外混噴槍管線焊縫失效原因分析

蔣程宇，邢彥鋒，曹菊勇，周青云

（1.201620 上海市 上海工程技術大學 機械與汽車工程學院；2.200135 上海市 上海佳地噴霧系統有限公司）

0 引言

鋼廠高爐蒸發冷卻器使用的外混噴槍是由3層同心鋼管、彎頭和連接法蘭焊制而成，其中：外層管線鋼管的規格為Φ88.9 mm×4 mm，材料為304 型不銹鋼，內部兩層管線鋼管的規格分別為Φ48.3 mm×4 mm 和Φ33.7 mm×4 mm，材料均為310 型不銹鋼。管線中輸送的介質為水和水蒸氣，壓力范圍分別為0.4～0.8 MPa 和0.6～1 MPa，兩者壓力可以任意調節，相互間不會產生干涉，產生顆粒度在60～160 μm 的細小錐形水霧顆粒。該噴槍的設計壽命為1 年，但是在噴槍投入運行數月后發生泄漏。經初步檢查發現，在最外層鋼管和彎頭焊縫處產生穿透性裂紋。為了查明此焊縫開裂失效的原因，對其進行了失效分析。

1 理化檢驗及結果

1.1 宏觀形貌分析

從鋼廠提供的兩次失效的噴槍管線上的失效焊縫位置截取2 個試樣，1#試樣所屬的管線焊縫在焊前未進行開坡口處理，2#試樣所屬的管線焊縫在焊前進行了開坡口處理(坡口角度：30°)[1]。失效噴槍管線的宏觀形貌和1#試樣的開裂位置如圖1 所示。該裂紋出現在環焊縫上，說明該處有較大的拉應力[2-3]。將管線焊縫沿裂紋處打開，通過體式顯微鏡拍攝所得斷口的宏觀形貌如圖2 所示。該斷口未見明顯塑性變形，呈脆性端口特征，斷口右側表面有大量腐蝕產物覆蓋，左側斷口平齊，是由于焊接時未焊透導致。平齊區內表面相對平整，外表面粗糙且呈放射狀，可判斷平齊區內表面最先起裂，并向外表面和管周方向擴展[4]，該區域判定為裂紋源位置，并在圖2 中標出。

圖1 失效噴槍管線焊縫的宏觀形貌和1#試樣的開裂位置Fig.1 Macroscopic appearance of weld line of failed spray gun pipeline and cracking position of sample #1

圖2 1#試樣裂紋打開后的斷口宏觀形貌Fig.2 Macro-morphology of fracture after crack is opened

從另一失效噴槍管線和焊縫處截取2#試樣，將試樣沿裂紋打開并對焊縫試樣打磨拋光后，采用體式顯微鏡對焊縫截面進行檢驗，其結構如圖3 所示。可以看出，2#試樣裂紋位置與1#試樣裂紋位于焊縫中間不同，而是位于焊縫的焊趾處，經測量焊縫截面余高2.994 mm，壁厚4.039 mm，余高為壁厚的74.13%[2,5]。

圖3 管線焊縫截面Fig.3 Cross section of pipeline weld

1.2 化學成分

對管線進行化學成分分析，結果如表1 所示。由表1 可知，管線的化學成分符合GB/T 9711-2011 中304 型不銹鋼的要求。

表1 失效管線及焊縫的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composition of failed pipelines and welds (mass fraction)

1.3 顯微組織

在圖3 的裂紋處選取兩點進行金相分析。采用德國徠卡金相顯微鏡，根據GB/T15749-2008定量金相來進行測定，試樣制備首先經過#200以及#1500 等金相砂紙打磨，然后采用粒度為W1.5 的水拋光膏拋光，最后采用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕。腐蝕后的試樣如圖4 所示。由圖4可以看出，焊縫裂紋呈穿晶開裂，無分叉，母材顯微組織為奧氏體，焊縫顯微組織為奧氏體+形變馬氏體，形態未見異常。

圖4 焊縫裂紋處的顯微組織Fig.4 Microstructure of weld crack

1.4 SEM 形貌及EDS 能譜

將焊縫裂紋打開并采用線切割取樣，經丙酮和超聲清洗機對焊縫斷口試樣表面進行清洗。之后使用捷克FEI 公司的Quanta-250 型掃描電鏡（SEM）對焊縫裂紋表面進行形貌觀察及表面腐蝕物成分分析。由圖5 可見：斷口上的晶界較光滑，呈典型的冰糖狀，或呈巖石狀，屬脆性斷裂，是典型的沿晶型應力腐蝕斷口所具有的形貌特征[6-7]。

圖5 在不同放大倍數下的焊縫裂紋表面腐蝕形貌Fig.5 Corrosion morphology of weld crack surface under different magnifications

采用英國Oxford 公司的X 射線能量色散譜儀（EDS）對焊縫裂紋斷口表面腐蝕進行能譜分析，如圖6 所示。能譜分析表明：裂紋斷口周圍的腐蝕產物中含氧量很高，說明該區域發生了嚴重的氧腐蝕，腐蝕產物以鐵氧化物為主；焊縫裂紋斷口周圍的腐蝕產物中含有少量硫和磷元素。經檢測，腐蝕產物中的硫和磷元素來源于鋼廠蒸發冷卻器排出的混合煙氣，通過化學反應產生的還原菌（SRB）的作用下，硫元素對管線焊縫的腐蝕起了加速作用[8-9]。

圖6 裂紋斷口表面腐蝕產物EDS 分析結果Fig.6 EDS analysis results of corrosion products on the surface of crack

2 焊縫殘余應力有限元仿真分析

為分析鋼管和彎頭的焊縫余高對焊縫的應力影響，對鋼管、彎頭和焊縫建立有限元模型，以分析焊縫處的應力分布。

因焊縫實際存在，且焊縫余高不均勻，為了模型的建立方便，將取3 mm 均勻余高（試樣實際測量2.994 mm）和無余高（0 mm）兩種情況。因主要是針對焊縫的有限元分析，故取長度為88 mm的管線（焊縫兩側各44 mm）進行局部建模，管線外徑88.9 mm，壁厚4 mm，內壓1 MPa，建立有限元模型，并對其進行應力分析。焊縫有限元模型如圖7（a）所示，焊縫處局部網格加密，如圖7（b）)所示[10-11]。

圖7 焊縫有限元仿真模型Fig.7 Finite element simulation model of weld seam

2.1 余高取3 mm 時焊縫應力分析

取焊縫余高為3 mm，其有限元分析結果如圖8（a）所示。在管線焊縫處出現應力集中，焊縫處的應力最大值出現在管線內壁焊縫處，為5.826×102MPa。

圖8 焊縫余高取3 mm 時應力分布云圖Fig.8 Cloud distribution of stress when residual height of weld is 3 mm

1#試樣因焊前沒有進行開坡口處理，導致了未焊透現象，同時，焊縫因余高過高引起拉應力集中是導致焊縫處產生裂紋的原因[12]；2#試樣在焊前進行了開坡口處理，使未焊透問題得到了解決，但外壁上焊縫焊趾處應力明顯大于焊縫余高處應力，與宏觀檢測圖和金相微觀圖中試樣在焊縫焊趾處產生裂紋并開裂的實際情況相符，如圖8（b）所示。

2.2 無余高時焊縫應力分析

取焊縫余高為0 mm，其有限元分析結果如圖9 所示。在管線焊縫處沒有出現應力集中現象，應力最大值出現在管材壁上，為4.717×102 MPa。有余高時的最大應力值5.826×102 MPa 較沒有余高情況時應力增加了23.5%，過高的余高導致了焊縫處的應力集中情況嚴重。

圖9 焊縫余高取0 mm 時應力分布云圖Fig.9 Cloud distribution of stress when residual height of weld is 0 mm

3 失效原因分析

由對截取1#試樣的檢驗結果可發現，該環焊縫開裂部位斷口平齊區靠近內表面，存在焊縫未熔合及夾渣缺陷，斷口呈放射狀花樣形貌，收斂于內壁根部未熔合缺陷處，表明焊縫未熔合及夾渣缺陷為開裂源區[4,13]。

由2#試樣的檢驗結果可知，鋼管與彎頭焊縫余高較大，為2.994 mm，母材壁厚為4.039 mm，不符合GB/T 12777-2008 中“管坯余高不應大于壁厚的10%”的要求。由于焊接過程中焊接工藝的不規范導致焊縫余高的超標，從而導致焊縫處應力腐蝕開裂。

此外，在斷口能譜檢測中發現有S 元素和P元素的存在，其含量大大高于材料的含硫量，可判定為腐蝕產物。這是因為在鋼廠煉鋼過程中排除含有S，P 的化合物，與噴槍中的水和水蒸氣發生化學反應，生成H2SO4會加速鋼鐵的腐蝕。

焊縫有限元分析結果表面，焊縫余高為3 mm 時，導致管線內壁焊縫處產生應力集中，對焊縫造成應力疊加，該情況較無余高時應力增大了23.5%。

由上述可知：焊接工藝的不規范以及焊前未進行開坡口處理導致的焊縫未熔合和余高超標的共同作用下，導致了該焊縫出現裂紋，這是造成焊縫失效的主要原因。煉鋼過程中產生的S，P元素加速了裂紋的擴展。

4 結論

通過對開裂焊縫試樣的宏觀形貌、金相檢驗、電鏡與能譜分析、材料分析、有限元仿真等方面的分析，得出結論：焊接工藝的不規范導致焊縫未熔合以及余高超標導致應力集中起裂，并向焊縫內部擴展；煉鋼過程中產生的S，P 元素加速了裂紋的擴展。建議在焊接前先開坡口，解決焊縫未融合問題；焊縫焊完進行外觀檢查，對余高超標、突變、不均勻部分應進行打磨，確保焊縫余高符合標準要求，并圓滑過渡、無突變。