某高压分水器用汇管开裂原因分析

赵金兰， 南灵燕

（1. 中国石油集团石油管工程技术研究院， 西安710077；2. 长庆油田分公司物资供应处， 西安710018）

1 失效概况及裂纹宏观形貌

某高压分水器采用Q345C 钢级Φ219 mm×18 mm 锻钢汇管， 安装1 个月后出现裂痕， 补焊后按11.0 MPa 左右压力运行， 一个月后再次出现10 mm 左右裂纹， 补焊并运行1 个多月后， 汇管本体再次发生破裂， 汇管出现长约1 m 的裂缝。 汇管本体失效位置及形貌如图1所示， 从图1 可见， 汇管本体为无缝钢管， 开裂位于汇管泵与本体焊接焊趾处 （图1 （b）），由此位置沿汇管本体无缝钢管纵向开裂， 裂纹长度方向与管体轴线平行， 裂纹长度约1 m，且该裂纹已贯穿壁厚。

对断口样品进行观察， 可发现断口外表面存在长40.743 mm 的椭圆形平台， 如图2 所示。 整个断面呈多源形貌， 断口表面可见明显收敛于断口外表面放射状花样， 汇聚于汇管外表面人字纹处， 断口形貌如图3 所示。

图1 失效汇管裂纹位置及宏观形貌

图2 裂纹源区平台宏观形貌及尺寸

图3 裂纹断面源区低倍形貌

2 试验方法和结果

2.1 化学成分分析

从Φ219 mm×18 mm 汇管本体上取样， 依据GB/T 4336—2016， 采用ARL 4460 直读光谱仪对汇管本体进行化学成分分析， 分析结果见表1。 分析结果表明， 失效汇管的Mn 含量远低于GB/T 6479—2013 要求， 其他成分符合标准要求。

表1 Q345C 钢级Φ219 mm×18 mm 汇管化学成分

2.2 力学性能试验

从汇管本体正常壁厚处， 分别沿纵向取拉伸试样和横向冲击试样进行力学性能试验。 试样规格为直径10 mm、 标距50 mm 的棒状拉伸试样， 及10 mm×10 mm×55 mm 夏比V 形缺口冲击试样。 按GB/T 228.1—2010、 GB/T 229—2007[1]要求的方法分别进行纵向拉伸及夏比冲击试验， 拉伸试验为常温， 冲击试验温度0 ℃， 试验结果见表2。

表2 Q345C 钢级汇管力学性能试验结果

试验结果表明， 失效汇管本体的伸长率、冲击功均低于GB/T 6479—2013 要求， 因此材料韧性较低， 在外力的作用下极易发生脆断。

在失效汇管断口处取断口试样， 将其两端横截面磨平， 使用KB30BVZ-FA 维氏硬度计测试断口硬度， 测试点位置如图4 所示。 测试后取平均值作为对应部位硬度值， 结果见表3，断口平均硬度188HV10， 材料硬度分布无异常。

图4 硬度打点位置图

表3 汇管断口处维氏硬度测试结果

2.3 金相组织分析

从汇管焊趾附近取样， 取样位置如图5 所示。 经线切割后发现裂纹已穿透壁厚。 依据GB/T 4335—2013， 对送检汇管裂纹附近显微组织进行分析， 分析结果如图6 所示。 从图6可以看出， 基体组织包括铁素体、 珠光体和魏氏体 （脆性组织）， 焊缝、 热影响区组织为上贝氏体。

图5 金相试样取样位置

图6 汇管裂纹附近显微组织形貌

2.4 断口断面分析及能谱分析

断口裂纹源区及扩展区形貌如图7 所示。 断口表面可见明显收敛于断口外表面的放射状花样， 汇聚于汇管外表面人字纹处。 断口裂纹源区及扩展区均存在大量腐蚀产物覆盖， 放射状花样区域呈典型沿晶开裂形貌， 如图7 （a） 所示；断口试样扩展区呈沿晶扩展痕迹， 扩展区内部可见明显灰色物质， 如图7 （b） 所示。

图7 汇管断口源区及裂纹扩展区形貌

断口试样经醋酸纤维+丙酮试剂清洗后， 采用TESCAN VEGA II 扫描电子显微镜及其附带的XFORD INCA350 能谱分析仪， 对源区、 扩展区物质进行能谱分析， 裂纹源区及扩展区除主要分布Fe 和O 元素外， 均存在少量Ca、 Mn、 S 元素， 属于暴露在空气中的吸氧腐蚀产物和附属物。 能谱分析结果如图8 所示。

图8 断口试样源区及扩展区产物能谱分析结果

3 失效原因分析

经化学成分分析发现， 汇管本体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 可溶于铁素体中， 形成置换固溶体， 产生固溶强化； ②Mn也能溶于Fe3C 中， 形成（FeMn）3C 合金渗碳体； ③可增加钢中P 的相对量， 并使组织变细， 提高强度； ④Mn 与S 形成化合物MnS， 可消除S 的有害影响[2-4]。 因此Mn 是一种有益的元素， 能提高钢的强度， 消弱或消除S 的不良影响， 并能提高钢的淬透性， 降低脆性转变温度。

力学性能试验显示， 失效汇管本体的伸长率、冲击吸收能量均低于GB/T 6479—2013 要求。 表明材料韧性较低[5]， 在外力的作用下极易发生脆断。

金相分析显示， 汇管基体组织为铁素体、 珠光体和魏氏体（脆性组织）， 焊缝、 热影响区组织为上贝氏体。 魏氏组织是指在焊接的过热区内，由于奥氏体晶粒长大， 这种粗大的奥氏体在较快的冷却速度下会形成一种特殊的过热组织， 其组织特征为在一个粗大的奥氏体晶粒内会形成许多平行的铁素体（渗碳体） 针片， 在铁素体针片之间的残余奥氏体最后转变为珠光体， 这种过热组织称为魏氏组织。 过热的中碳钢或低碳钢在较快的冷却速度下易产生魏氏组织。 魏氏组织[6]的存在如果伴随晶粒粗大， 则使钢的力学性能下降， 尤以冲击性能下降为甚。 为防止出现魏氏组织， 主要措施为： ①在确定的加热条件下， 主要是控制冷却速度； ②采用完全退火可消除魏氏组织。 上贝氏体[7-11]是550～350 ℃范围内形成的贝氏体， 组织呈羽毛状， 上贝氏体的渗碳体以片状分布在界面， 很大程度上降低了材料的塑性和韧性。 魏氏组织和上贝氏体组织的出现， 都降低了材料的塑性和韧性， 这与汇管本体伸长率、 冲击吸收能量较低相互印证， 因而材料的塑性和韧性[12-15]较差。

通过对断口形貌进行宏观分析， 发现断口表面可见明显收敛于断口外表面的放射状花样， 汇聚于汇管外表面人字纹处， 具有明显的脆性断裂特征； 微观下放射状花样区域形貌呈典型沿晶开裂形貌， 扩展区呈沿晶扩展痕迹。 这都充分说明了该汇管断口具有脆性断裂特征。

综上所述， 该汇管开裂的主要原因是汇管本体制造工艺存在缺陷， 导致汇管材质中有益元素Mn 含量较低， 材料中出现了脆性魏氏组织、 上贝氏体组织， 从而使得材料脆性增大， 在一定压力作用下， 汇管本体发生脆性开裂失效。

4 结论及建议

（1） 该汇管样品的化学成分中的Mn 含量、拉伸试验中的伸长率与夏比冲击吸收能均低于GB/T 6479—2013 要求。

（2） 该汇管断裂失效主要是由于汇管本体制造工艺存在缺陷， 导致材料中存在脆性魏氏组织、 上贝氏体组织， 降低了材料韧性， 进而在外力作用下极易发生脆性断裂， 导致其断裂失效。

（3） 建议严格控制材料中的微量元素含量，并采用良好的热处理工艺， 保证材料的韧性。