趙志偉，姜文全，郭俊峰，安延海，李 志，張 瑤

（1.遼寧石油化工大學機械工程學院，遼寧 撫順 113001；2.中國石油天然氣股份有限公司 遼河石化分公司，遼寧 盤錦 124022）

隨著石化行業(yè)生產規(guī)模的迅速增長，煉化企業(yè)的廢氣造成人員傷亡的事故時有發(fā)生[1‐4]?；鹁嫒紵到y(tǒng)作為處理石化排放可燃氣體的重要設備，其管線的耐久程度對生產過程的安全性起至關重要的作用[5]。然而，管線在服役過程中形成的腐蝕坑、應力集中和其他損傷大大增加了裂紋萌生的可能[6]。因此，管線的開裂問題日漸受到越來越多學者的關注[7‐10]。裂紋是結構損傷的一種重要形式，在動靜載荷的長期作用下，裂紋的萌生和擴展導致結構抗力衰減，甚至引起整體結構的破壞[11]。分析管線裂紋開裂的機理，可以從根本上解決火炬燃燒器管線開裂的問題，避免事故的發(fā)生[12]。本文以某石化公司地面火炬燃燒器開裂的管線為研究對象，分析了其破裂原因，探討了開裂機理，以期為燃燒器安全運行提供理論指導。

1 試驗部分

試樣來源于已經(jīng)破裂失效的火炬燃燒器管線，管線內的介質為火炬氣；火炬氣的成分主要為甲烷、乙烷、丙烷、H2等，還帶有較高體積分數(shù)的H2S氣體。管線外的介質為空氣，且有保溫層（硅酸鋁針刺氈）；管線主管水平放置，支管垂直放置；管線材質為0Cr18Ni9不銹鋼。取出試驗分析樣件，管線樣件規(guī)格為：Φ329 mm×6.3 mm，對樣件進行低倍宏觀分析。從管線上取樣件，使用光譜儀對其進行材質化學分析，得到各樣件材質的化學成分及組成。然后，從管線上切取金相樣件，經(jīng)預磨、拋光、腐刻等操作后，在顯微鏡下觀察分析，得到樣件的金相分析結果。采用掃描電子顯微鏡（SEM）微觀形貌與能譜分析（EDS），得到斷口處微觀形貌及開裂形態(tài)、腐蝕性元素等信息，并對試驗得到的結果進行分析。管線開裂現(xiàn)場如圖1所示。

圖1 管線開裂現(xiàn)場

2 結果與討論

2.1 裂紋宏觀低倍分析

管線內外表面裂紋形貌及宏觀低倍裂紋形貌如圖2所示。由圖2可以看出，管線外表面主裂紋自上而下呈炸裂型擴展，其形式以表面環(huán)向裂紋為主，且管線外表面較光滑，無點蝕坑；管線內表面有多個點蝕坑，并且在點蝕坑附近可見微裂紋，管線內壁的裂紋數(shù)目多于管線外壁的裂紋，焊縫附近的裂紋數(shù)目相較管壁更多，且管內壁的腐蝕產物、積垢、煙塵等較厚；管線上的裂紋斷口較為平齊，具有明顯的脆性斷裂特征，斷口上有腐蝕產物，且近內壁腐蝕產物多于外表面附近，裂紋的延展方向由管內壁向外。由此可見，火炬燃燒器管線開裂的失效具有應力腐蝕斷裂的特征；管壁上產生了較多點蝕坑，其中部分點蝕坑成為應力腐蝕裂紋的裂紋源。綜上可知，管外壁表面光滑，無腐蝕產物產生；管內壁表面粗糙，管內壁的腐蝕產物較厚，腐蝕程度深。由此可以認為，裂紋起源于管內壁，且管線開裂的根本原因之一是管線內火炬氣中的腐蝕介質腐蝕管內壁。

圖2 管線內外表面裂紋形貌及宏觀低倍裂紋形貌

2.2 裂紋金相組織分析

對管裂紋處進行不同放大倍數(shù)的金相組織分析，結果如圖3所示。

圖3 裂紋處不同放大倍數(shù)的金相組織分析結果

由圖3可以看出，管線內表面微裂紋沿晶向外擴展；管裂紋（斷口）處的管壁晶間腐蝕清晰可見，不僅管內壁、斷口處，管外壁也有晶間腐蝕發(fā)生，并伴隨有明顯的晶粒脫落，形成大量密集的點蝕坑；裂紋產生于管內壁的點蝕坑處，由管內壁沿晶向外擴展，具有晶間應力腐蝕開裂的特征；由于火炬燃燒器管在制造或成型過程中（熱加工）在奧氏體不銹鋼敏化溫度區(qū)間內（450～850℃）停留或保溫時間過長，使管壁組織轉化為敏化態(tài)奧氏體，呈溝狀組織（三類）。管線的晶間腐蝕明顯，內壁晶間腐蝕程度大于外壁腐蝕程度，腐蝕已發(fā)展至管壁中心區(qū)域。通過對管線的金相分析可知，火炬燃燒器管線已發(fā)生敏化，為溝狀組織；主管內、外壁均有晶間腐蝕發(fā)生，且內壁的晶間腐蝕較外壁重；因管壁表面的晶間腐蝕導致晶粒大量剝落，形成大量密集的點蝕坑。由圖3還可以看出，由于點蝕坑處結構已被破壞，且較脆弱，故裂紋多起源于點蝕坑內，而且裂紋沿晶界由內而外擴展，直至延伸到管線。

2.3 裂紋形貌SEM分析

管線原始態(tài)斷口上存在清晰可見的棕色與黃色的腐蝕產物，初步判斷為火炬氣中含硫的腐蝕性物質與不銹鋼管線作用的產物。裂紋處呈現(xiàn)泥狀開裂，采用掃描電鏡對管斷口處進行微觀形貌觀察，結果如圖4所示。

圖4 管斷口處的微觀形貌

由圖4（a）可以看出，腐蝕產物不均勻地分布在斷口表面處，斷口表面呈凸凹不平的晶粒，破裂的金屬裂紋沿晶粒之間的界面擴展，符合晶間開裂的性質，判斷為晶間開裂。由圖4（b）可以看出，粉末狀腐蝕產物附著在斷口凹溝內，說明腐蝕作用持續(xù)時間長，腐蝕程度深，腐蝕速度由慢到快，已對管線內壁結構造成破壞。對管斷口上的腐蝕產物進行一定程度的清除后再次進行觀察（見圖4（c）），發(fā)現(xiàn)清楚后管的斷口部分呈現(xiàn)冰糖塊狀，且塊狀分布不均勻，分布較密集，判斷其斷裂形式為沿晶斷裂。

2.4 裂紋斷口能譜分析

對管斷口處進行元素成分能譜分析，結果如圖5所示。圖5中，各元素的質量分數(shù)和摩爾分數(shù)是X射線強度根據(jù)所選比率標準的K系列X射線線型轉換而得到的。由圖5可以看出，元素主要為C、O、Si、S、Cr、Fe、Ni，其中C、Fe、Cr元素的質量分數(shù)較大，是構成管線不銹鋼材質的主要元素；Ni元素也是構成不銹鋼材質的主要元素，Si為雜質元素。由圖5還可以看出，斷口部位S、O元素的質量分數(shù)較高，且能譜分析中未發(fā)現(xiàn)Cl元素的存在，由此可判斷腐蝕性元素為O、S。綜上，管線開裂失效是在火炬氣介質濕H2S環(huán)境下的敏化態(tài)奧氏體不銹鋼的晶間應力腐蝕破壞。

圖5 管斷口處的能譜分析結果

晶間腐蝕致使火炬燃燒器管線中的不銹鋼材質發(fā)生敏化，晶間腐蝕造成管壁表面粗糙不平，晶粒有明顯剝落現(xiàn)象，產生分布密集的點蝕坑，點蝕坑處結構較脆弱，又成為應力腐蝕裂紋的裂紋源。

晶界合金元素的貧化導致晶間腐蝕。由于在不銹鋼中含有一定量的Cr等可鈍化的元素，在晶界有富Cr相析出，這些相的主要成分為Cr23C6、Cr7C3，析出相中Cr質量分數(shù)高，沿晶界產生一個貧Cr區(qū)。當貧Cr區(qū)的鉻質量分數(shù)至鈍化所需的極限以下時，貧化區(qū)的晶界成為陽極，在腐蝕介質的作用下產生晶間腐蝕。敏化的304和304L不銹鋼在飽和H2S溶液中能發(fā)生沿晶應力腐蝕開裂。

3 管線裂紋萌生及擴展機理

通過火炬燃燒器管線不銹鋼管樣件的理化檢驗分析，初步判斷不銹鋼管線的失效性質是應力腐蝕開裂，其應力腐蝕三要素為火炬氣中H2S形成的腐蝕性環(huán)境、不銹鋼管線材料敏化和管線局部集中應力。其一，火炬燃燒器管線內介質為火炬氣，火炬氣中含有一定體積分數(shù)的H2S、CO2、H2O。在一定的溫度下，高體積分數(shù)的H2S氣體、H2O在管線內形成濕H2S酸性腐蝕環(huán)境。其二，管線材料0Cr18Ni9（304）為Cr‐Ni奧氏體不銹鋼，H2S水溶液是引起其應力腐蝕的常見介質[13]。而且，隨著H2S水溶液體積分數(shù)的增加，加速Cr‐Ni奧氏體不銹鋼的腐蝕過程，鈍化區(qū)域同時變窄，維鈍電流的密度變大，鈍化膜逐漸變薄，直至完全破壞[14]。其三，火炬燃燒器管線在制造加工、裝置運行等過程中會產生一定程度的應力集中，尤其是在主管與主管、支管與主管的焊接區(qū)域，結構較脆弱，應力集中程度較強，因此管線上的應力腐蝕裂紋集中在該區(qū)域；由于點蝕坑處的應力集中程度大于無點蝕坑處，管線上的應力腐蝕裂紋源于管線內壁的點蝕坑處。火炬氣組成見表1。由表1可知，火炬氣中H2體積分數(shù)為36.09%，H2S體積分數(shù)為5.27%，高體積分數(shù)的H2S分解為H+和HS?，HS?與不銹鋼發(fā)生陽極反應，最終的腐蝕產物為FeS2，在管線內壁形成點蝕坑（即裂紋源）；同時，火炬氣中H2組分和電化學反應過程陰極析出的H原子滲入到管壁內部晶間擴散，不銹鋼管材脆性升高，管材嚴重敏化，使晶間縫隙增大，管線在管焊接附近存在應力集中。在這三個因素共同作用的情況下，火炬燃燒器管線發(fā)生晶間型應力腐蝕開裂而失效。

表1 火炬氣組成 %

4 結 論

（1）管線的金相組織為敏化態(tài)奧氏體，為溝狀組織。管線的開裂形式為晶間應力腐蝕開裂，管裂紋以環(huán)向開裂為主。在管線內、外壁有很多由晶間腐蝕產生的點蝕坑，裂紋源于密集分布的點蝕坑內。

（2）造成管晶間應力腐蝕開裂的腐蝕性介質為H2S氣體與水蒸氣的混合氣體。管線由于奧氏體不銹鋼發(fā)生敏化產生晶間腐蝕，其應力來源于焊接時的殘余應力、加工時的應力等。因點蝕坑部位的應力集中程度高，其成為裂紋源。

（3）火炬燃燒器管線發(fā)生晶間應力腐蝕破壞，開裂失效的原因是火炬氣中腐蝕性介質，管線的不銹鋼材質發(fā)生敏化，制造加工、運行中的集中應力相互協(xié)同作用，最終導致管線腐蝕開裂而失效。