長時(shí)服役典型高壓注汽管道的組織和性能研究

王安泉 叢雪明 韓 慶 劉海波 姜 朝 馮啟蒙 蔣文春 楊 濱

（1.中國石油化工股份有限公司勝利油田分公司技術(shù)檢測中心；2.中國石油大學(xué)（華東）新能源學(xué)院）

高壓注汽管道作為油田稠油熱采系統(tǒng)的主要設(shè)備之一［1］，承擔(dān)著向油層輸送高溫高壓蒸汽，提高稠油流動(dòng)性［2］，進(jìn)而提高稠油生產(chǎn)效率的重要任務(wù)。 由于長期服役在高溫高壓的環(huán)境下，管材極易發(fā)生老化，即管材的組織和力學(xué)性能退化［3］，影響生產(chǎn)的安全性和穩(wěn)定性。因此，為降低管線事故的發(fā)生率， 同時(shí)避免不必要的管道維修和更換， 需要針對(duì)高壓注汽管道進(jìn)行安全性評(píng)價(jià)［4，5］。

明確高壓注汽管道長時(shí)服役過程中的老化機(jī)制，充分考慮材料的老化效應(yīng)，是保證高壓注汽管道安全評(píng)定準(zhǔn)確性的基礎(chǔ)。 而目前的相關(guān)研究中，關(guān)于長時(shí)服役后高壓注汽管道老化規(guī)律的報(bào)道較少。 針對(duì)該問題， 筆者以長時(shí)服役后的3種典型高壓注汽管道材料16Mn、13CrMo44、15CrMo 為研究對(duì)象， 對(duì)服役前后的材料進(jìn)行微觀組織觀察和力學(xué)性能測試，研究高壓注汽管道在長時(shí)服役過程中的老化特征，為高壓注汽管道的安全評(píng)定提供科學(xué)參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

研究材料為勝利油田退役的高壓注汽管道，服役工作溫度為380 ℃，工作壓力為10 MPa。 具體包含3 種典型的材料， 分別是： 服役12 年的16Mn、 服役9 年的13CrMo44 和 服 役11 年的15CrMo。 同時(shí)采用未服役的16Mn、13CrMo44 和15CrMo 管道材料作為對(duì)比， 以便分析長時(shí)服役后管材組織和力學(xué)性能的變化情況。 采用線切割方式，分別從上述管道上切取金相試樣，依次用120、400、600、800 目的砂紙預(yù)磨試樣， 經(jīng)機(jī)械拋光后，采用4%的硝酸酒精溶液進(jìn)行化學(xué)腐蝕，經(jīng)酒精沖洗、吹風(fēng)機(jī)烘干，最后在Leica 光學(xué)顯微鏡下觀察金相組織形貌。 光鏡觀測后的試樣置于場發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM）下，沿壁厚方向進(jìn)行更為細(xì)觀的組織形貌觀察， 并進(jìn)行EDS 能譜分析。 需要注意的是，盡管服役管道和未服役管道的材料牌號(hào)一致，但由于制造時(shí)間間隔長，不是同一批次的管材，其加工工藝可能有所不同。 因此，組織形貌略有不同，但長時(shí)服役后的組織演化特征并不會(huì)改變。

考慮到管道內(nèi)外壁之間的老化程度可能存在差異， 對(duì)上述管道分別沿壁厚方向切取微拉伸試樣［6］，然后以0.01 min-1的拉伸速率在微型拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)， 獲取材料的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度。 試驗(yàn)溫度為室溫，試樣兩端用楔形夾具夾緊，試樣安裝示意和尺寸規(guī)格如圖1所示。

圖1 試樣安裝示意和尺寸規(guī)格

2 顯微組織觀察結(jié)果與討論

2.1 16Mn

圖2 為未服役和服役12 年的16Mn 沿壁厚方向（由內(nèi)到外）的金相組織。 未服役的16Mn 組織為珠光體和鐵素體， 內(nèi)壁可見明顯的帶狀組織，珠光體呈帶狀分布在鐵素體之間，與鐵素體呈黑白相間的條帶狀。 中間壁厚處珠光體呈碎化的帶狀分布在鐵素體之中，外壁處沒有明顯的帶狀組織，珠光體與鐵素體兩者均勻分布。 內(nèi)壁與中間壁厚處的帶狀組織是管材加工工藝導(dǎo)致的。整體而言， 未服役16Mn 晶粒細(xì)小且沿壁厚方向均勻分布，鐵素體晶粒直徑平均約為7 μm，珠光體晶粒直徑約為11 μm。 與未服役的16Mn 相比，服役12 年的16Mn 鐵素體晶粒顯著長大，晶粒直徑約為14 μm，珠光體晶粒呈長條狀沿晶界分布，晶粒直徑減小，約為8 μm。 且服役12 年后，16Mn部分鐵素體晶粒的形狀發(fā)生變化， 呈現(xiàn)出針狀，從晶界向晶內(nèi)生長，插入珠光體晶粒內(nèi)。 進(jìn)一步對(duì)服役前后的16Mn 進(jìn)行掃描電鏡觀察，SEM 圖像如圖3 所示。

圖2 未服役和服役12 年的16Mn 沿壁厚方向的金相組織

圖3 未服役和服役12 年的16Mn 沿壁厚方向的SEM 圖像

如圖3a 所示， 未服役的16Mn 沿壁厚方向，珠光體由致密的片層狀滲碳體和鐵素體組成，在鐵素體基體內(nèi)有細(xì)小、 彌散分布的白色顆粒，對(duì)這些白色顆粒進(jìn)行EDS 分析發(fā)現(xiàn)，其中C 元素含量大于鐵素體基體的C 元素含量， 而Mn 元素含量兩者相近，因此推斷為細(xì)小的滲碳體顆粒。 如圖3b 所示， 服役12 年的16Mn 晶界和鐵素體基體內(nèi)沒有明顯的碳化物，但鐵素體基體內(nèi)有少量的夾雜物顆粒，同時(shí)存在少量的珠光體，其內(nèi)部滲碳體發(fā)生輕微的發(fā)散。沿壁厚方向進(jìn)行EDS 分析發(fā)現(xiàn)，鐵素體基體內(nèi)的夾雜物中，Mn 元素的含量略高，O、S 元素的含量較高。

2.2 13CrMo44

圖4 為未服役和服役9 年的13CrMo44 沿壁厚方向 （由內(nèi)到外） 的金相組織。 未服役的13CrMo44 組織為珠光體和鐵素體， 晶粒直徑約12 μm，珠光體晶粒直徑平均約18 μm，部分珠光體晶粒較大，且珠光體內(nèi)部滲碳體較為發(fā)散，可能與管材的加工工藝有關(guān)。 長時(shí)服役后，13CrMo44 的鐵素體晶粒長大，直徑約16 μm，珠光體晶粒尺寸略減小，直徑約16 μm，同時(shí)可見珠光體內(nèi)滲碳體較發(fā)散。

圖4 未服役和服役9 年的13CrMo44 沿壁厚方向的金相組織

對(duì)未服役和服役9 年的13CrMo44 進(jìn)行掃描電鏡觀察，SEM 圖像如圖5 所示， 由圖5 可以清楚地看到： 未服役的13CrMo44 珠光體內(nèi)的滲碳體發(fā)散、碎化；服役9 年后的13CrMo44 析出的碳化物數(shù)量很少，且尺寸非常小，析出在三晶交的位置。 珠光體內(nèi)的滲碳體碎化嚴(yán)重，碎化的滲碳體趨于球化，在珠光體和鐵素體交界面上，出現(xiàn)了較多的顆粒狀碳化物，根據(jù)我國火力發(fā)電廠用鋼珠光體球化評(píng)級(jí)標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行球化等級(jí)評(píng)定［7］，服役9 年的13CrMo44 發(fā)生了傾向性球化， 球化等級(jí)為2 級(jí)。 EDS 分析結(jié)果顯示，在三晶交位置處的碳化物中，C 元素含量高于鐵素體基體中的C元素含量，與滲碳體中的C 元素含量相當(dāng)甚至更多，Cr、Mo、Mn 元素的含量高于鐵素體基體和滲碳體中Cr、Mo、Mn 元素的含量。 因此，可以推斷此處形成了Cr、Mo、Mn 的碳化物。 同樣地，在珠光體和鐵素體的交界面上， 粒狀碳化物中的C、Cr、Mo、Mn 元素含量高于鐵素體基體和滲碳體中C、Cr、Mo、Mn 元素的含量。因此，亦可推斷此處析出了Cr、Mo、Mn 的碳化物。 但是，這些碳化物仍然以Fe 元素為主，合金元素為輔，合金元素占比較少。

圖5 未服役和服役9 年的13CrMo44 沿壁厚方向的SEM 圖像

2.3 15CrMo

圖6 是未服役和服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向 （由內(nèi)到外） 的金相組織。 未服役的15CrMo 金相組織為珠光體和鐵素體， 沿壁厚方向組織形貌相同，其中鐵素體晶粒細(xì)小，直徑約為6 μm，珠光體晶粒稍大，直徑約為13 μm，且珠光體內(nèi)并非由片層狀滲碳體組成，滲碳體的形貌顯得發(fā)散、 碎化。 這同未服役的13CrMo44 一樣，可能是管材的加工工藝導(dǎo)致的。 與未服役的15CrMo 相比， 服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向鐵素體晶粒顯著長大， 晶粒直徑約為23 μm，珠光體含量顯著減少，晶粒直徑約為8 μm，可以判定材料發(fā)生了珠光體球化。 進(jìn)一步對(duì)服役前后的材料進(jìn)行掃描電鏡觀察，SEM 圖像如圖7 所示。

圖6 未服役和服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向的金相組織

圖7 未服役和服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向的SEM 圖像

如圖7a 所示，未服役的15CrMo 珠光體晶粒較大，且內(nèi)部的滲碳體發(fā)散、碎化。 沿壁厚方向進(jìn)行EDS 分析， 鐵素體基體上的白色顆粒為夾雜物，O 元素含量較高。 服役11 年后的15CrMo（圖7b）沿整個(gè)壁厚方向的晶界上析出了大量的顆粒狀碳化物，同時(shí)，珠光體中的滲碳體更多地趨于球化，珠光體和鐵素體交界處也出現(xiàn)了大量的碳化物顆粒， 根據(jù)我國火力發(fā)電廠用15CrMo 珠光體球化評(píng)級(jí)標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行球化等級(jí)評(píng)定， 服役11年的15CrMo 發(fā)生了輕度球化，球化等級(jí)為3 級(jí)。沿壁厚方向進(jìn)行EDS 分析，晶界處的碳化物中仍然以Fe 元素為主，C、Cr、Mo 元素含量明顯高于鐵素體基體和滲碳體中的C、Cr、Mo 元素含量，而且對(duì)比滲碳體和碳化物的元素含量可發(fā)現(xiàn)，碳化物中C 元素增加，F(xiàn)e 元素減少，Cr、Mo 元素增加，因此，可推斷晶界處的碳化物中存在Cr、Mo 的碳化物。

3 拉伸試驗(yàn)結(jié)果與討論

通過微拉伸試驗(yàn)得到的拉伸曲線是載荷位移曲線，需要采用以下公式將它轉(zhuǎn)化為工程應(yīng)力應(yīng)變曲線：

式中 A——試樣截面積；

l——標(biāo)距；

P——載荷；

Δl——伸長量。

由于試樣尺寸較小，頸縮效應(yīng)的影響不可忽略，因此，將工程應(yīng)力應(yīng)變曲線轉(zhuǎn)化為材料的真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線［8］：

然后通過真實(shí)應(yīng)力應(yīng)變曲線讀取材料服役前后的力學(xué)性能。

3.1 16Mn 拉伸試驗(yàn)結(jié)果比較

未服役的16Mn 的微拉伸試驗(yàn)結(jié)果見表1。沿壁厚方向， 其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度基本一致，屈服強(qiáng)度平均為423 MPa，抗拉強(qiáng)度平均為731 MPa。

表1 未服役的16Mn 沿壁厚方向的力學(xué)性能

表2 為服役12 年的16Mn 沿壁厚方向的力學(xué)性能結(jié)果，其中，由于試驗(yàn)誤差的原因，中間的屈服強(qiáng)度值略小，但與內(nèi)外壁結(jié)果相差不大。 同未服役的16Mn 相比，服役12 年后，鐵素體晶粒長大，珠光體晶粒呈長條狀沿晶界分布，而且出現(xiàn)了針狀鐵素體，從晶界向晶內(nèi)生長，插入珠光體中，削弱了16Mn 的力學(xué)性能，導(dǎo)致屈服強(qiáng)度下降了約13.5%，抗拉強(qiáng)度下降了約7.1%。

表2 服役12 年的16Mn 沿壁厚方向的力學(xué)性能

3.2 13CrMo44 拉伸試驗(yàn)結(jié)果比較

未服役的13CrMo44 的微拉伸試驗(yàn)結(jié)果見表3， 可見沿壁厚方向屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度基本一致，屈服強(qiáng)度平均值為402 MPa，抗拉強(qiáng)度平均值為644 MPa。

表3 未服役的13CrMo44 沿壁厚方向的力學(xué)性能

由表4 可見， 服役9 年的13CrMo44 的力學(xué)性能沿壁厚方向也基本一致。 與未服役的13CrMo44 相比，屈服強(qiáng)度下降了約12.7%，抗拉強(qiáng)度下降了約3.1%。原因在于材料內(nèi)珠光體發(fā)生了傾向性球化， 珠光體內(nèi)滲碳體發(fā)散、 碎化，同時(shí)， 三晶交和珠光體晶界上析出了少量的碳化物，其中存在含Cr、Mo 的碳化物，削弱了材料的固溶強(qiáng)化作用。

表4 服役9 年的13CrMo44 沿壁厚方向的力學(xué)性能

3.3 15CrMo 拉伸試驗(yàn)結(jié)果比較

未服役的15CrMo 的微拉伸試驗(yàn)結(jié)果見表5，力學(xué)性能沿壁厚方向基本一致，屈服強(qiáng)度平均值為584 MPa，抗拉強(qiáng)度平均值為735 MPa。

表5 未服役的15CrMo 沿壁厚方向的力學(xué)性能

表6 為服役11 年的15CrMo 的微拉伸試驗(yàn)結(jié)果，沿壁厚方向，其屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度基本一致。但與未服役的15CrMo 相比，屈服強(qiáng)度下降了約33.7%，抗拉強(qiáng)度下降了約24.6%，這是由于長期在高溫高壓環(huán)境下服役，材料內(nèi)的珠光體發(fā)生了輕度球化，球化的碳化物對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻力比片狀碳化物小，更重要的是，晶界上析出了大量的碳化物顆粒， 其中雖然以Fe 元素為主，但Cr、Mo 元素的含量較高，可見，固溶在基體中的Cr、Mo 元素脫溶，與C 結(jié)合形成碳化物，于晶界處析出，削弱了合金元素的固溶強(qiáng)化作用［9］，導(dǎo)致材料的力學(xué)性能大幅降低。

表6 服役11 年的15CrMo 沿壁厚方向的力學(xué)性能

4 結(jié)論

4.1 16Mn、13CrMo44、15CrMo 是典型的注氣管道用珠光體鋼， 在高溫高壓環(huán)境下長時(shí)服役后，微觀組織的退化主要表現(xiàn)為鐵素體晶粒長大，珠光體發(fā)生球化，晶界上碳化物析出長大。

4.2 在高溫高壓環(huán)境下長時(shí)服役后，16Mn、13CrMo44、15CrMo 管材沿壁厚方向的力學(xué)性能退化規(guī)律一致，測試管道外表面的力學(xué)性能可以表征管道整體的力學(xué)性能。

4.3 16Mn、13CrMo44、15CrMo 在長時(shí)高溫高壓環(huán)境下降服役后力學(xué)性能均有所降低，且屈服強(qiáng)度的降低幅度大于抗拉強(qiáng)度的降低幅度。 但是3種材料的力學(xué)性能降低幅度差異明顯， 盡管15CrMo 鋼的初始強(qiáng)度最大， 但服役過程中材料強(qiáng)度的退化也最為明顯——服役11 年后屈服強(qiáng)度下降33.7%，抗拉強(qiáng)度下降24.6%。不能僅以未服役狀態(tài)的力學(xué)性能評(píng)估長時(shí)服役后的管道安全性，需要充分考慮材料力學(xué)性能退化作用。

4.4 結(jié)合微觀組織演化的特點(diǎn)，16Mn 的力學(xué)性能下降是由于鐵素體晶粒長大，并且出現(xiàn)了針狀鐵素體， 同時(shí)珠光體晶粒呈長條狀沿晶界分布。13CrMo44 的力學(xué)性能下降是由于鐵素體晶粒長大，珠光體發(fā)生了傾向性球化，三晶交和珠光體晶界上析出了少量的含Cr、Mo 的碳化物，削弱了合金元素的固溶強(qiáng)化作用。 15CrMo 的力學(xué)性能下降幅度最大，是因?yàn)殍F素體晶粒長大，珠光體發(fā)生了輕度球化， 同時(shí)晶界上析出了大量的含Cr、Mo 的碳化物。 其中晶界上析出的碳化物對(duì)材料的力學(xué)性能影響最大，這是因?yàn)楹辖鹪孛撊芪龀觯诰Ы缟闲纬商蓟铮瑢?dǎo)致固溶在基體中的合金元素含量下降，削弱了合金元素的固溶強(qiáng)化作用。