內(nèi)部擴(kuò)散，導(dǎo)致材料含碳量增加而變脆的過程。發(fā)生滲碳要同時(shí)滿足3個(gè)條件：暴露于滲碳環(huán)境或與含碳材料接觸；足夠高的溫度使碳在金屬內(nèi)部可以擴(kuò)散(通常大于593℃)；對(duì)滲碳敏感的材料。溫度越高，滲碳發(fā)展越快。初始階段碳擴(kuò)散速率大，滲碳層發(fā)展速度快，但隨著滲碳層向壁厚的深度方向移動(dòng)，滲碳層發(fā)展速度減緩，并逐漸趨于停止。高碳活性氣相(如含烴、焦炭、CO、CO2、甲烷或乙烷的氣體)和低氧分壓(微量O2或蒸汽)有利于滲碳損傷的發(fā)展。

該爐管內(nèi)層硬度值顯著高于中層與外層，這是由于爐管內(nèi)壁處于高碳氛圍，同時(shí)經(jīng)受高溫環(huán)境，爐管發(fā)生一定程度的滲碳，硬度升高導(dǎo)致韌性下降，材料變脆，造成爐管力學(xué)性能下降，影響爐管服役壽命。

2.1.2蠕變

蠕變是在低于屈服應(yīng)力的載荷作用下，高溫設(shè)備或設(shè)備高溫部分金屬材料隨時(shí)間推移緩慢發(fā)生塑性變形的過程。蠕變分類包括：

a. 沿晶蠕變。常用高溫金屬材料(如耐熱鋼及高溫合金等)蠕變的主要形式，在高溫、低應(yīng)力長時(shí)間作用下，晶界滑移和晶界擴(kuò)散比較充分，孔洞、裂紋沿晶界形成和發(fā)展。

b. 穿晶蠕變。高應(yīng)力條件下，孔洞在晶粒中夾雜物處形成，隨蠕變損傷的持續(xù)而長大、匯合。

蠕變損傷形態(tài)具有如下特征：

a. 蠕變損傷的初始階段一般無明顯特征，但可通過掃描電子顯微鏡觀察來識(shí)別。蠕變孔洞多在晶界處出現(xiàn)，在中后期形成微裂紋，然后形成宏觀裂紋；

b. 運(yùn)行溫度遠(yuǎn)高于蠕變溫度閾值時(shí)，可觀察到明顯的鼓脹及伸長等變形，變形量主要取決于材料、溫度與應(yīng)力水平；

c. 承壓設(shè)備中溫度高、應(yīng)力集中的部位易發(fā)生蠕變，尤其在三通、接管、缺陷及焊接接頭等結(jié)構(gòu)不連續(xù)處。

蠕變損傷的主要影響因素有：

a. 蠕變變形速率的主要影響因素為材料、應(yīng)力和溫度，損傷速率(或應(yīng)變速率)對(duì)應(yīng)力和溫度比較敏感，比如合金溫度增加12℃或應(yīng)力增加15%可能使剩余壽命縮短一半以上。

b. 高于溫度閾值時(shí)，蠕變損傷就可能發(fā)生。在閾值溫度下服役的設(shè)備，即使裂紋尖端附近的應(yīng)力較高，金屬部件的壽命也幾乎不受影響；

c. 應(yīng)力水平越高，蠕變變形速率越大；

d. 蠕變韌性低的材料發(fā)生蠕變時(shí)變形小或沒有明顯變形。通常高抗拉強(qiáng)度的材料、焊接接頭部位和粗晶材料的蠕變韌性較低。

2.2應(yīng)力分析

爐管外徑為80mm，名義壁厚為6.5mm，操作壓力0.3MPa，根據(jù)API 579，對(duì)于外徑與壁厚之比大于6的薄壁爐管的應(yīng)力按下列公式計(jì)算：

(1)

(2)

σ3=0

(3)

由于壁厚測(cè)定未見異常?？紤]到滲碳導(dǎo)致硬度變化厚度約為2mm，保守的取計(jì)算壁厚為4.5mm。應(yīng)力計(jì)算結(jié)果為σ1=2.5MPa、σ2=1.3MPa、σ3=0.0MPa。

根據(jù)應(yīng)力分析結(jié)果，其應(yīng)力值遠(yuǎn)遠(yuǎn)低于高溫下屈服強(qiáng)度值。高溫下蠕變-斷裂是引發(fā)爐管損傷的主要原因。

2.3剩余壽命評(píng)估

2.3.1基于金相分析結(jié)果

根據(jù)國內(nèi)相關(guān)權(quán)威學(xué)者的研究成果[5]，將蠕變損傷和組織損傷相結(jié)合，綜合判斷爐管的損傷級(jí)別，并與壽命相關(guān)，具體差別標(biāo)準(zhǔn)如下：

a. Ⅰ級(jí)。沒有孔洞產(chǎn)生，一次碳化物沿晶呈條狀析出，二次碳化物在晶內(nèi)彌散分布，但在晶界附近呈現(xiàn)聚集狀態(tài)，對(duì)應(yīng)的已服役壽命占總壽命的20%。

b. Ⅱ級(jí)。晶界上有很少量的孔洞散亂分布，一次碳化物沿晶界呈鏈狀塊狀分布，二次碳化物在晶內(nèi)發(fā)生明顯的合并，對(duì)應(yīng)的已服役壽命占總壽命的20%～40%。

c. Ⅲ 級(jí)?？锥囱鼐Ы绯纱帕?，有少量的孔洞連接形成微裂紋，一次碳化物沿晶呈塊狀，合并后的二次碳化物在晶內(nèi)逐漸消失，已服役壽命占總壽命的40%～60%。

d. Ⅳ級(jí)。部分孔洞沿晶界連接形成微裂紋，有的微裂紋和內(nèi)壁滲碳引起的開裂連接形成小的宏觀裂紋，裂紋擴(kuò)展，當(dāng)長度達(dá)到壁厚的1/3～1/2 時(shí)，已服役壽命占總壽命的60%～75%。

e. V級(jí)。微裂紋之間相互連接所形成的宏觀裂紋從內(nèi)壁向外壁擴(kuò)展，其長度達(dá)2/3壁厚時(shí)，爐管服役壽命終了。

根據(jù)爐管金相分析結(jié)果，金相組織已形成少量空洞并連接成微裂紋，可知爐管蠕變損傷等級(jí)已達(dá)到III級(jí)，即在該服役狀況下，該爐管已服役壽命已經(jīng)達(dá)到總壽命的40%～60%，由于該爐管已服役3.5a，保守估計(jì)占總壽命的60%。所以可以推知爐管的剩余壽命為2.3a左右。

2.3.2基于Larson-Miller曲線

根據(jù)蠕變損傷等損傷機(jī)理，可以由Larson-Miller曲線估算出剩余壽命。Larson-Miller曲線方程為:

PLM= (T+ 273 )(C+logt)×10-3

(4)

式中C——材料常數(shù)；

PLM——熱強(qiáng)參數(shù);

T——溫度,取T=1027℃；

t——破裂時(shí)間，h。

由于本次評(píng)估中沒有進(jìn)行蠕變持久試驗(yàn)，NIMS機(jī)構(gòu)對(duì)HP40Nb鑄造材料進(jìn)行了大量的持久性能試驗(yàn)，根據(jù)已有研究成果[6]，得到了置信度為80%時(shí)熱強(qiáng)參數(shù)與應(yīng)力(PLM-σ)的關(guān)系曲線，(圖4)，并經(jīng)過優(yōu)化分析確定常數(shù)C的值為16.5。已知應(yīng)力為2.5MPa，查圖4可知，對(duì)應(yīng)的PLM=27，進(jìn)而計(jì)算出剩余壽命為2.1a。

圖4 Larson-Miller預(yù)測(cè)曲線

3 建議

建議使用單位應(yīng)盡量控制乙烯裂解爐輻射段介質(zhì)中的組分，降低有害成分的含量；同時(shí)盡量控制乙烯裂解爐輻射段爐管系統(tǒng)不要超溫、超壓。

建議使用單位在乙烯裂解爐輻射段繼續(xù)運(yùn)行期間應(yīng)加強(qiáng)監(jiān)控，避免內(nèi)壓力、溫度劇烈波動(dòng)，避免疲勞失效的發(fā)生。

建議使用單位嚴(yán)格控制介質(zhì)中硫化物等有可能會(huì)導(dǎo)致發(fā)生應(yīng)力腐蝕開裂的有害成分。

建議在線采用紅外成像方法對(duì)爐管進(jìn)行監(jiān)控。

4 結(jié)論

4.1通過介質(zhì)成分分析及金相分析可知爐管的損傷機(jī)理主要為滲碳和蠕變損傷。金相分析中，金相組織已形成少量空洞并連接成微裂紋，爐管蠕變損傷等級(jí)達(dá)到III級(jí)，由此預(yù)測(cè)爐管的剩余壽命為2.3a。

4.2通過應(yīng)力分析，爐管主應(yīng)力遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于高溫下的屈服強(qiáng)度，蠕變是引發(fā)爐管損傷的主要原因。

4.3基于Larson-Miller曲線預(yù)測(cè)的爐管剩余壽命為2.1a，綜合分析可知該批爐管剩余壽命約為2.0a。

4.4壽命預(yù)測(cè)過程中認(rèn)為爐管無表面和埋藏等缺陷，且宏觀檢查中無明顯的彎曲變形。

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*張維順，男，1965年12月生，工程師。新疆維吾爾自治區(qū)烏魯木齊市，830019。

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A

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2014-09-16)

DamageMechanismandResidualLifeEvaluationofEthylenePyrolyzerTube

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