焦化加热炉管早期失效分析

赵亚新

(中国石油化工股份有限公司塔河分公司，新疆库车 842000)

0 引言

某炼油厂延迟焦化装置年加工能力为120万t，其中1#加热炉热负荷23.2 MW，炉型为立式卧管结构，炉管材质1Cr5Mo，规格 Ø127 mm×10 mm×15000 mm。炉管的设计工作压力2.5～3.0 MPa，管内介质的设计出口温度498℃，金属管壁设计温度580℃左右。炉管内渣油实测压力1.8～2.0 MPa，流速约 1 m/s，管内介质为分馏塔底油+软化水，渣油进口实测介质温度380℃，出口实测介质温度495℃;炉管采用燃气火焰加热，管壁金属实测温度550～650℃。

焦化炉管原设计寿命为10万h，而实际使用时间远未达到其设计寿命，最短的才用了1年多便已产生了严重的弯曲变形或显著腐蚀减薄，被迫提前更换。2000年8月停工检修时，发现炉南侧第7～12根、北侧第7～14根炉管减薄非常严重，同时存在严重的弯曲变形。为了弄清这些炉管早期失效的真正原因;对1#焦化炉早期失效炉管开展全面的材料性能试验分析工作，为今后焦化炉的安全经济运行和检修工作提供指导。为此，选取该厂1#焦化炉早期失效更换下来的2根管(其中一根严重腐蚀减薄管而另一根严重弯曲变形)进行分析研究。

1 失效管的理化性能试验及分析

1.1 试验炉管的背景资料及其宏观形貌

(1)对早期失效炉管的选取

选取的1#管样运行时间:1999年6月～2000年8月，连续运行时间1年多，因严重腐蚀减薄而提前予以更换;2#管样运行时间:1997年1月～2000年8月，除停炉检修外，已运行时间约3年半，由于现场检查发现管段存在严重弯曲而进行更换。

(2)1#，2#管样的宏观形貌

1#，2#管样外壁的氧化腐蚀产物均很厚，其中以1#管样最为严重。图1示出1#管样外壁宏观形貌照片，可以看出，腐蚀层为灰黑色夹杂黄褐色，并呈片层状剥落。

经机加工取管段横截面进行观察，发现1#，2#管样向火面金属管壁都存在腐蚀减薄现象，其中1#管样壁厚减薄显著，管内壁也有较厚的垢物层。经测量，1#管样向火面金属壁厚7.76 mm，内壁垢物层厚度2.7 mm;2#管样向火面金属壁厚9.36 mm，内壁垢物层厚度1.6 mm。炉管外壁产生了氧化现象，使得炉管减薄，其向火面减薄倾向与背火面比较，说明氧化是减薄的主要因素。

1.2 化学成分分析

1#，2#管样的化学成分分析结果及标准要求见表1。由表1中数据可知，各试验管样的化学成分均符合标准要求。

表1 试验管样的化学成分分析结果 /%

1.3 炉管硬度测试

在HD－187.5型布洛维硬度计上对1#，2#管样不同部位进行了布氏硬度测试。测量位置及测试结果见表2。

表2 试验管样的布氏硬度测量结果 /HB

1.4 室温、高温力学性能试验结果

对1#，2#管样分别取标准拉伸试样，拉伸试验按照GB 228—87《金属拉伸试验方法》和GB/T 4338—95《金属材料高温拉伸试验》在MTS880电液伺服试验机上进行。室温和高温拉伸试验结果见表3。

对比分析表3中各试验管样的室温拉伸试验结果可以看出:

(1)1#，2#管样向火面的常温 σS都在210～220 MPa之间，二者的屈服强度没有明显差异;

(2)1#管样向火面减薄部位的室温屈服强度较背火面的有较大幅度下降，但2#管样向、背火面的室温屈服强度变化不大。

1.5 室温冲击试验

为了比较1#，2#管样向火面严重减薄区与非严重减薄区以及背火面之间的室温冲击韧性差别，了解管样各部位材料的脆化程度，分别在1#，2#管样不同部位取样进行20℃冲击试验，结果见表4。由于厚度原因导致各部位所取的冲击试样截面尺寸不一致，为了具有可对比性，冲击试验结果以冲击韧性描述(见表4)。

由表4中数据可以看出:在20℃试验温度下，1#，2#运行管样向火面严重减薄部位的冲击韧性值分别为84和35 J/cm2，相对1#管样严重减薄区域两侧部位都有显著下降，尤其是2#管样的冲击韧性下降严重;但两运行管样向火面非严重减薄区的冲击韧性变化不是很大。这表明运行管向火面严重腐蚀减薄区的材料脆化倾向严重，而向火面非严重腐蚀区的材料脆化倾向相对较小。

表3 试验管样的室温、高温拉伸性能试验结果

表4 各试样管样在20℃下的冲击试验结果

1.6 金相组织检验分析

1Cr5Mo新炉管正常显微组织是由铁素体和粒状珠光体组成，晶界上有少量的小块状碳化物。

图2示出1#管样背火面横截面中心部位金相组织形貌照片，由图可见，背火面金相组织为铁素体+弥散分布的碳化物。

图3示出1#管样向火面横截面中心部位金相组织形貌照片，由图可见，向火面金相组织为铁素体+弥散分布的碳化物，与背火面相比，碳化物尺寸变大，且趋于沿晶界分布珠光体球化更加严重。

图2 1#管样背火面中部金相组织 800×

图3 1#管样向火面中部金相组织 800×

图4示出2#管样背火面横截面中心部位金相组织形貌照片，由图可见，背火面金相组织为铁素体+块状碳化物。图5示出2#管样向火面横截面中心部位金相组织形貌照片，由图可见，向火面金相组织为铁素体+沿晶界且趋于链状分布的大块状碳化物，与背火面相比，其碳化物块明显增大且沿晶界呈链状分布，且珠光体球化程度更加严重。

图4 2#管样背火面中部金相组织 800×

图5 2#管样向火面中部金相组织 800×

通过对比分析以上金相组织照片可以看出:

(1)两根运行管样向、背火面相同部位的金相组织，其材质老化特征明显——珠光体形态明显分散，晶界、晶内都已析出了大量尺寸不等的碳化物颗粒。这表明运行管样材料显微组织已发生了明显的老化;

(2)两根运行管样的向火面组织老化程度都比其相应的背火面组织显著，主要表现为向火面铁素体中的碳化物数量明显减少，但碳化物尺寸却显著增大且趋于沿晶界分布。这表明管样向火面材料的组织老化速度快于其背火面;

(3)2#管样显微组织老化特征较1#管样显著，主要表现为2#管样碳化物已呈大块状且沿晶界链状分布。这说明随着运行时间的增加，管样材料的组织老化损伤程度增大。

图6，7分别示出1#，2#管样向火面内壁垢物层的横截面形貌，经宏观检查测量，两运行管样内壁垢物层最大厚度分别达到2.7和1.6 mm。由于垢物层的热阻远大于管壁金属，故管内壁垢物层的存在不但会引起换热效率的降低，而且会导致管壁金属实际温度的大幅升高，加之炉膛各部位烟气温度不均所引起的炉管间金属温度差异，就会导致个别管子在运行中产生超温，从而诱发管子发生过热变形。

图6 1#管样向火面内壁垢物横截面形貌(垢层厚度:1.68 mm)40 ×

图7 2#管样向火面内壁垢物横截面形貌(垢层厚度:1.6 mm)50 ×

图8示出1#管样向火面外壁氧化层的横截面形貌，经显微镜下测量，其厚度已达1.35 mm。由于不同部位炉管的当量金属温度不尽相同，各部位管子的腐蚀减薄速度和材质老化速度也各不相同，根据1#管样外壁腐蚀程度和管壁厚度减薄量远大于2#管样，可断定1#管样的实际金属温度应高于2#管样。

1.7 拉伸试样断口的扫描电镜观察分析

采用扫描电镜分别对1#，2#管样的向火面严重腐蚀减薄区和背火面拉伸试样断口进行了观察。

图8 1#管样向火面外壁氧化层横截面形貌(垢层厚度:1.35 mm)50 ×

图9～12分别示出1#，2#管样向火面严重腐蚀减薄区和背火面拉伸试样断口的微观形貌。由图可见，向火面严重腐蚀减薄区和背火面试样断口的形貌特征完全不同，其中向火面严重腐蚀减薄区试样断口呈典型的解理状断裂特征，属于典型的脆性断裂;而背火面试样断口形貌则呈韧窝状断裂特征，属于典型的韧性断裂。

图9 1#管样向火面拉伸断口形貌

1#，2#管样向火面严重腐蚀减薄区和背火面拉伸试样断口形貌特征间的差异说明，向火面严重腐蚀减薄区(即中央部位)材料存在明显的脆化倾向。

图12 2#管样背火面拉伸断口形貌

1.8 管壁外表面腐蚀产物能谱分析

应用X－ray微区能谱分析仪器，对1#管样外表面的腐蚀产物进行了成分分析，腐蚀产物各部位的具体分析结果见表5。可以看出，腐蚀产物中具腐蚀性的S，P离子含量并不很高，也未发现其他易带腐蚀性的盐类离子(如钒等)，这说明燃气火焰气氛的腐蚀性并不很强，而氧含量则很高，说明腐蚀产物主要为铁的氧化物。由此判断造成1#管样外壁快速腐蚀减薄的原因为高温氧化。

2 检验结果及结论

(1)试验管样材料的化学成分符合相关标准要求;

(2)1#，2#运行管样向火面减薄部位的室温抗拉强度略有下降，但其延伸率却下降1/3以上、且拉伸试样断口呈脆性状态;运行后管样向火面的硬度略有降低;

(3)1#，2#管样向火面壁厚明显减薄区材料20℃冲击韧性分别为84和35 J/cm2，且其试样断口均呈明显的脆性断裂特征;但两管样向火面壁厚未减薄区域和背火面材料的冲击韧性下降不明显，且其试样断口呈典型的韧性断裂特征;

表5 外表面腐蚀产物X－ray微区能谱分析结果 /%

(4)1#，2#运行管样向、背火面材料组织都出现了一定的老化倾向，且向火面均甚于其背火面;2#管样的组织老化特征明显严重于1#管样，其向火面壁厚减薄区的碳化物已呈大块状且趋于沿晶界链状分布;

(5)1#管样外壁腐蚀产物中S，P等腐蚀性离子含量的能谱分析结果都不高，严重氧化可能性不大。

综合对比分析结果认为:由于炉膛中温度场不均匀，导致温度较高的区域炉管局部超温，管内的垢物层形成和逐渐增厚使得超温现象不断加剧;由于超温导致1#管样金属抗氧化能力降低，氧化速度显著加快，从而不断形成氧化皮并剥落，壁厚快速减薄。另一方面，超温导致2#管样发生持续塑性变形，使得炉管明显弯曲。

3 措施与建议

(1)尽快通过燃烧调整改善炉膛内的烟气温度场，使其尽可能趋于均匀化，从而减少炉膛内局部管段严重过热的倾向;

(2)对1#炉南北两边第7，10，13根炉管外表面处增加刀刃式热电偶，加强炉表温度监控，做到及时调节;

(3)严格控制炉膛温度和管内渣油介质温度，谨防超温、超压运行;

(4)对于炉膛内烟气温度偏高、容易引起局部炉管外壁严重氧化或弯曲变形的部位，应采取局部屏蔽隔热处理或在炉管向火面中央部位喷涂/喷焊防止高温氧化的涂层材料;

(5)加强对在役炉管的定期宏观检查、检验工作，对于严重弯曲变形的在役炉管，应尽快更换为同类材料的厚壁管或选用材料高温强度更好的高等级钢管;对于壁厚已明显减薄的在役炉管，应立即更换为高温强度和抗氧化性能都更好的高等级钢管，必要时还须用外壁涂覆防高温氧化涂层的高强度复合管;

(6)定期彻底清除炉管内的渣油垢物层，以减少垢层热阻的影响，从而避免由此所导致的管壁过热现象;

(7)鉴于炉膛温度较高，建议下次更换Cr9Mo材质炉管。

［1］ 《火力发电厂金属材料手册》编委会.火力发电厂金属材料手册［M］.北京:中国电力出版社，2001.

［2］ 吴非文.火力发电厂高温金属运行［M］.北京:水利电力出版社，1979.

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