圖 1 失效三通的宏觀形貌
Figure 1. Macroscopic morphology of the failed tee-junction
分享：核電廠低壓氣系統(tǒng)不銹鋼管件的開(kāi)裂原因及應(yīng)對(duì)措施
低壓氮?dú)庀到y(tǒng)是核電站的重要系統(tǒng)之一,若其管道因開(kāi)裂而發(fā)生泄漏,將導(dǎo)致機(jī)組失去氮?dú)夤?yīng),影響相關(guān)系統(tǒng)重要箱罐的氮?dú)飧采w,產(chǎn)生重大安全隱患。低壓氮?dú)庀到y(tǒng)管件多采用304或316不銹鋼,在正常服役過(guò)程中具有較長(zhǎng)的使用壽命,然而,在某些條件下,管件會(huì)因應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂而過(guò)早失效。針對(duì)不銹鋼應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂的原因,國(guó)內(nèi)外從服役環(huán)境、材料的成分和組織等方面進(jìn)行了較多研究。LIU等[1-2]研究了氯離子濃度對(duì)循環(huán)冷卻水中316L不銹鋼耐蝕性的影響；杜東海等[3-5]研究了高溫水中氯離子對(duì)奧氏體不銹鋼應(yīng)力腐蝕裂紋擴(kuò)展速率的影響；FéRON等[6]在研究304和316不銹鋼時(shí)發(fā)現(xiàn),表面噴丸后的試樣在高溫高壓水環(huán)境中浸泡時(shí)氧化膜會(huì)發(fā)生開(kāi)裂；TURNBULL等[7]研究發(fā)現(xiàn),打磨后的304不銹鋼試樣表面有一層明顯的變質(zhì)層,產(chǎn)生了一層非常細(xì)小的晶粒,且有較大的殘余應(yīng)力,這些變化共同促進(jìn)了應(yīng)力腐蝕裂紋的萌生。另外,機(jī)械冷加工對(duì)不銹鋼應(yīng)力腐蝕性能的影響主要集中在冷軋、彎曲和拉伸等整體變形方面,在文獻(xiàn)[8-11]中分析了冷加工產(chǎn)生的殘余應(yīng)力應(yīng)變及其對(duì)微觀結(jié)構(gòu)的破壞、晶粒尺寸等對(duì)應(yīng)力腐蝕的影響。上述因素在特定條件下均會(huì)成為不銹鋼管件過(guò)早失效的重要原因之一。
像其他機(jī)械部件一樣,不銹鋼管件失效是因?yàn)槠洚a(chǎn)生了薄弱環(huán)節(jié),對(duì)于預(yù)先存在的材料缺陷,服役過(guò)程中的環(huán)境腐蝕及安裝過(guò)程的安裝工藝偏差等均能夠加速不銹鋼管件執(zhí)行功能的喪失。某核電廠巡檢過(guò)程中,發(fā)現(xiàn)低壓氮?dú)庀到y(tǒng)某閥門(mén)下游不銹鋼三通存在氮?dú)馔庑宫F(xiàn)象,進(jìn)一步檢查發(fā)現(xiàn)該三通存在線狀缺陷,且附近有褐色銹跡。筆者以該失效不銹鋼三通為分析對(duì)象,對(duì)其開(kāi)展顯微組織分析、斷口微觀形貌觀察、電化學(xué)性能檢測(cè)等。從微觀組織結(jié)構(gòu)、服役環(huán)境、生產(chǎn)工藝等方面分析單因素或多因素耦合作用下不銹鋼三通發(fā)生開(kāi)裂失效的根本原因,避免不銹鋼管件在服役過(guò)程中再次發(fā)生應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂。
1. 理化檢驗(yàn)
1.1 宏觀檢查
由圖1可見(jiàn)：三通與法蘭、直管分別以焊接形式連接,開(kāi)裂位置位于三通側(cè)且近焊縫的母材區(qū)域。裂紋呈線狀沿管件環(huán)向分布,周?chē)嬖邳S褐色腐蝕產(chǎn)物,腐蝕產(chǎn)物分布與裂紋一致。
1.2 化學(xué)成分分析及硬度檢測(cè)
由表1和2可見(jiàn)：開(kāi)裂三通C元素含量遠(yuǎn)高于GB/T 14975-2012《結(jié)構(gòu)用不銹鋼無(wú)縫鋼管》中022Cr19Ni10中C元素含量標(biāo)準(zhǔn)上限,與設(shè)計(jì)材質(zhì)不符；且開(kāi)裂三通硬度最大值為371 HV,遠(yuǎn)高于GB/T 14975-2012對(duì)022Cr19Ni10不銹鋼管的硬度要求（≤200 HV）。直管段化學(xué)成分及硬度均符合標(biāo)準(zhǔn)要求。
表 1 開(kāi)裂三通及直管段的化學(xué)成分
Table 1. Chemical composition of the cracked tee-junction and straight pipe section
| 項(xiàng)目 | 質(zhì)量分?jǐn)?shù)/% | ||||||
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| C | Si | Mn | S | P | Cr | Ni | |
| 開(kāi)裂三通 | 0.067 | 0.38 | 1.71 | <0.010 | 0.032 | 18.36 | 8.66 |
| 直管段 | 0.028 | 0.40 | 0.65 | 0.038 | <0.010 | 18.18 | 8.21 |
| 標(biāo)準(zhǔn)值 | ≤0.03 | ≤1.00 | ≤2.00 | ≤0.040 | ≤0.030 | 18.00~20.00 | 8.00~11.00 |
表 2 開(kāi)裂三通及直管段的硬度
Table 2. Hardness of the cracked tee-junction and straight pipe section
| 檢測(cè)區(qū)域 | 硬度/HV | |||
|---|---|---|---|---|
| 1 | 2 | 3 | GB/T 14975-2012 | |
| 開(kāi)裂三通 | 359 | 358 | 371 | ≤200 HV |
| 直管段 | 187 | 179 | 173 | |
1.3 顯微組織觀察
由圖2可見(jiàn)：開(kāi)裂三通基體金相組織為奧氏體,有明顯的孿晶和大量滑移線,這表明三通在生產(chǎn)過(guò)程中存在較大冷變形,且未進(jìn)行固溶處理或固溶處理不充分,大量滑移線保留在基體中,這也是導(dǎo)致三通硬度過(guò)高的原因。進(jìn)一步觀察發(fā)現(xiàn),裂紋起源于外表面,沿晶界由表面向基體內(nèi)部擴(kuò)展,晶界處存在點(diǎn)狀碳化物。三通管壁外側(cè)局部發(fā)生嚴(yán)重的沿晶腐蝕及點(diǎn)蝕,部分裂紋產(chǎn)生于蝕坑底部。
圖 2 三通開(kāi)裂區(qū)域的顯微組織
Figure 2. Microstructure of the cracked tee-junction at cracking area
由圖3可知,焊縫及熱影響區(qū)寬度約為8 mm；焊縫至母材區(qū)域的組織變化較大,分別為焊縫區(qū)域枝晶組織、靠近熔合線的粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)以及混晶區(qū)。粗晶區(qū)為焊接時(shí)奧氏體晶粒嚴(yán)重長(zhǎng)大的區(qū)域,冷卻后得到晶粒粗大的過(guò)熱組織；細(xì)晶區(qū)為焊接時(shí)發(fā)生再結(jié)晶,晶粒細(xì)?。欢炀^(qū)則為焊接過(guò)程中發(fā)生不完全再結(jié)晶的區(qū)域,該區(qū)域部分保留原始組織,因此晶粒大小不均勻。沿晶裂紋位于混晶區(qū)邊緣。
圖 3 焊縫至裂紋區(qū)域的顯微組織
Figure 3. Microstructure from weld to crack area
1.4 SEM形貌觀察及能譜分析
由圖4可見(jiàn)：斷口呈現(xiàn)冰糖塊狀斷裂形貌,為典型的沿晶斷裂；靠近三通外表面斷口均存較多腐蝕產(chǎn)物。EDS結(jié)果表明：腐蝕產(chǎn)物中除含有較多的Fe和O外,還存在較多的Cl元素,見(jiàn)圖5。結(jié)合顯微組織觀察結(jié)果及宏觀形貌觀察結(jié)果可知,低壓氮?dú)庀到y(tǒng)三通開(kāi)裂為Cl-引起的沿晶應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂。
圖 4 開(kāi)裂三通斷口區(qū)域及近表面斷口區(qū)域的微觀形貌
Figure 4. Micro-morphology of the fracture area (a) and near surface fracture area (b) of the cracked tee-junction
圖 5 斷口表面腐蝕產(chǎn)物的EDS分析位置和結(jié)果
Figure 5. EDS analysis lacation (a) and results (b) of corrosion products on fracture surface
1.5 電化學(xué)測(cè)試
由圖6及表3可見(jiàn)：開(kāi)裂三通和直管段試樣的點(diǎn)蝕電位（Eb）分別為0.028 V和0.120 V。與直管段試樣相比,開(kāi)裂三通試樣鈍化區(qū)明顯縮短,自腐蝕電流密度（Jcorr）增大。電化學(xué)阻抗譜表明,開(kāi)裂三通和直管段試樣在3.5%NaCl溶液中的阻抗譜圖均由容抗弧組成。開(kāi)裂三通試樣容抗弧半徑遠(yuǎn)小于直管段試樣,說(shuō)明其在3.5%NaCl溶液中的電荷轉(zhuǎn)移電阻較小,點(diǎn)蝕敏感性高。這一結(jié)果與三通在服役過(guò)程中優(yōu)先發(fā)生腐蝕現(xiàn)象相吻合。
圖 6 開(kāi)裂三通及直管試樣在3.5%NaCl溶液中的極化曲線和電化學(xué)阻抗譜
Figure 6. Polarization curves (a) and electrochemical impedance spectroscopy (b) of cracked tee-junction and straight pipe samples in 35% NaCl solution
表 3 試樣的極化曲線擬合結(jié)果
Table 3. Ftting results of polarization curves of samples
| 試樣 | Ecorr/V | Jcorr/（A·cm-2） | Eb/V |
|---|---|---|---|
| 直管段 | -0.193 | 8.614×10-9 | 0.40 |
| 三通 | -0.254 | 7.34×10-8 | 0.26 |
根據(jù)KIM[12]的研究結(jié)果,在殘余拉應(yīng)力作用下,陽(yáng)極反應(yīng)和陰極反應(yīng)會(huì)在不銹鋼表面重新分布,反應(yīng)速率加快,不銹鋼表面發(fā)生活化,電化學(xué)條件不變,殘余應(yīng)力將促進(jìn)不銹鋼局部腐蝕溶解及裂紋的擴(kuò)展。圖7為開(kāi)裂三通和直管段試樣沿X方向（軸向）和Y方向（縱向）的殘余應(yīng)力檢測(cè)結(jié)果?？梢?jiàn)開(kāi)裂三通試樣X方向和Y方向主要為殘余拉應(yīng)力,直管段試樣X方向主要為殘余拉應(yīng)力,且其拉應(yīng)力遠(yuǎn)小于開(kāi)裂三通試樣,Y方向主要為殘余壓應(yīng)力。因此,開(kāi)裂三通試樣在較大殘余拉應(yīng)力作用下,表面鈍化膜將會(huì)發(fā)生不同程度的破壞,鈍化膜破裂處成為點(diǎn)蝕形核的有利位置,優(yōu)先發(fā)生腐蝕溶解并萌生裂紋。
圖 7 開(kāi)裂三通及直管試樣的殘余應(yīng)力測(cè)試結(jié)果
Figure 7. Residual stress test results of cracked tee-junction and straight pipe specimens
1.6 晶間腐蝕試驗(yàn)
采用三通試樣（試樣尺寸15 mm×20 mm×4 mm,包含混晶區(qū)及三通母材區(qū)域）及直管段試樣開(kāi)展耐晶間腐蝕性能研究,試驗(yàn)溶液為硫酸-硫酸銅溶液。由圖8和9可見(jiàn)：開(kāi)裂三通試樣靠近混晶區(qū)位置發(fā)生嚴(yán)重晶間腐蝕,部分晶粒脫落,該位置與三通服役過(guò)程中晶間腐蝕開(kāi)裂位置相同；直管段試樣熱影響區(qū)及靠近熱影響區(qū)并未發(fā)生晶間腐蝕,表明在較大冷變形條件下,開(kāi)裂三通微觀組織發(fā)生變化,晶體缺陷增多,加速碳化物的長(zhǎng)大,材料在焊接過(guò)程中的敏化程度提高。結(jié)合圖7可見(jiàn),大量滑移帶大幅提高了材料的硬度及殘余應(yīng)力,同時(shí),隨著晶界脆化,沿晶開(kāi)裂敏感性提高,最終導(dǎo)致了三通在服役過(guò)程中發(fā)生沿晶應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂,這一結(jié)果與實(shí)際服役開(kāi)裂現(xiàn)象相吻合。
圖 8 三通試樣經(jīng)過(guò)晶間腐蝕試驗(yàn)后的微觀形貌
Figure 8. Micro-morphology of tee-junction specimens after intergranular corrosion testing: (a) mixed grain zone; (b) mixed grain zone edge; (c) base metal
圖 9 直管試樣晶間腐蝕試驗(yàn)后的微觀形貌
Figure 9. Micro-morphology of straight pipe specimens after intergranular corrosion test
2. 失效原因分析
檢測(cè)結(jié)果顯示,三通開(kāi)裂區(qū)域外壁存在明顯晶間腐蝕特征,外壁均存在較大殘余拉應(yīng)力,且顯微組織中存在大量滑移帶,晶界處發(fā)現(xiàn)析出的碳化物。根據(jù)以上特征判斷,三通的開(kāi)裂性質(zhì)為沿晶應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂。
拉應(yīng)力、敏感材料和特定腐蝕環(huán)境是發(fā)生應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂的必要條件。結(jié)合低壓氮?dú)庀到y(tǒng)不銹鋼三通服役環(huán)境,其外部環(huán)境為潮濕海洋大氣,易于在不銹鋼表面產(chǎn)生凝露現(xiàn)象,造成腐蝕性離子如Cl-等在表面富集,為不銹鋼三通沿晶應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂提供了有利的外部環(huán)境條件。
結(jié)合顯微組織分析結(jié)果可知,三通基體顯微組織中存在大量滑移帶,表明其在生產(chǎn)過(guò)程中存在較大冷變形且未進(jìn)行固溶熱處理,材料硬度遠(yuǎn)高于標(biāo)準(zhǔn)要求。大量滑移帶的存在一方面會(huì)導(dǎo)致材料內(nèi)部位錯(cuò)密度增大,硬度增高,晶界脆性增大,另一方面會(huì)在冷加工過(guò)程中在材料內(nèi)部引入塑性變形和大量殘余應(yīng)力,使材料產(chǎn)生硬化和應(yīng)力集中,同時(shí)產(chǎn)生大量的位錯(cuò)和空位缺陷,這些都會(huì)使高應(yīng)力區(qū)材料力學(xué)性能變差,應(yīng)力腐蝕敏感性增大[13]。綜上,認(rèn)為三通存在較大冷變形且未進(jìn)行固溶熱處理消除殘余應(yīng)力是導(dǎo)致三通服役過(guò)程中發(fā)生開(kāi)裂的主要原因。另外,根據(jù)相關(guān)文獻(xiàn)報(bào)道,18Cr-9Ni不銹鋼在較大冷變形條件下,當(dāng)C質(zhì)量分?jǐn)?shù)超過(guò)0.04%時(shí),會(huì)加速其焊接過(guò)程中的敏化及碳化物析出[14]。檢測(cè)發(fā)現(xiàn)三通的C含量高于標(biāo)準(zhǔn)上限值,C含量偏高,容易在焊接過(guò)程中發(fā)生敏化,導(dǎo)致晶界粗化或在晶界附近形成鉻的碳化物,晶間貧鉻,材料晶間腐蝕敏感性提高。
大量滑移帶的存在導(dǎo)致基體內(nèi)部存在較大殘余應(yīng)力,殘余應(yīng)力是造成三通開(kāi)裂的主要應(yīng)力來(lái)源,服役過(guò)程中周邊直管產(chǎn)生的拉應(yīng)力也是應(yīng)力來(lái)源。兩者共同作用為三通沿晶應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂提供了受力條件。
綜上所述,三通開(kāi)裂為潮濕海洋大氣環(huán)境中的沿晶應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂,冷加工變形導(dǎo)致的顯微組織異常,硬度過(guò)高,殘余應(yīng)力增大是導(dǎo)致其發(fā)生沿晶應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂的主要原因。
3. 結(jié)論
冷變形導(dǎo)致三通存在較大的殘余拉應(yīng)力,造成基體硬度偏高,材料內(nèi)部缺陷大量增加,材料的電化學(xué)活性提高。同時(shí),大的冷變形產(chǎn)生的滑移帶及大量位錯(cuò)導(dǎo)致晶界脆性增加,為Cr等元素提供快速擴(kuò)散的通道,使焊接過(guò)程中晶界的敏化及碳化物的析出加速,這是導(dǎo)致三通沿晶應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂的主要原因。為避免低壓氮?dú)庀到y(tǒng)不銹鋼管件再次發(fā)生開(kāi)裂等腐蝕失效,提出如下建議：管件制造過(guò)程中需對(duì)其進(jìn)行充分固溶處理,消除組織缺陷,減小管件硬度,降低其應(yīng)力腐蝕敏感性；同時(shí),選用碳含量更低的不銹鋼作為管件材料。
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