張本所 夏明六

（銅陵市特種設(shè)備監(jiān)督檢驗(yàn)中心 銅陵 244000）

臨氫管道焊接接頭斷裂失效分析

張本所 夏明六

（銅陵市特種設(shè)備監(jiān)督檢驗(yàn)中心 銅陵 244000）

通過對斷裂鋼管的宏觀斷口、化學(xué)成分、微觀組織、斷口形貌等方法查找該管道的斷裂原因。結(jié)果表明：該管道材質(zhì)為0Cr18Ni9（美標(biāo)牌號為304）。斷口為典型的脆性斷口，細(xì)晶區(qū)碳化物聚集嚴(yán)重，在金相制樣浸蝕過程中晶粒大量脫落，細(xì)晶區(qū)敏化程度嚴(yán)重，熱影響區(qū)的敏化作用是導(dǎo)致發(fā)生晶間腐蝕斷裂的主要原因。

臨氫管道 晶間腐蝕 失效分析

某工廠管道規(guī)格φ20×1.5mm，工作壓力≤4.0MPa，工作溫度為常溫，工作介質(zhì)為含臨氫含硫氣體。該管道于2005年11月投入使用，2007年現(xiàn)場巡檢過程中發(fā)現(xiàn)該管道斷裂，斷裂位置位于焊接接頭熱影響區(qū)。為分析該管道斷裂原因以便尋找解決措施，對該管道斷裂進(jìn)行失效原因分析。

1 試驗(yàn)結(jié)果分析

1.1 宏觀形貌分析

該管道斷裂部位宏觀斷口見圖1，斷裂發(fā)生在焊縫熱影響區(qū)。從圖1中可以看出，管道內(nèi)、外表面均已發(fā)生不同程度腐蝕，其表面布滿紅褐色腐蝕產(chǎn)物，表明管道內(nèi)、外介質(zhì)對該管道均具有腐蝕作用，但腐蝕較輕微，管壁厚度未見明顯減薄。從圖1斷口情況可知斷口表面基本垂直于管道軸線，為環(huán)形裂紋斷口，斷口（斷裂）位置集中于焊縫熔合線附近（約4～6mm范圍內(nèi)）。從斷口處管道壁厚及斷口表面宏觀形貌判斷，該管道斷口基本沒有發(fā)生塑性變形特征，屬于脆性斷口。

圖1 臨氫管道及其斷口宏觀照片

1.2 化學(xué)成分分析

該管道斷口處EDS成分分析結(jié)果見圖2和表1，由此可知，該管道斷口處成分為18.40%Cr元素和8.29%Ni元素，Mo元素含量很低（0.09%），且不含Ti元素。由GB/T 14976—2002《流體輸送用不銹鋼無縫管》中表3可知，該管道材質(zhì)為0Cr18Ni9，美國標(biāo)準(zhǔn)牌號為304不銹鋼。管道斷口位于焊接接頭熱影響區(qū)，該位置在焊接過程中很可能已發(fā)生敏化作用（碳化物在不銹鋼晶界上的析出而導(dǎo)致晶間貧鉻[1]），因管道內(nèi)、外介質(zhì)均具有一定腐蝕性，因此可初步判斷該不銹鋼管道的斷裂為晶間腐蝕斷裂。

圖2 臨氫管道斷口 EDS成分分析特征譜

由表1可知，該不銹鋼管道中P元素含量符合GB/T 14976—2002《流體輸送用不銹鋼無縫管》規(guī)定要求，但S元素含量偏高（高達(dá)0.08%）。硫元素會(huì)引起鋼的熱脆性[2]，其超標(biāo)會(huì)降低不銹鋼管道的高溫持久強(qiáng)度，從而減少不銹鋼管道的使用壽命。

表1 臨氫管道斷口化學(xué)成分分析結(jié)果 %

1.3 顯微組織分析

該不銹鋼管焊接接頭金相顯微組織見圖3，焊縫區(qū)組織[見圖3(a)]為均勻的樹枝狀鑄態(tài)組織，未見任何微裂紋、氣孔等焊接缺陷。由熔合區(qū)組織[見圖3(b)]可知焊接結(jié)合良好，未見任何未熔合微區(qū)存在。熱影響區(qū)組織[見圖3(c)]按晶粒度可區(qū)分為粗晶區(qū)和細(xì)晶區(qū)，粗晶區(qū)近熔合線，此處（屬于過熱區(qū)）晶粒粗大，此處所經(jīng)歷的焊接溫度較高（＞900℃），屬于奧氏體不銹鋼固溶溫度，晶界未發(fā)生碳化物析出，未形成晶界貧鉻區(qū)，故不銹鋼管道未在此處發(fā)生斷裂；而細(xì)晶區(qū)相對遠(yuǎn)離熔合線、晶粒細(xì)小，與母材晶粒度相當(dāng)，此處所經(jīng)歷的焊接溫度較低（600～900℃），屬于奧氏體不銹鋼敏化溫度區(qū)，晶界有碳化物析出，形成晶界貧鉻區(qū)，故不銹鋼管道在此處發(fā)生晶間腐蝕斷裂。

由圖3(c)中可知，細(xì)晶區(qū)碳化物聚集嚴(yán)重，晶粒在金相試驗(yàn)制樣浸蝕過程中已發(fā)生大量晶粒脫落，表明細(xì)晶區(qū)不銹鋼敏化程度非常嚴(yán)重，發(fā)生晶間腐蝕斷裂已屬必然。

圖3 焊接接頭金相顯微組織

1.4 斷口形貌分析

圖4為該不銹鋼管道焊接接頭斷口掃描電鏡（SEM）斷口形貌照片，由圖4(a)中可知斷口為典型的沿晶斷口形貌特征，產(chǎn)生大量顆粒狀腐蝕產(chǎn)物，晶粒大小約30μm。由圖4(b)(×3000)斷口微觀形貌SEM照片可清晰觀察到斷口晶粒表面貧鉻區(qū)微觀腐蝕形貌特征，斷口區(qū)晶粒表面貧鉻區(qū)的腐蝕不均勻，腐蝕優(yōu)先發(fā)生在應(yīng)變能較高的孿晶區(qū)（微觀塑性變形區(qū)，屬于不銹鋼典型塑性變形方式之一），并形成典型的魚骨狀微觀斷口形貌特征[4]。

圖4 臨氫管道焊接接頭斷口微觀形貌SEM照片

2 失效原因分析

由該不銹鋼管道焊接接頭宏觀斷口照片可知，斷口表面垂直于不銹鋼管軸線，斷裂位置位于焊接熱影響區(qū)。該不銹鋼管道斷口斷裂前未發(fā)生塑性變形，屬于脆性斷口，符合晶間腐蝕特征。奧氏體不銹鋼在400～850℃范圍內(nèi)緩慢冷卻時(shí)，在晶界上析出碳化物Cr23C6并沉積，造成晶界位置貧鉻，在腐蝕介質(zhì)中發(fā)生晶間腐蝕[5]。解釋晶間腐蝕的機(jī)理模型有很多，各種模型均承認(rèn)晶界區(qū)存在局部微觀陽極的看法。由于晶界區(qū)既然遭受選擇性腐蝕，那么它必然為陽極，但對陽極區(qū)的來源、發(fā)展和分布的理解各有不同，因而出現(xiàn)了各種晶間腐蝕理論。目前，主要為貧鉻理論、第二相析出理論和晶界吸附理論[6]。貧鉻理論是最早被提出，在實(shí)踐中已得到了證實(shí)，是目前人們最廣泛接受的理論。貧鉻理論認(rèn)為奧氏體不銹鋼經(jīng)過固溶處理后再較低溫度（400～900℃）加熱或緩慢冷卻過程中，碳傾向于與鉻結(jié)合形成碳化物Cr23C6，從過飽和的奧氏體中析出分布在晶界上。Cr23C6較晶粒內(nèi)平均鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)高很多，因此，Cr23C6的析出必然使其周圍的晶界區(qū)消耗大量的鉻，加之碳在奧氏體中的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)比鉻的擴(kuò)散速率大，從而使晶界處鉻的消耗不能通過晶粒中鉻的擴(kuò)散得到及時(shí)地補(bǔ)充。其結(jié)果是晶界附近形成貧鉻區(qū)，貧鉻區(qū)含碳質(zhì)量分?jǐn)?shù)低于不銹鋼表面形成耐蝕鈍化膜所需要的最低含鉻質(zhì)量分?jǐn)?shù)，因而鈍態(tài)受到破壞。晶粒與晶界及其附近區(qū)域構(gòu)成大陰極（鈍化）—小陽極（活化）的微電池，從而加速了晶界區(qū)的腐蝕[7，8]。

通過該不銹鋼管道金相組織分析可知焊接接頭中焊縫區(qū)、熔合區(qū)、熱影響區(qū)的微觀組織界限分明，過熱區(qū)晶粒粗大，經(jīng)歷的焊接溫度較高（高于900℃），處于奧氏體不銹鋼固溶溫度區(qū)，晶界未形成碳化物，未形成晶界貧鉻區(qū)，微觀組織為單一的奧氏體組織。細(xì)晶區(qū)距熔合線較遠(yuǎn)，晶粒度與母材相當(dāng)，經(jīng)歷的焊接溫度較低（處于600～900℃），屬于奧氏體不銹鋼敏化溫度區(qū)，晶界有碳化物析出，形成晶界貧鉻區(qū)，故不銹鋼管道在此處發(fā)生晶間腐蝕斷裂。此外，由圖4中可進(jìn)一步得出細(xì)晶區(qū)晶粒在金相制樣浸蝕過程中已發(fā)生大量晶粒脫落，表明細(xì)晶區(qū)不銹鋼敏化程度非常嚴(yán)重，必然會(huì)發(fā)生晶間腐蝕斷裂。

3 結(jié)論與建議

1）該臨氫管道材質(zhì)為0Cr18Ni9，美標(biāo)牌號為304；

2）該不銹鋼管道焊接接頭斷裂為晶間腐蝕斷裂；

3）焊接熱影響區(qū)對不銹鋼管的敏化作用是導(dǎo)致其發(fā)生晶間腐蝕斷裂的主要原因；

4）建議不銹鋼管在焊接后進(jìn)行固溶處理以消除其敏化作用，或選擇含Ti和Nb的奧氏體不銹鋼，以減小發(fā)生晶間腐蝕斷裂傾向。

[1] GB/T 21433-2008不銹鋼晶間腐蝕標(biāo)準(zhǔn)釋義[S].

[2] 戴起勛.金屬材料學(xué)[M].北京：化學(xué)工業(yè)出版社，2005，123-138.

[3] GB/T 14976-2002 流體輸送用不銹鋼無縫管[S].

[4] 鐘群鵬，趙子華.斷口學(xué)[M].高等教育出版社，2006，291-295.

[5] 戴永祥，連芳，李吉，等.304不銹鋼的晶間腐蝕行為研究[J].輕型汽車技術(shù)，2011,(5/6)總261/262：34-37.

[6] 余曉飛.304、306不銹鋼晶間腐蝕的實(shí)驗(yàn)與理論研究[D].山東濟(jì)南，山東大學(xué)，2007:11-13.

[7] 魏寶明.金屬腐蝕理論及應(yīng)用[M].北京：化學(xué)工業(yè)出版社，1984，156.

[8] 潘瑩，宋維.敏化奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕研究[J].青島化工學(xué)院學(xué)報(bào)，1998，19（4）:369-373.

表3 EDS成分分析特征譜線

5 結(jié)論

1）該曲軸材料為鐵素體球墨鑄鐵，其斷裂屬于低應(yīng)力高周疲勞斷裂；曲軸外表面材料硬度偏低是導(dǎo)致疲勞裂紋形成的原因。

2）曲軸內(nèi)部大量鑄造缺陷（氣孔）的存在以及硅、硫、磷等雜質(zhì)元素含量的偏高增加了曲軸的脆性，促進(jìn)了疲勞斷裂過程。

3）金相檢驗(yàn)結(jié)果表明曲軸外表面石墨球化等級4級，曲軸中部石墨球化等級3級，總體石墨大小等級4級。球化等級略不足，所以可以進(jìn)行石墨化處理（或者孕育處理）。

參考文獻(xiàn)

[1] 孫捷，王麗遠(yuǎn)，曹新鑫，等.汽車發(fā)動(dòng)機(jī)曲軸斷裂失效分析[J].金屬熱處理.2004(12).

[2] 陳黃浦.大型柴油機(jī)曲軸斷裂失效分析[J].機(jī)械工程材料.2007(09).

[3] 于志偉,許曉磊,于善偉.柴油機(jī)球鐵曲軸斷裂失效分析[J].機(jī)械工程材料.2006(03).

[4] 王吉會(huì),李寶銀,韓雅靜,等.輸油船曲軸斷裂原因分析[J].金屬熱處理.2005(03).

[5] 曹慶峰,劉新,王立志,等.球墨鑄鐵曲軸失效斷口微觀分析[J].熱加工工藝.2008(19).

Failure Analysis on the Welding Joint Fracture of the Hydrogen Pipeline

Zhang Bensuo Xia Mingliu
(Center of Tongling special equipment supervision and Inspection Tongling 244000)

In the present paper, the macroscopic, chemical composition, the microstructure and fracture morphology of fracture of the hydrogen pipelines were measured and analyzed.The results showed that the main reasons of the hydrogen pipelines fracture was intergranular corrosion by sensitization in the heat affected zone.Fracture was a typical rock-candy structure, carbide crystalline region had aggregated with countless carbides, and a great deal of crystalline grain had dropped in metallographic sample preparation.The stainless steel tubes was 0Cr18Ni9(304 stainless steel is USA).

Hydrogen pipeline Intergranular corrosion Failure analysis

X933.4

B

1673-257X(2015)06-72-04

10.3969/j.issn.1673-257X.2015.06.016

張本所(1964～), 男,副主任，高級工程師，主要從事特種設(shè)備檢驗(yàn)檢測研究及管理工作。

2014-11-02）