蒸汽管道环焊缝开裂失效的启示

郁 斌 王海涛 李仕力

（1.中国石化销售有限公司华中分公司 长沙 410201）（2.中国特种设备检测研究院 北京 100029）（3.国家质检总局油气管道工程技术研究中心 北京 100029）

石化公司某高压蒸汽管道在巡检过程中被发现存在泄漏现象，现场采用了先加强后补漏的方式，加装法兰施加预紧力，在裂纹两端采用补焊工艺，裂纹中段采用空气锤冷变形处理使裂纹从表面在一定程度上弥合，成功止漏。待检修停运后，在泄漏处现场割取长度约1m的直管段，中间为环焊缝，对其进行失效分析，查找失效原因，从而制定相应的预防措施。

失效管道设计压力10.8MPa、操作压力9.7MPa、设计温度545℃、操作温度520℃，规格为DN450 （￠480×42mm)，材质12Cr1MoVG。正常运行9年后，发生管道泄露。失效部位见图1，失效环焊缝表面焊趾位置发生沿熔合线附近区域的环向开裂约400mm，裂纹穿透发生泄漏，环焊缝位于滑动支座的中心位置。

图1 失效管段现场位置

1 开裂处失效分析

1.1 断口分析

通过线切割将管段剖开，将包含裂纹的部分从开裂位置压断，使断口呈现出来。因周向裂纹的两端在现场已进行了补焊，所以端部未完全分离，但中间部分的裂纹已经穿透。失效样品沿着熔合线附近区域断裂，断裂后的两端，一端带焊缝，另一端则为母材金属。在焊缝端的断口上取断口样品，在丙酮溶液中超声波清洗15min，对断口进行肉眼、光学显微镜和扫描电镜的观察。

图2为断口照片，可以看到断裂表面均呈现明显的条状纹理。将图2（a)的断口分为两部分，分别为J1-1和J1-2，其横截面照片分别见图2（b)和图2（c)，可以看到条形纹理实际具有高低起伏的形貌，据此也可以判定多层多道焊缝沿着靠近熔合线且与之平行的母材侧区域断裂后形成了条形纹理。

图3为断口样品横截面照片，可以看到表面覆盖着一层致密的物质，为管段开裂后在高温下继续服役产生的氧化物覆盖了断开的表面，看不到原始断口的形貌特征，无法寻找断口的起裂源位置和裂纹扩展路径。

1.2 焊接接头组织结构分析

在送样管段环焊接头未发生断裂的完好位置制取焊接接头横截面金相试样，可以看到焊接为单面焊，进行了打底根焊，填充焊和盖面焊的层数大约为8～9层，与断口上的纹理条数基本吻合，失效样品沿着多层焊缝熔合线且与之平行的母材侧区域发生了断裂，并在断口上形成了条形纹理。

图4为12Cr1MoVG母材的金相组织，为贝氏体+少量铁素体，管道在高温下服役已经发生了一定程度的组织球化，贝氏体仍保留原有的区域形态，但内部的碳化物已经发生了分散球化，球化组织级别为3级。

图2 断口表面形态，左侧为钢管内表面

图3 断口横截面表面覆盖的氧化物

图4 母材组织结构

1.3 熔合线附近微观分析

在完好位置的环焊接头横截面观察熔合线附近微观结构，发现了大量平行于熔合线倾斜方向分布的裂纹等缺陷，裂纹具有沿晶开裂的特征，缺陷位置的二次电子和背散射照片见图5。在图5（a)中可以看到靠近熔合线区域粗大晶粒边界孔洞聚集的典型形貌：大量的孔洞缺陷沿着粗大晶粒的边界呈链状分布，在载荷的作用下，这些孔洞很容易发生扩展交联，并最终发生断裂。

图5 焊接各道次靠近熔合线位置大量呈断续状态的缺陷

在图5（b)中，左上部分为靠近熔合线的热影响区组织，右下部分为靠近熔合线的焊缝组织，可以看到靠近熔合线的母材侧组织粗大，生成了大量的魏氏体组织和板条结构，材料组织韧性较差，不能有效阻止裂纹的扩展。沿着粗大组织晶粒边界形成的裂纹主要为再热裂纹，这主要是因为应力等因素引起的粗大组织的晶界变形量超过了其塑性变形能力。图5（a)中可以看到，沿着粗大晶粒的晶界位置已经形成了大量断续分布的孔洞，与再热裂纹的“蠕变断裂理论”相一致，这些孔洞可以认为是高温服役状态下的蠕变损伤在塑性较差的晶界形成了网状的孔洞，孔洞在应力的作用下聚集扩展，最终形成了再热裂纹导致发生断裂。

此外，在熔合线附近区域还发现了图6所示的夹杂缺陷，可以看到缺陷边界比较尖锐，这种缺陷最容易成为应力集中的裂纹源，在缺陷的尖锐位置已经形成了微裂纹。

图6 焊缝夹杂缺陷SEM照片

2 理化性能分析

2.1 化学成分

管道母材12Cr1MoVG的化学成分光谱分析结果见表1，母材化学成分符合GB/T 3077—2015的要求。由于焊缝包含多个道次的焊缝金属，各道次金属化学成分会稍有不同，对焊缝化学成分共进行了9个点的测试，光谱分析结果见表1。可见焊缝化学成分的平均值与母材成分相比较，成分体系基本相同，焊接过程中合金元素的耗损并不严重。

根据晶内二次强化的观点，把再热裂纹产生的原因归结于再热过程中沉淀强化相（Cr、Mo、V）在晶内的析出。在此基础上，把易形成沉淀强化相的元素对再热裂纹的影响，归纳成表达再热裂纹敏感性的经验公式：即 ∆G= C r + 3 . 3 M o + 8 . 1 V + 1 0C −2，当∆G＞2时，则易产生裂纹；当∆G＜1. 5时，则不易产生裂纹。由表1计算可知∆G= C r + 3 . 3 M o + 8 . 1V + 10C− 2 = 2 . 423 ＞ 2，本钢种对再热裂纹比较敏感，则更应重视焊接工艺对接头组织的影响。

表1 母材及焊缝各点化学成分 （W/%）

2.2 硬度

在焊缝横截面的上表面和下表面分别按管内侧母材、热影响区、焊缝、热影响区、管外侧母材的顺序，沿两条直线测试硬度，表2为焊接接头的硬度测试结果，可见焊缝金属和近缝区的硬度较高。

表2 焊接接头维氏硬度HV10

2.3 拉伸性能

沿管道的轴向制取2个焊接接头板状拉伸试样，经拉伸试验测试，焊接接头的抗拉强度最低为576MPa，满足标准GB/T 3077—2015中该材料的最低抗拉强度不低于490MPa的要求，且两个拉伸试样的断裂位置均为母材。

2.4 夏比冲击韧性

对焊接接头的冲击韧性进行测试，以评价其断裂韧性是否满足要求。因样品较厚，在壁厚中心和表面下2mm分别取焊缝中心、热影响区的横向夏比冲击试样，在常温、0℃、-20℃下各进行一组夏比冲击试验（每组取3个试样），试验结果见表3。

经夏比冲击吸收功测试，焊缝表面和壁厚中心的冲击韧性差别不大，但韧性普遍较低，常温下多数夏比冲击吸收功值低于27J，壁厚中心处3个试样的吸收功平均值为26.5J，最低吸收功仅为12J，不满足标准GB/T 20801—2006中母材、焊缝金属、热影响区夏比冲击吸收功平均值均不低于27J的要求。焊接接头热影响区常温下的冲击韧性较高，但在0℃下甚至有部分测试结果低于27J。

表3 冲击试验结果

3 主要启示

石化公司某蒸汽管道发生泄漏，直管段环焊缝在焊趾位置发生周向开裂失效，通过对失效样品进行断口形貌、组织结构和理化性能等测试分析，主要结论如下：

1）失效环焊缝沿着靠近熔合线母材侧断裂，断裂路径与多层多道焊接形成的熔合线完全平行，在断口表面形成了明显的高低起伏的条状纹理。

2）环焊缝为根焊+多层多道的填充盖面焊工艺，各层焊道靠近熔合线母材侧位置存在大量的再热裂纹、未熔合等缺陷，且大量的孔洞沿着粗大晶粒的边界呈链状分布。上述缺陷很容易在载荷作用下引起孔洞聚集、裂纹产生和扩展，并最终发生断裂。管道高温下服役的蠕变损伤在韧塑性较差的粗大晶粒晶界位置形成了大量链状分布的孔洞缺陷是导致失效的内在因素。

3）母材与焊缝成分体系基本相同，焊接接头强度较高，但焊缝硬度高，韧性不足，常温下焊缝夏比冲击吸收功最低仅为12J，平均值不高于27J，焊缝韧性不满足GB/T 20801—2006等标准的要求。

综上所述，靠近熔合线位置的组织晶界韧塑性较差，存在大量链状分布的孔洞缺陷，且发现的边界比较尖锐的夹杂缺陷最容易成为应力集中的裂纹源，以上因素相互耦合，是造成失效的主要原因。

企业后续采用TOFD、超声等先进的无损检测方法对该条管道所有的环焊缝进行了检测，发现了较多的焊接缺陷，管道安装质量问题比较突出。从企业预防控制该类失效发生的角度出发，应加强环焊施工现场监督管理，严格执行焊接施工工艺规范。此外，在管道进行定期检验时，应采取更先进的无损检测技术，对环焊接头进行重点检验监控，防止此类失效的发生。同时，管道安装完成后建议适当地抽样对其理化性能进行验证。

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