高壓蒸汽過熱器低溫段爆管原因分析

羅傳武

（中海石油建滔化工有限公司）

某公司日產2 000 t甲醇裝置采用德國LURGI公司低壓合成甲醇生產工藝，其中的高壓蒸汽過熱器（E-01009Ⅰ）由LURGI設計、ALSTOM制造，于2006年投用，設備采用立式管排布置、換熱管束采用8×52排列，在運行過程中，高壓蒸汽過熱器低溫段（E01009Ⅰ）管束發(fā)生爆管現象，嚴重影響了裝置的安全生產，筆者結合設備結構、材料和使用操作，分析了失效原因，并提出操作建議。

1 工藝及設備簡介

來自高壓汽包（F01001）約160 t/h蒸汽（壓力11.5 MPa，溫度321 ℃）流經對流段盤管高壓蒸汽過熱器低溫段（E01009Ⅰ），經與轉化爐煙氣換熱后的過熱蒸汽（壓力11.4 MPa，溫度451 ℃）進入高壓蒸汽過熱器高溫段（E01009Ⅱ），繼續(xù)與轉化煙氣換熱后為過熱高壓蒸汽（壓力10.9 MPa，溫度503 ℃）； 來自于高壓蒸汽過熱器高溫段（E01009Ⅱ）、天然氣和蒸汽加熱器高溫段（E010010Ⅱ）等煙氣經高壓蒸汽過熱器低溫段（E01009Ⅰ）冷卻到798 ℃（圖1），最后經后續(xù)盤管設備冷卻到150 ℃，由煙囪（S-01001）排放到大氣。

圖1 工藝流程簡圖

高壓蒸汽過熱器低溫段（E01009Ⅰ）設計壓力12.5 MPa，試驗壓力18.75 MPa，盤管腐蝕裕度1.5 mm，由8排、52列、間距150 mm、長7 211 mm、規(guī)格φ42.16 mm×4.85 mm 的光管構成， 換 熱面積為353 m2， 材料為SA213 T12， 材料性能見表1。

表1 SA213 T12材料性能

2 問題描述

某年月14日23:42，日產2 000 t甲醇裝置在無任何異常工況和報警信息的情況下，突然觸發(fā)轉化爐爐膛負壓PSHH010409聯鎖， 操作按緊急停車處理。 隨后對現場進行排查，通過聽棒發(fā)現對流段高壓蒸汽過熱器低溫段（E01009Ⅰ）盤管處有“呲呲”的異響聲，前后兩組盤管E010010Ⅱ、E010010Ⅰ異響聲逐漸變小， 判斷E01009Ⅰ可能存在爆管導致蒸汽泄漏；轉化爐對流段隔離降溫合格后， 同月16日11:00對流段盤管聯合檢查，發(fā)現高壓蒸汽過熱器E-01009Ⅰ北數第2排、東數第20列盤管距離地面約4 m位置出現爆管。

3 原因分析

3.1 工藝操作運行數據分析

高壓蒸汽過熱器E-01009Ⅰ在開車過程中集氣管出口溫度最高為458.13 ℃（圖2）， 此時對應的壓力為3.988 2 MPa（設計溫度為451 ℃，操作溫度為435 ℃；設計壓力為12.5 MPa，操作壓力為11.4 MPa），超過設計溫度時長約6 min（21:50～21:56）（圖3、4）。 盤管管束溫度和壓力無在線監(jiān)測，其設計溫度為494 ℃，最大操作溫度為435 ℃；設計壓力為12.5 MPa，最大操作壓力11.4 MPa。經查歷史運行數據，發(fā)現每次裝置開停車該組盤管都存在短期的超溫情況。

圖3 集氣管出口升溫圖

圖4 集氣管出口降溫圖3.2 爆管管束材料化學成分分析

依據GB/T 4336—2016 《碳素鋼和中低合金鋼多元素含量的測定火花放電原子發(fā)射光譜法（常規(guī)法）》， 爆管管束的材料化學成分分析結果見表2， 表明現場爆管管束材料與原設計材料相符， 管材具體牌號為ASME BPVII A 2019 SA213 T12。

表2 爆管管束材料化學成分分析 wt%

3.3 爆管管束裂口宏觀檢查

由爆管管束的裂口宏觀形貌 （圖5） 可以看出，在爆管時形成了一個長約80 mm、呈薄唇型口狀的裂口，爆裂面粗糙且不規(guī)則、不平齊，并有許多肉眼可見的縱向裂紋。 同時，發(fā)現在未開裂區(qū)域表面存在大量的未貫穿的縱向裂紋（圖6）。 由此初步判斷爆管源自表面裂紋。

圖5 裂口宏觀形貌圖

圖6 未貫穿縱向裂紋

3.4 金相組織觀察

從爆管管束裂口處的金相組織（圖7）可以看出，細小裂紋沿晶界擴展，裂紋有分叉跡象且尖端圓滑，組織為鐵素體+珠光體，且珠光體完全球化，依據DLT 773—2016《火電廠用12Cr1MoV鋼球化評級標準》， 判定球化級別為5級， 晶粒度8級。

圖7 爆管管束裂口處的金相組織

從爆管管束沿壁厚方向取樣不同位置的金相顯微組織（圖8）可知，爆管管束壁厚從里到外取樣金相組織都有不同程度的球化傾向。

圖8 裂口金相

從爆管盤管距裂口處沿管子上、 下各1 m處的金相顯微組織（圖9）可知，組織為鐵素體+珠光體，且珠光體完全球化，球化級別為5級，晶粒度8級。

圖9 爆管盤管距裂口處沿管子上、下各1 m處的金相顯微組織

為比對分析盤管管束爆裂原因，取樣E01009Ⅰ未發(fā)生爆裂盤管管束高溫側3處進行現場金相覆膜檢測。 如圖10所示可知，組織均為鐵素體+珠光體，晶粒度8～9級，微觀組織正常，晶粒未出現 粗化現象。

圖10 未發(fā)生爆裂盤管管束高溫側金相顯微組織

3.5 裂口附近管束截面微觀形貌

裂口附近管束內外壁微觀形貌如圖11 所示。 由圖可見，裂口附近管束內外壁均存在氧化層。

圖11 裂口附近管束內外壁微觀形貌

3.6 裂口附近管束截面元素能譜分析

3.6.1 裂口內壁夾雜元素能譜分析

裂口內壁中氧化層元素能譜分析結果如圖12所示，結果表明，裂口內壁氧化層中有硫元素、氯元素。

圖12 爆口內壁氧化層能譜分析及位置

3.6.2 裂口外壁夾雜元素能譜分析

裂口外壁中氧化層元素能譜分析結果如圖13所示， 結果表明, 裂口外壁氧化層中有硫元素。

圖13 爆口外壁取樣氧化層能譜分析及位置

3.7 力學性能測試

在距裂口約500 mm處（不存在表面裂紋）和裂口附件取樣，測定爆管管束的力學性能（表3），爆管盤管管束的抗拉強度低于標準值，屈服強度和斷后延伸率符合標準值。

表3 力學性能測試結果

4 結果分析

工藝數據分析表明，高壓蒸汽過熱器低溫段（E01009Ⅰ）出口集氣管超溫23.13 ℃，超溫率達5.3%， 因此雖然溫度和壓力無在線監(jiān)測顯示，但從集氣管出口溫度可以判定盤管管束也嚴重超溫，由表1可知，隨著溫度的升高許用應力急劇下降，多次累積超溫導致材料機械性能下降。

材料化學成分分析結果表明，現場爆管管束材料與原設計材料相符。

宏觀檢查表明，盤管管束裂口處存在顯著塑性變形和唇型裂口，為韌性開裂典型形貌。

金相檢查表明，爆管盤管管束金相組織沿壁厚方向從里到外、 及裂口上下游各1 m處均發(fā)生珠光體球化劣化，球化程度達到5級；而對比抽檢的未爆管管束的金相組織正常，也未出現晶粒粗化現象。 在珠光體球化過程中，盤管管束母材中的碳化物和合金元素向晶界等高能量區(qū)域遷移，導致大量碳化物的析出和聚集，并呈鏈狀分布和碳化物的球化現象，導致母材強度降低。

爆管管束裂口附件管束微觀形貌及元素能譜分析表明，內、外壁均存在氧化層，且內壁氧化層發(fā)現有害元素硫、氯，外壁氧化層發(fā)現有害元素硫。

力學性能測試表明， 材料的抗拉強度降低，屈服強度和延伸率滿足標準要求，由于盤管管束材料為SA213 T12， 而許用應力強度取決于抗拉強度，所以抗拉強度的降低是導致盤管管束在非正常的操作工況下發(fā)生韌性斷裂的直接原因。

總結上述分析結果可以判定，盤管爆管管束開裂的原因為盤管管束因多次開停車超溫累積效果而導致材料金相微觀組織變化——球化劣化，球化程度達到5級，材料抗拉強度下降，加之在管束內外壁有害元素的作用下，在材料的相對薄弱處（結構缺陷或壁厚不均部位）產生微裂紋，最終導致盤管管束韌性斷裂。

5 建議

5.1 建議排查S、P、Cl等有害元素的來源，嚴格控制脫鹽水、蒸汽冷凝液和蒸汽品質，從源頭上保證材料的各項性能，防止有害元素侵蝕盤管管束材料。

5.2 由于開車初期高壓汽包（F01001）產蒸汽量不足，為避免高壓蒸汽過熱器低溫段（E01009Ⅰ）盤管管束出現局部超溫，建議進行技術改造，如：將開工快裝鍋爐的高壓蒸汽引入高壓汽包。

5.3 由于盤管設計結構緊湊、 管束彎頭位置受限，無法檢測，但每次停車檢修期間均需對高壓蒸汽過熱器低溫段（E01009Ⅰ）外部兩排列管進行無損檢測（測厚、金相、硬度等）。

5.4 如再次發(fā)生爆管，應對連接進出口集合管的整組盤管，結合現場實測數據進行流場優(yōu)化分析設計校核。