王 明,王琼琦,钟继如,关凯书

(华东理工大学机械与动力工程学院,上海200237)

摘 要:某化工厂柴油加氢循环20碳钢管道发生脆性爆裂。对该管道残片分别进行去应力退 火处理和去氢处理,通过与未处理原始状态残片的显微组织和力学性能进行对比,并结合化学成分 检测和断口形貌观察等方法对管道爆裂原因进行了分析。结果表明:管道材料在长时间服役后发 生应变时效脆化,导致管道脆性爆裂;管道材料的氮元素含量相对偏高,且晶粒出现较大的变形,是 发生应变时效脆化的主要原因。

关键词:应变时效脆化;失效分析;小试样测试;柴油加氢循环管道 中图分类号:TG142.1 +5 文献标志码:B 文章编号:1000-3738(2023)08-0100-06

0 引 言

20碳钢是一种优质碳素结构钢,有着良好的韧 塑性和焊接性能,是石油化工炼制厂中压力管道的常 用材料。某化工厂柴油加氢循环管道在服役9a后 发生爆裂失效,管道材料为20碳钢,外径为40mm, 壁厚为5mm,工作温度在30~40 ℃,外壁无保温 层,工作压力为6~7MPa,管内介质为氢气。管道 爆裂造成了氢气泄漏,产生许多管道碎片。由于氢 气极易燃烧爆炸,大量氢气的泄漏十分危险。为了 防止管道爆裂事故的再次发生,作者结合实际工况 及各项理化检验结果,对管道爆裂原因进行了分析。

1 理化检验及结果

1.1 宏观形貌

该柴油加氢循环管道为竖直安装,管道整段发 生爆裂,形成的残片形貌如图1所示。可见:爆裂管道无明显变形,纵向断口居多,断口整齐;碎片大多 沿管道轴向断裂形成,未发生明显变形,呈脆断特 征;管道内壁未见明显蚀坑,未出现明显减薄现象。 20碳钢应具有良好的韧性,但从宏观断裂形貌 来看管道发生了脆性断裂,这表明其材料20碳钢在 使用 过 程 中 发 生 了 脆 化 劣 化。取 2 块 残 片 在 TNX1100-30型马弗炉中进行不同热处理,通过与 未热处理残片(原始状态残片)的组织和力学性能进 行对比来分析材料脆化劣化原因。其中:一块残片 进行去应力退火处理,在600℃保温2h,随炉冷却, 记为去应力退火残片;另一块残片进行去氢处理,在 250℃保温2h,随炉冷却,记为去氢处理残片。

1.2 显微组织 图2 去应力退火前后爆裂管道残片的显微组织 Fig 2 Microstructuresofdebrisofburstingpipebefore a andafter b stressreliefannealing 在未热处理的原始状态残片以及去应力退火残 片上,沿管道轴向取样制成金相试样,经抛光后采用 体积分数3%的硝酸乙醇溶液进行腐蚀,在 Axio Observer型光学显微镜下观察显微组织。由图2 可见,原始状态残片和去应力退火残片的显微组织 均为铁素体和珠光体,不同之处在于原始状态残片 中的晶粒取向由于经历了冷拔或轧制而存在一定的 方向性,组织为片层状铁素体和珠光体,晶粒呈扁平 状,晶粒内部存在较多的位错;经去应力退火后,铁 素体发生再结晶,晶粒取向变得更加均匀,晶粒趋于 等轴状。

1.3 断口形貌

由图3可知,爆裂管道的端部并未完全断裂。 人为将未断裂部位断开,在爆裂形成的断口(原始断 口)和人为形成的断口(人工断口)上取样,采用S3400N型扫描电镜(SEM)观察断口微观形貌。由 图4可见:原始断口形成后在空气中暴露了一段时 间,发生了一定程度的氧化,但仍能观察到一定的解 理开裂特征,存在一定的台阶状形貌,与人工断口相 似;人工断口未发生氧化,存在清晰的解理面台阶。2 个断口的微观形貌都说明爆裂管道材料发生了脆化。

1.4 化学成分

在原始状态残片上取样,采用 OBLF QS N 150-Ⅱ型光谱仪,按照 GB/T4336-2016进行化学 成分分析,按照 GB/T20124-2006测定氮元素 的含量。由表1可知:爆裂管道的化学成分符合GB/T6479-2000对20钢的要求。

1.5 拉伸性能和硬度

在原始状态残片上取拉伸试样,尺寸如图5所 示,厚度为3mm,按照 GB/T228.1-2010,采用 MTSLandmark370.10型拉伸试验机进行拉伸试 验,屈服阶段应变速率为0.00025s-1。由表2可 知,爆裂管道的强度明显高于 GB/T6479-2000中 20钢的标准指标,但断后伸长率却大幅下降。利用 ZHU2.5型万能硬度计在爆裂管道残片轴向和径向 进行硬度测试,载荷为10N,保载时间为10s,各测 3点取平均值。测得爆裂管道径向和轴向的硬度平 均值分别为240.0,236.3HV,高于20钢正常硬度 (低碳钢的硬度应在138~164HV)。

1.6 夏比冲击吸收功

爆裂管道壁厚较小,无法满足 GB/T229-2020 规定的标准冲击试样尺寸要求,只能进行小试样夏 比冲击试验。有学者对小试样夏比冲击试验进行了 研究,认为不同尺寸下的小冲击试样间的冲击能量 定量换算还有待进一步研究,但相同尺寸下的小冲 击试样的结果可以用于对比[1]。ASTM E23-18中 推荐的最小尺寸冲击试样的长度为55mm,横截面 尺寸为5mm×5mm,加工出1mm 深的45°切口, 切口根部半径为0.25mm。但受限于爆裂管道壁 厚,试验制备的小夏比冲击试样的横截面尺寸仅为 4mm×5 mm,其他尺寸与 ASTM E23-18 中的 相同。 使用RKP450型示波冲击试验机进行小试样 夏比冲击试验,试验温度为室温。试验结果表明:在 原始状态残片和去氢处理残片上切取的小冲击试样 (分别记为1# 试样和3# 试样)在冲击断裂后未出现 明显的塑性变形,而在去应力退火残片上切取的小 冲击试样(记为2# 试样)则存在相对较为明显的塑 性变形。采用S-3400N 型扫描电镜(SEM)观察冲 击断口微观形貌。由图6可见,1# 试样和3# 试样 的冲击断口呈解理断裂特征,2# 试样冲击断口上 布满韧窝,呈明显的韧性断裂特征。 1# 试样的冲击吸收功测试值为 7.09,4.04, 6.87J,3# 试样的为8.67,2.80,4.29J,可知去氢处 理后管道的断裂韧性与原始状态相近。2# 试样的 冲击吸收功测试值为11.83,12.58,7.49J,其中冲击 吸收功为7.49J的试样未发生断裂。对比可知,去 应力退火处理后管道的断裂韧性提高。管道断口的宏观形貌和微观形貌也证明了这一点。

1.7 小冲杆试验结果

小冲杆试验是一种微试样测试技术,采用的试 样为厚度0.5mm、直径10mm的小圆片,使用夹具 将其固定后利用压杆进行缓慢加载,通过分析载荷位移曲线来获取材料的力学性能[2-3]。按照 GB/T 29459.1-2012,在原始状态残片、去应力退火残片 和去氢处理残片上各取3个小圆片试样(与冲击试 验一样分别记为1# 试样、2# 试样和3# 试样),在万 能拉伸试验机改造的设备上进行小冲杆试验,试验 精度满足GB/T29459相关要求,压杆加载速度为 0.5mm·min-1。 由图7可知:2# 试样的载荷-位移曲线与其他2 种试样明显不同,这说明600℃去应力退火处理明 显改变了材料的力学性能;1# 试样与3# 试样的载 荷-位移曲线重合度较高,说明去氢处理未能明显改 变材料的力学性能。由图8可见,1# 试样断口呈脆 性特征,经600℃去应力退火处理的2# 试样发生较 大塑性变形,宏观断口不明显。 图7 小冲杆试验时不同试样的载荷-位移曲线 Fig.7 Load-displacementcurvesofdifferentspecimensin smallpunchtest 图8 小冲杆试验后不同试样的宏观形貌 Fig 8 Macromorphologyofdifferentspecimensaftersmall punchtest a 1#specimenand b 2#specimen 最大载荷之前的载荷-位移曲线与x 轴所围的 面积被定义为小冲杆能量值Esp。研究[4]表明,Esp 与断裂韧度JIC 呈正相关,即Esp 越大,JIC 越高。 计算得到1# 试样、2# 试样、3# 试样的Esp 分别为 0.7123,1.2270,0.6566J。可知,600℃去应力退 火试样的Esp 明显大于原始状态及去氢处理试样, 再次证明去应力退火提高了管道的韧性。 采用国内学者提出的一种数据库的方法来获取 材料的强度[5]。由于已采用标准拉伸试验测试了原 始状态试样的拉伸性能,且去氢处理试样与原始状 态试样的力学性能相近,故只通过数据库的方法求 取去应力退火试样的强度。由3个圆片试样的小冲 杆载荷-位移曲线,通过上述基于数据库的方法,得 到去应力退火试样的平均抗拉强度和屈服强度分别 为437,303MPa,屈强比为0.69。与表2中原始状 态试样相比,经600℃去应力退火试样的抗拉强度、 屈服强度以及屈强比均有所降低。屈强比在一定程 度上可以反映材料的塑性和冷成形性能:屈强比越 低,材料塑性和成形性能越好[6]。

2 爆裂原因分析

未进行热处理的爆裂管道残片的强度和硬度很 高,断后伸长率和冲击韧性偏低,即长时间服役后管 道材料发生了硬化脆化。经600℃去应力退火处理 后,力学性能均有较好的恢复,冲击韧性提高,拉伸 强度降低,屈强比降低。但是去氢处理后材料的力 学性能与未经热处理爆裂管道材料相似,无明显变 化。未经热处理的爆裂管道残片的断口形貌呈解理 状,经去应力退火处理后残片的断口上布满韧窝,这 也进一步表明了长期服役后管道材料本身存在脆化 劣化的问题。 该柴油加氢循环碳钢管道为临氢管道,因此首 先探讨该管道出现氢脆的可能性。氢脆分为可逆氢 脆与不可逆氢脆。小冲杆试验得到的载荷-位移曲 线表明:去氢处理前后材料的各项力学性能相近,说 明服役过程中材料未发生可逆氢脆;去应力退火处 理后材料的强度降低,韧性和塑性提高,说明服役导 致的脆化劣化损失是可逆的。这与氢脆的特征不 符。在钢制压力管道内,当氢气分压在80~100MPa 时经常会出现氢脆,并且强度高的材料更容易产生 氢脆[7]。理论上来看,产生氢脆的前提条件是氢气 分解为氢原子,进而渗入钢材。柴油加氢循环碳钢 管道服役时的实际工作温度在30~40℃,工作压力 只有6~7MPa,并不存在氢气分解为氢原子的条 件。另一方面,碳钢产生氢脆后其韧性会有所下降, 强度不会出现大幅度的提高[8-9]。因此,综合来看,20碳钢管道不存在氢脆的问题。 应变时效脆化是指冷加工变形的金属材料在服 役过程中,因碳原子和氮原子在位错处聚集形成柯 氏气团而钉扎位错,导致其强度升高、韧性下降的现 象[10-12]。材料发生应变时效脆化后,其力学性能 可以通过退火处理而恢复[10]。爆裂后管道材料 20碳钢的抗拉强度达到773MPa,屈服强度高达 675MPa,经过去应力退火处理后,强度下降,韧塑 性提高,力学性能有所恢复。从其晶粒的变形情况 来看,该管道经冷加工成形;冷变形会产生大量位 错,这是形成应变时效脆化的重要条件。综上可知, 爆裂管道具备发生应变时效脆化的条件,出现了应 变时效脆化。 金属材料中的碳元素含量越低,氮元素含量越 高,越容易发生应变时效脆化[13-14]。对于碳含量特 定的20碳钢,可通过改进冶炼技术,降低氮元素含 量来提高其抗应变时效脆化性能[14]。目前,已有多 起关于碳钢管道应变时效脆化失效的报道和研 究[15-19],氮元素含量是关键影响因素[20]。有学者通 过试验证明了氮质量分数在0.0026%~0.0080%的 钢材的冲击吸收能量处于韧脆转变期[21],而 GB/T 6479-2000规定20碳钢中的氮元素质量分数不高于 0.008%,这说明国标对氮元素含量的要求较为宽松, 仅满足国标要求并不能有效规避应变时效脆化。

3 结 论

(1)爆裂管道的开裂性质为应变时效脆化导致 的脆性开裂。冷加工成形后,管道材料的晶粒发生 较大变形,晶粒内部产生的位错为应变时效脆化提 供了条件,加上管道材料本身的氮元素作用,在长时 间服役过程中材料发生脆化导致管道爆裂。 (2)管道冷加工成形后进行适当的热处理,消 除冷加工造成的残余应力,提高钢材的纯净度,降低 氮元素含量,可降低发生应变时效脆化的概率。

来源：材料与测试网