316L奧氏體不銹鋼堿液儲罐開裂原因

郭 凱, 李心剛, 孔晨光, 張志明

(大亞灣核電運營管理有限責任公司, 深圳 518000)

不銹鋼材料的堿致應力腐蝕開裂，簡稱“堿脆”或“堿裂”，許多文獻已對其展開了報道[1-8]，但多數研究集中在高溫條件下，而中低溫條件下不銹鋼堿脆的相關研究較少。不銹鋼堿脆失效的案例也多發生在高溫環境中[9-10]，在中低溫時發生的失效案例較為少見。國內某核電站制氫機儲罐材料為316L奧氏體不銹鋼，罐內介質為KOH溶液，工作壓力為700 kPa～800 kPa。該儲罐在服役8 a后，其下封頭發生開裂。筆者對儲罐進行了理化檢驗及不同區域的應力狀態分析，研究了該儲罐開裂的原因并提出了改進建議。

1 理化檢驗

1.1 宏觀觀察和滲透檢測

泄漏儲罐由筒體和橢圓封頭焊接而成，封頭可分為直邊段與彎曲段，如圖1a)所示。外壁貫穿裂紋位于封頭直邊段，裂紋上尖端距熔合線約8 mm，下尖端距熔合線約13 mm，裂紋總長度約為5 mm。

圖1 滲透檢測前后儲罐泄漏區域宏觀形貌

對儲罐進行液體滲透檢測，結果表明：除貫穿裂紋外，儲罐外壁未發現其他裂紋；內壁靠近焊縫兩側發現較多裂紋，既有垂直于焊縫的軸向裂紋，也有平行于焊縫的環向裂紋，如圖1b)所示。軸向裂紋僅位于距焊縫熔合線約13 mm以內的封頭直邊段區域，周向均勻分布，長短不一。較長裂紋上尖端距熔合線1～2 mm，下尖端距熔合線約13 mm；較短裂紋上尖端距熔合線約4 mm，下尖端距熔合線約10 mm，將此裂紋記為A類裂紋，貫穿裂紋即為A類裂紋。環向裂紋位于焊縫兩側距熔合線1～3 mm，筒體側裂紋記為B1類裂紋，封頭側裂紋記為B2類裂紋。泄漏儲罐裂紋分布宏觀示意如圖2所示。

圖2 泄漏儲罐裂紋分布示意

1.2 化學成分分析

采用PMI MASTER Smart型電火花直讀光譜儀對筒體、封頭母材進行化學成分分析，結果如表1所示，兩者化學成分均滿足ASTM A473-2017StandardSpecificationforStainlessSteelForgings標準的要求。

表1 筒體和封頭母材的化學成分 %

1.3 金相檢驗

在筒體和封頭母材處取樣，利用Axio Observer A3型光學顯微鏡進行金相檢驗。儲罐母材的顯微組織形貌如圖3所示。筒體母材顯微組織為奧氏體+少量退火孿晶，晶粒度為6級；封頭母材顯微組織為奧氏體+大量形變孿晶和滑移帶，晶粒度為3.5級。

圖3 儲罐母材顯微組織形貌

1.4 硬度測試

利用MHV-50Z/V3.0型數顯維氏硬度計對儲罐各部位進行硬度測試。筒體及封頭母材硬度分別為165 HV,248 HV。焊縫、筒體側熱影響區、封頭側熱影響區硬度分別為171 HV,188 HV,165 HV,筒體側、封頭側平均厚度分別為3.71,4.24 mm。筒體為正常固溶退火態316L鋼。ASTM A473—2017標準中對316L鋼的硬度未作明確要求，但參考GB/T 3280—2015 《不銹鋼冷軋鋼板和鋼帶》標準可知，316L鋼硬度要求不大于220 HV，可見封頭硬度較高，這與其組織中含有大量形變孿晶和滑移帶有關，為冷作硬化態316L鋼。

1.5 裂紋形貌分析

1.5.1 裂紋表面分析

在儲罐內壁，對A類和B類裂紋表面進行取樣分析，取樣位置如圖4所示。試樣經弧面削平、拋光及侵蝕后，用光學顯微鏡進行觀察，微觀形貌如圖5所示，可見兩類裂紋在表面均沿晶擴展。A類裂紋中心位置較寬，兩端較細，封頭側熱影響區出現明顯粗晶區和細晶區，總長約為4 mm；筒體側熱影響區只出現粗晶區，長約0.8 mm，未發現細晶區。封頭側母材含有大量形變孿晶和滑移帶，形變、畸變程度高，焊接受熱時發生靜態再結晶。靠近焊縫部位由于溫度較高，再結晶后發生晶粒長大，形成粗晶區，離焊縫稍遠的區域只發生了靜態再結晶，晶粒未長大形成細晶區。筒體側母材為固溶退火態，其形變、畸變程度差，再結晶驅動力不夠，由于靠近焊縫部位溫度較高，故直接發生晶粒長大，形成粗晶區；由于距離焊縫稍遠的區域溫度低于晶粒長大溫度，故只發生了回復而未發生結晶，未出現類似封頭側的細晶區，無法直接判斷熱影響區范圍。筒體與封頭母體材料均為316L不銹鋼，導熱系數一致，焊縫兩邊熱影響區范圍基本相同，由封頭側熱影響區范圍推斷，筒體熱影響區寬度約為4 mm。由此可知，一部分A類裂紋的一側尖端位于熱影響區，另一側尖端位于封頭直邊段，中心位置位于封頭直邊段；另一部分A類裂紋均位于封頭直邊段；所有B類裂紋均位于焊縫兩側的熱影響區內。

圖4 儲罐內壁裂紋表面取樣位置

1.5.2 裂紋截面分析

圖6，7分別為兩類裂紋壁厚方向的顯微組織形貌。A類裂紋由儲罐內壁沿晶向外壁擴展，擴展深度不一，嚴重處幾乎已貫穿儲罐全壁厚，裂紋尖端分叉，晶界未敏化，具有典型沿晶應力腐蝕裂紋特征。B1和B2類裂紋主要位于焊縫兩側的熱影響區，裂紋沿晶擴展，尖端分叉，晶界未敏化，具有典型沿晶應力腐蝕裂紋特征。A，B1，B2類裂紋處的顯微硬

圖6 A類裂紋壁厚方向的顯微組織形貌

圖7 B類裂紋壁厚方向的顯微組織形貌

度分別為242 HV，171 HV，157 HV。B2類裂紋區硬度大幅下降的原因是原始形變的奧氏體晶粒焊接后發生了靜態再結晶。

為了進一步分析A類裂紋在儲罐內壁的起源位置，沿同一條裂紋長度方向，在中心位置及兩側解剖并測其深度，結果如圖8所示。裂紋中間部位沿壁厚方向擴展深度最深，這表明A類裂紋的起源位置為裂紋長度方向的中部，由內壁表面向兩側擴展。

圖8 A類裂紋沿同一裂紋長度方向上不同區域的深度

1.6 殘余應力分析

采用殘余應力分析儀，以焊縫為分界，分別對筒體、封頭進行殘余應力測試，每個位置均測試0°(平行于焊縫方向)和90°(垂直于焊縫方向)兩個方向，測試結果如圖9所示。筒體側0°方向和90°方向殘余拉應力區分別在距焊縫中心線約20，12 mm處；封頭側0°方向和90°方向的殘余拉應力區分別在距焊縫中心線約17，15 mm處。A類裂紋、B類裂紋均位于殘余拉應力區。

圖9 儲罐內壁不同區域殘余應力測試結果

2 綜合分析

A類裂紋和B類裂紋均位于儲罐的殘余拉應力區，均沿壁厚方向由內壁向外壁沿晶擴展。A類裂紋起源于封頭母材區，在表面垂直于焊縫向兩側擴展；B類裂紋位于焊縫兩側的熱影響區，在表面平行于焊縫擴展。封頭的制造工藝為冷沖壓成型，封頭直邊段是由原板料邊緣向內“翻邊”而成，會產生較大的塑性變形和殘余拉應力[11]。在原始冷加工殘余應力，溫度為65～70 ℃，及KOH堿液服役條件的長期作用下，產生了垂直于焊縫的沿晶應力腐蝕開裂。由于熱影響區焊接后奧氏體晶粒的回復及再結晶，原始殘余應力基本消失。由于奧氏體晶粒的冷卻收縮，熱影響區產生了焊接殘余拉應力，該殘余應力以垂直于焊縫為主，在溫度為65～70 ℃，KOH堿液服役條件的長期作用下產生了平行于焊縫的沿晶應力腐蝕開裂。

該儲罐開裂機理可用堿致應力腐蝕開裂的膜破裂理論[7,12]進行解釋。在KOH堿液環境中，儲罐內壁表面形成一層鈍化膜，該鈍化膜在較高殘余拉應力的作用下發生破裂。鈍化膜破裂后，破裂區金屬表面未及時形成鈍化膜，裸露金屬與KOH堿液接觸，OH-在表面破裂區域發生濃縮，進而與裸露金屬發生反應,裸露金屬與濃縮堿液反應生成金屬氧化膜，此氧化膜在應力作用下又發生破裂，繼而再鈍化-破裂-鈍化-破裂循環反復進行，裂紋不斷擴展延伸，最終導致儲罐發生開裂并泄漏。

3 結論與建議

(1) 儲罐內壁的環向裂紋和軸向裂紋均為堿致應力腐蝕開裂，環向裂紋主要受焊接殘余拉應力作用，而軸向裂紋主要受封頭直邊段冷加工殘余拉應力作用。

(2) 控制焊接熱輸入，降低焊接殘余應力，以避免環向裂紋；封頭冷成型后增加去應力處理工藝，降低冷加工殘余應力，以避免軸向裂紋。

(3) 為保障設備的安全運行，應加強運行過程中的滲透檢測等無損檢測措施。