李瑞川,莊傳晶,閆化云,金 磊,羅 懿

(中海油(天津)管道技術(shù)工程有限公司，天津 300452)

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海上某油田生產(chǎn)井316L不銹鋼毛細管泄漏失效分析

李瑞川,莊傳晶,閆化云,金 磊,羅 懿

(中海油(天津)管道技術(shù)工程有限公司，天津 300452)

通過宏觀檢查、成分分析、力學性能、金相觀察、掃描電鏡等表征手段分析了海上某油田生產(chǎn)井不銹鋼毛細管的失效原因。結(jié)果表明：該直縫焊管失效段主要存在均勻外腐蝕和刀狀腐蝕開裂的形貌。其中局部管段均勻外腐蝕后壁厚減少約30%；而未腐蝕的完好管段按照GB/T 4334-2008進行了晶間腐蝕試驗，試驗后其外觀呈現(xiàn)出與現(xiàn)場樣品形貌一致的焊縫熱影響區(qū)溝槽，這表明腐蝕失效的主要原因是不銹鋼完好樣品焊縫熱影響區(qū)存在晶間腐蝕敏感性，且腐蝕后溝槽在加壓注入破乳劑時容易造成刀狀腐蝕開裂。熱影響區(qū)能譜觀察結(jié)果從微觀上證明了奧氏體晶界區(qū)存在鉻偏析現(xiàn)象。依據(jù)失效分析結(jié)果提出了后續(xù)建議和改進措施。

316L不銹鋼；腐蝕；焊縫熱影響區(qū)；失效分析；改進措施

海上某生產(chǎn)井投產(chǎn)兩年后，現(xiàn)場壓力監(jiān)測系統(tǒng)顯示控制井下安全閥(井下152 m)的毛細管(φ7 mm)出現(xiàn)內(nèi)部液壓油壓力驟降。起井后發(fā)現(xiàn)，該毛細管在井下120 m處存在1處外壁腐蝕穿孔，而φ7 mm毛細管旁用于注入破乳劑的毛細管(φ10 mm)在井下120 m～220 m存在多處腐蝕變薄、腐蝕溝槽和腐蝕開裂的現(xiàn)象。由于φ10 mm毛細管腐蝕更為嚴重，因此本工作以φ10 mm毛細管為研究對象，在不同腐蝕程度的部位取樣后進行了分析，并提出了失效的原因以及后續(xù)運行維護的保養(yǎng)措施。φ7 mm毛細管、φ10 mm毛細管與油管之間為井口環(huán)空，環(huán)空內(nèi)流體介質(zhì)為油氣水三相混合液，泄露前流體溫度約為60 ℃，壓力約為1.9 MPa。

1　宏觀檢查

φ10mm毛細管的材料為316不銹鋼，根據(jù)腐蝕程度從毛細管不同位置取樣，進行宏觀觀察，如圖1所示。其中， 1號樣取樣于井下10 m處的未腐蝕管段，外表較光亮，其焊縫完整； 2號樣取自井下120 m處的全面腐蝕管段，其外壁母材呈現(xiàn)均勻腐蝕變薄，表面凹凸不平且明顯彎曲現(xiàn)象，顏色較暗； 3號樣取自井下160 m處，其熱影響區(qū)出現(xiàn)刀槽狀腐蝕，體現(xiàn)了熱影響區(qū)優(yōu)先腐蝕的特點，如圖1(c，d)所示； 4號樣取自井下180 m處，由圖1(e,f)可見，該處毛細管扭曲嚴重且沿溝槽開裂，開裂長度約0.9 m。1號樣至4號樣的腐蝕形貌顯示了毛細管局部腐蝕破裂過程，即從完好至外壁形成腐蝕溝槽，然后至溝槽最薄弱處承壓下破裂的腐蝕過程。另外，在井下80 m處也發(fā)現(xiàn)了泄漏孔，且泄漏孔周圍金屬較為尖銳，推測該泄漏孔是由于回收過程中的機械損傷導致。

2　生產(chǎn)井采出氣體組成

為了進一步探明該井采出氣體組成，判斷氣體成分對腐蝕的影響，利用氣相色譜法進行了分析，結(jié)果見表1。由表1可見，該井采出氣體中以烴類化合物為主，含有1.12% CO2，不含H2S。

3　理化檢驗

3.1化學成分分析

為檢驗化學成分對毛細管腐蝕的影響，將4號樣去除腐蝕產(chǎn)物，然后采用M11斯派克直讀光譜儀，按照GB/T 1170-2008 《不銹鋼多元素含量的測定 火花放電原子發(fā)射光譜法》對該毛細管母材的化學成分進行分析。由表2可見，失效毛細管母材的化學成分符合技術(shù)規(guī)格書要求。故排除由于化學成分不合格造成毛細管腐蝕失效的可能。

表1　生產(chǎn)井采出氣體的組成(質(zhì)量分數(shù))Tab. 1　Gas composition of producing well (mass)　%

表2　失效毛細管母材的化學成分及相應(yīng)標準 (質(zhì)量分數(shù))Tab. 2　Chemical composition of base material of failed capillary and relevant standard (mass)　%

3.2力學性能測試

采用zwick z600萬能試驗機，按照GB/T 228.1-2010《金屬材料 室溫拉伸試驗方法》對未明顯腐蝕的1號樣進行拉伸試驗。試驗結(jié)果表明，該毛細管的抗拉強度Rm和屈服強度Rt0.5分別為600 MPa和370 MPa，均符合產(chǎn)品技術(shù)要求(分別不小于586 MPa和275 MPa)，故排除由于材料質(zhì)量不合格造成腐蝕滲漏的可能。

3.3金相分析

按照GB/T 13298-1991《金屬顯微組織檢驗方法》，將4號樣預磨拋光，再用三氯化鐵鹽酸溶液侵蝕開裂管段，觀察其金相組織，結(jié)果見圖2。由圖2可見，開裂管段的母材組織為奧氏體；熱影響區(qū)的組織以奧氏體為主，且在奧氏體基體上分布著δ鐵素體；焊縫區(qū)組織為分布有枝晶狀δ鐵素體的奧氏體。在該條件下，熱影響區(qū)界限明顯腐蝕，且腐蝕后鐵素體顏色比奧氏體更深，這表明鐵素體的腐蝕傾向性更大。通常，奧氏體鋼在焊接過程中出現(xiàn)少量鐵素體屬于正?，F(xiàn)象，但是奧氏體中的鐵素體對于材料耐蝕性的影響與具體體系有關(guān)，對于該失效毛細管而言，其鐵素體的形成可促進熱影響區(qū)的優(yōu)先腐蝕。

4　腐蝕模擬試驗

4.1恒電位極化腐蝕模擬試驗

在宏觀觀察中發(fā)現(xiàn)3號樣外表面出現(xiàn)兩道相互平行、處于焊縫兩側(cè)、寬約0.5 mm的溝槽，推測這兩道溝槽是由于毛細管受雜散電流影響在低于自腐蝕電位下形成。故設(shè)計恒電位極化腐蝕模擬試驗來驗證該推測。該試驗在含飽和CO2的8.2%(質(zhì)量分數(shù))NaCl溶液中利用PARSTAT 273A電化學工作站進行，工作電極為316L不銹鋼(1號樣)，輔助電極選用鉑電極，參比電極選用飽和甘汞電極(SCE)。工作電極用環(huán)氧樹脂密封，并用導線與外界連接。試驗前通入CO21 h除氧，待體系的自腐蝕電位穩(wěn)定后(波動不超過±1 mV)，加載相對于自腐蝕電位50，100 mV的恒電位,試驗周期為6 d。測極化電流隨時間變化曲線，如圖3所示。

當電位穩(wěn)定后，測得的自腐蝕電位為-253 mV。由圖3可見，當恒定電位為Ecorr-50 mV時，極化電流較為穩(wěn)定，管體表面光亮無腐蝕，仍可見金屬光澤，焊縫區(qū)未見明顯的腐蝕溝槽。結(jié)果表明，在該恒電位下，316L不銹鋼處于鈍化狀態(tài)。當恒定電位為Ecorr-100 mV時，測得的極化電流呈不穩(wěn)定波動，表明此時316L不銹鋼處于鈍化-破鈍-再鈍化-再破鈍循環(huán)的點蝕過程。試驗后，試樣表面未見溝槽形貌。恒電位極化腐蝕模擬試驗結(jié)果表明，實際腐蝕形貌不是由雜散電流陽極極化造成的[1]，上述推斷不成立。

4.2晶間腐蝕模擬試驗

按照GB/T 4334-2008《金屬和合金的腐蝕不銹鋼晶間腐蝕試驗方法》中C法對1號樣進行晶間腐蝕模擬試驗，用65%的硝酸溶液腐蝕后進行觀察。經(jīng)計算得到試樣每個周期的腐蝕速率分別為0.842 8，2.075 5，2.664 3，3.822 7，4.967 8 g/(m2·h)，5個周期的平均腐蝕速率為2.874 6 g/(m2·h)，晶間腐蝕試驗失重值呈線性增大趨勢。

由圖4可見，試驗后1號樣內(nèi)外壁焊縫熱影響區(qū)產(chǎn)生兩條明顯溝槽，說明該區(qū)存在強氧化性介質(zhì)中具有優(yōu)先腐蝕傾向；且腐蝕后試樣的晶間呈連續(xù)溝狀組織(五類)，根據(jù)GB/T 4334-2008 C法可認為該管存在晶間腐蝕現(xiàn)象[2]。

為了進一步研究各試樣晶間腐蝕的形貌以及形成機理，分別對1號樣和3號樣進行掃描電鏡(SEM)和能譜(EDS)分析。由圖5可見，1號樣的熱影響區(qū)出現(xiàn)亮白色條狀析出物，EDS分析表明這些析出物中的Cr含量高于周圍基體中的，周圍基體由于Cr含量較少導致耐蝕性下降，造成局部優(yōu)先腐蝕[3]。

由圖6可見，3號樣的焊縫晶間處存在大量微米級的條狀富Cr析出物，且焊縫周圍存在貧鉻區(qū)。沿晶界析出相是導致熱影響區(qū)韌性降低的主要因素[4]。

5　失效原因分析

通過以上分析表明，該生產(chǎn)井毛細管失效的原因主要有以下三個方面。(1) 均勻腐蝕:局部管段外壁均勻減薄約30%，可能與腐蝕環(huán)境偶然惡化、該部位鈍化膜未及時在含氧介質(zhì)中修復而造成外腐蝕和壁厚損失。(2) 刀線腐蝕:焊縫熱影響區(qū)晶界處的奧氏體貧鉻現(xiàn)象使腐蝕集中在貧鉻區(qū)。貧鉻區(qū)成為微陽極，奧氏體晶界析出物Cr23C6和其余奧氏體區(qū)成了微陰極，于是構(gòu)成了腐蝕原電池[5-6]。(3) 機械破壞:毛細管收回時與硬物刮擦形成管外局部表面損傷。

6　改進措施

(1) 焊接工藝方面：建議在焊接前評價焊條和母材的匹配性，焊后通過試驗來評價焊后腐蝕敏感性；優(yōu)化熱處理工藝，縮短熱影響區(qū)停留在600 ℃以上溫度的時間，減少Cr23C6的析出；適當?shù)暮负笸嘶鹛幚砜山档腿毕萏幐g開裂敏感性；焊后殘渣和氧化皮應(yīng)及時除去。

(2) 選材方面：針對目前工況，建議提高設(shè)計標準，例如選擇耐蝕性更好的材料,或者增加不銹鋼耐蝕性試驗；試驗介質(zhì)采用國家標準GB/T 4334-2008要求或根據(jù)實際工況介質(zhì)確定；材料規(guī)格書除尺寸、化學成分要求外應(yīng)增加《焊接工藝質(zhì)量評定報告》和《材料耐蝕性評價報告》。

(3) 作業(yè)方面：在井下管柱下入和起出過程中，施工方應(yīng)嚴格按照修井方案進行操作，減少毛細管發(fā)生摩擦而破壞鈍化膜；如若發(fā)現(xiàn)破損，應(yīng)及時記錄作業(yè)現(xiàn)場環(huán)境工況數(shù)據(jù)，保護好材料受損部位，及時啟動現(xiàn)場材料失效處理程序進行失效分析。

(4) 維護方面：毛細管若出現(xiàn)少量泄漏現(xiàn)象,則可截去泄漏位置后進行對焊，重新使用；若出現(xiàn)大量泄漏現(xiàn)象,則建議更換其他批次或型號的毛細管；在含氧環(huán)境中對毛細管進行自然鈍化或采取鈍化膏人工加速鈍化來及時恢復Cr2O3鈍化膜，提高其耐蝕性。

[1]王榮. 顯微組織和熱處理對直縫電阻焊管溝槽腐蝕的影響[J]. 金屬學報,2002,38(12):1281-1286.

[2]黃永昌. 現(xiàn)代材料腐蝕與防護[M]. 上海:上海交通大學出版社,2012:162.

[3]KARAYAN A I,CASTANEDA H. Weld decay failure of a UNS S31603 stainless steel storage tank[J]. Engineering Failure Analysis,2014,44(9):351-362.

[4]KOKAWA H. Potential of grain boundary engineering to suppress welding degradations of austenitic stainless steels[J]. Science & Technology of Welding & Joining,2012,16(4):357-362.

[5]賈鳳翔,侯若明,賈曉濱. 不銹鋼性能及選用[M]. 北京:化學工業(yè)出版社,2013:91.

[6]王磊,鄒英水,惠維山,等. 奧氏體不銹鋼管道腐蝕泄漏原因[J]. 腐蝕與防護,2014,35(4):397-400.

Corrosion Failure Analysis of 316L Stainless Steel Capillary for a Producing Well in an Offshore Oil Field

LI Rui-chuan, ZHUANG Chuan-jing, YAN Hua-yun, JIN Lei, LUO Yi

(CNOOC (TianJin) Pipeline Engineering Technology Co., Ltd., Tianjin 300452, China)

The corrosion failure reasons of 316L stainless steel capillary for a producing well in an offshore oil field were investigated through macroscopic reasons, chemical composition analysis, mechanical property testing, metallographic analysis and scanning electrical microscopy. The results show that the corrosion morphology of failed sections of the straight seam welded capillary exhibited outer uniform corrosion and knife-line corrosion cracking. A section of the pipe showed outer uniform corrosion where the wall thickness was decreased by nearly 30% . After the corrosion test according to GB/T 4334-2008 with uncorroded intact samples, the appearance of the weld heat affected zone(HAZ) displayed the same surface groove profile as that of the field sample. This shows that the main reason of corrosion failure was the presence of intergranular corrosion susceptibility in the HAZ of the weld of the intact samples. The groove was easy to crack when the demulsifier was injected into the capillary in the pressurized conditions after corrosion. The EDS results obtained from the microscopic view from the HAZ demonstrates the presence of Cr segregation in the austenite grain boundary region. Some suggestions and improvement measures are put forward according to the results of failure analysis.

316L stainless steel; corrosion; HAZ; failure analysis; improvement way

10.11973/fsyfh-201610008

2015-11-03

李瑞川(1986-)，助理工程師，碩士，從事金屬材料失效分析相關(guān)技術(shù)研究，18782191705，447833743@qq.com

TG174

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1005-748X(2016)10-0816-05