趙金蘭， 南靈燕

（1. 中國石油集團石油管工程技術研究院， 西安710077；2. 長慶油田分公司物資供應處， 西安710018）

1 失效概況及裂紋宏觀形貌

某高壓分水器采用Q345C 鋼級Φ219 mm×18 mm 鍛鋼匯管， 安裝1 個月后出現(xiàn)裂痕， 補焊后按11.0 MPa 左右壓力運行， 一個月后再次出現(xiàn)10 mm 左右裂紋， 補焊并運行1 個多月后， 匯管本體再次發(fā)生破裂， 匯管出現(xiàn)長約1 m 的裂縫。 匯管本體失效位置及形貌如圖1所示， 從圖1 可見， 匯管本體為無縫鋼管， 開裂位于匯管泵與本體焊接焊趾處 （圖1 （b）），由此位置沿匯管本體無縫鋼管縱向開裂， 裂紋長度方向與管體軸線平行， 裂紋長度約1 m，且該裂紋已貫穿壁厚。

對斷口樣品進行觀察， 可發(fā)現(xiàn)斷口外表面存在長40.743 mm 的橢圓形平臺， 如圖2 所示。 整個斷面呈多源形貌， 斷口表面可見明顯收斂于斷口外表面放射狀花樣， 匯聚于匯管外表面人字紋處， 斷口形貌如圖3 所示。

圖1 失效匯管裂紋位置及宏觀形貌

圖2 裂紋源區(qū)平臺宏觀形貌及尺寸

圖3 裂紋斷面源區(qū)低倍形貌

2 試驗方法和結果

2.1 化學成分分析

從Φ219 mm×18 mm 匯管本體上取樣， 依據GB/T 4336—2016， 采用ARL 4460 直讀光譜儀對匯管本體進行化學成分分析， 分析結果見表1。 分析結果表明， 失效匯管的Mn 含量遠低于GB/T 6479—2013 要求， 其他成分符合標準要求。

表1 Q345C 鋼級Φ219 mm×18 mm 匯管化學成分

2.2 力學性能試驗

從匯管本體正常壁厚處， 分別沿縱向取拉伸試樣和橫向沖擊試樣進行力學性能試驗。 試樣規(guī)格為直徑10 mm、 標距50 mm 的棒狀拉伸試樣， 及10 mm×10 mm×55 mm 夏比V 形缺口沖擊試樣。 按GB/T 228.1—2010、 GB/T 229—2007[1]要求的方法分別進行縱向拉伸及夏比沖擊試驗， 拉伸試驗為常溫， 沖擊試驗溫度0 ℃， 試驗結果見表2。

表2 Q345C 鋼級匯管力學性能試驗結果

試驗結果表明， 失效匯管本體的伸長率、沖擊功均低于GB/T 6479—2013 要求， 因此材料韌性較低， 在外力的作用下極易發(fā)生脆斷。

在失效匯管斷口處取斷口試樣， 將其兩端橫截面磨平， 使用KB30BVZ-FA 維氏硬度計測試斷口硬度， 測試點位置如圖4 所示。 測試后取平均值作為對應部位硬度值， 結果見表3，斷口平均硬度188HV10， 材料硬度分布無異常。

圖4 硬度打點位置圖

表3 匯管斷口處維氏硬度測試結果

2.3 金相組織分析

從匯管焊趾附近取樣， 取樣位置如圖5 所示。 經線切割后發(fā)現(xiàn)裂紋已穿透壁厚。 依據GB/T 4335—2013， 對送檢匯管裂紋附近顯微組織進行分析， 分析結果如圖6 所示。 從圖6可以看出， 基體組織包括鐵素體、 珠光體和魏氏體 （脆性組織）， 焊縫、 熱影響區(qū)組織為上貝氏體。

圖5 金相試樣取樣位置

圖6 匯管裂紋附近顯微組織形貌

2.4 斷口斷面分析及能譜分析

斷口裂紋源區(qū)及擴展區(qū)形貌如圖7 所示。 斷口表面可見明顯收斂于斷口外表面的放射狀花樣， 匯聚于匯管外表面人字紋處。 斷口裂紋源區(qū)及擴展區(qū)均存在大量腐蝕產物覆蓋， 放射狀花樣區(qū)域呈典型沿晶開裂形貌， 如圖7 （a） 所示；斷口試樣擴展區(qū)呈沿晶擴展痕跡， 擴展區(qū)內部可見明顯灰色物質， 如圖7 （b） 所示。

圖7 匯管斷口源區(qū)及裂紋擴展區(qū)形貌

斷口試樣經醋酸纖維+丙酮試劑清洗后， 采用TESCAN VEGA II 掃描電子顯微鏡及其附帶的XFORD INCA350 能譜分析儀， 對源區(qū)、 擴展區(qū)物質進行能譜分析， 裂紋源區(qū)及擴展區(qū)除主要分布Fe 和O 元素外， 均存在少量Ca、 Mn、 S 元素， 屬于暴露在空氣中的吸氧腐蝕產物和附屬物。 能譜分析結果如圖8 所示。

圖8 斷口試樣源區(qū)及擴展區(qū)產物能譜分析結果

3 失效原因分析

經化學成分分析發(fā)現(xiàn)， 匯管本體w（Mn）=0.38%， 低于GB/T 6479—2013 的要求（w（Mn）=1.20%～1.70%）。 Mn 元素的作用： ①Mn 可溶于鐵素體中， 形成置換固溶體， 產生固溶強化； ②Mn也能溶于Fe3C 中， 形成（FeMn）3C 合金滲碳體； ③可增加鋼中P 的相對量， 并使組織變細， 提高強度； ④Mn 與S 形成化合物MnS， 可消除S 的有害影響[2-4]。 因此Mn 是一種有益的元素， 能提高鋼的強度， 消弱或消除S 的不良影響， 并能提高鋼的淬透性， 降低脆性轉變溫度。

力學性能試驗顯示， 失效匯管本體的伸長率、沖擊吸收能量均低于GB/T 6479—2013 要求。 表明材料韌性較低[5]， 在外力的作用下極易發(fā)生脆斷。

金相分析顯示， 匯管基體組織為鐵素體、 珠光體和魏氏體（脆性組織）， 焊縫、 熱影響區(qū)組織為上貝氏體。 魏氏組織是指在焊接的過熱區(qū)內，由于奧氏體晶粒長大， 這種粗大的奧氏體在較快的冷卻速度下會形成一種特殊的過熱組織， 其組織特征為在一個粗大的奧氏體晶粒內會形成許多平行的鐵素體（滲碳體） 針片， 在鐵素體針片之間的殘余奧氏體最后轉變?yōu)橹楣怏w， 這種過熱組織稱為魏氏組織。 過熱的中碳鋼或低碳鋼在較快的冷卻速度下易產生魏氏組織。 魏氏組織[6]的存在如果伴隨晶粒粗大， 則使鋼的力學性能下降， 尤以沖擊性能下降為甚。 為防止出現(xiàn)魏氏組織， 主要措施為： ①在確定的加熱條件下， 主要是控制冷卻速度； ②采用完全退火可消除魏氏組織。 上貝氏體[7-11]是550～350 ℃范圍內形成的貝氏體， 組織呈羽毛狀， 上貝氏體的滲碳體以片狀分布在界面， 很大程度上降低了材料的塑性和韌性。 魏氏組織和上貝氏體組織的出現(xiàn)， 都降低了材料的塑性和韌性， 這與匯管本體伸長率、 沖擊吸收能量較低相互印證， 因而材料的塑性和韌性[12-15]較差。

通過對斷口形貌進行宏觀分析， 發(fā)現(xiàn)斷口表面可見明顯收斂于斷口外表面的放射狀花樣， 匯聚于匯管外表面人字紋處， 具有明顯的脆性斷裂特征； 微觀下放射狀花樣區(qū)域形貌呈典型沿晶開裂形貌， 擴展區(qū)呈沿晶擴展痕跡。 這都充分說明了該匯管斷口具有脆性斷裂特征。

綜上所述， 該匯管開裂的主要原因是匯管本體制造工藝存在缺陷， 導致匯管材質中有益元素Mn 含量較低， 材料中出現(xiàn)了脆性魏氏組織、 上貝氏體組織， 從而使得材料脆性增大， 在一定壓力作用下， 匯管本體發(fā)生脆性開裂失效。

4 結論及建議

（1） 該匯管樣品的化學成分中的Mn 含量、拉伸試驗中的伸長率與夏比沖擊吸收能均低于GB/T 6479—2013 要求。

（2） 該匯管斷裂失效主要是由于匯管本體制造工藝存在缺陷， 導致材料中存在脆性魏氏組織、 上貝氏體組織， 降低了材料韌性， 進而在外力作用下極易發(fā)生脆性斷裂， 導致其斷裂失效。

（3） 建議嚴格控制材料中的微量元素含量，并采用良好的熱處理工藝， 保證材料的韌性。