大型鍛造法蘭脆性開(kāi)裂原因分析

付 饒，杜風(fēng)貞，武志勇

(1.中國(guó)船級(jí)社，北京 100006;2.國(guó)家有色金屬質(zhì)量監(jiān)督檢驗(yàn)中心，北京 100088;3.中石油管道建設(shè)項(xiàng)目經(jīng)理部，北京 100101）

0 引言

ASTM A694 F60是高壓傳輸用管法蘭、管件、閥門(mén)和相關(guān)零件用碳鋼，是美國(guó)壓力容器的一種常用材料，這類鋼具有強(qiáng)度較高，合金含量低的優(yōu)點(diǎn)，適合于大型承壓管件［1］。其主要性能指標(biāo)與國(guó)內(nèi)的Q420相當(dāng)，大型高壓鍛造管法蘭國(guó)內(nèi)部分還采用16Mn制造，這種鋼性能相當(dāng)于美國(guó)的ASTM A350 LF2鋼。

國(guó)內(nèi)對(duì)Q420或Q345鋼大型鍛造管法蘭斷裂研究較多［2-4］，而對(duì)于進(jìn)口的采用ASTM A694－F60制造的大型鍛造管法蘭法脆斷分析鮮有報(bào)道。某北方大型天然氣傳輸企業(yè)一材質(zhì)為ASTM A694－F60，型號(hào)為30'的進(jìn)口管法蘭組件發(fā)生爆裂，該組件由管法蘭和管道通過(guò)焊接連接而成，未經(jīng)投入使用僅在系統(tǒng)調(diào)試試壓過(guò)程中，便發(fā)生了法蘭頸部爆裂，此次事故對(duì)相關(guān)設(shè)備、廠房、造成較大的破壞，嚴(yán)重影響了工程項(xiàng)目進(jìn)度，也對(duì)未來(lái)安全運(yùn)行帶來(lái)了隱患，有必要研究其失效原因。

通過(guò)對(duì)該爆裂法蘭管件的2個(gè)部分進(jìn)行斷口宏觀、微觀觀察，化學(xué)成分分析，金相組織檢查、力學(xué)性能分析、能譜分析等工作，確定法蘭爆裂失效的主要原因，并通過(guò)模擬實(shí)驗(yàn)驗(yàn)證分析結(jié)果的正確性，闡明法蘭脆性斷裂的機(jī)理，最后給出改進(jìn)措施。

1 試驗(yàn)過(guò)程及結(jié)果

1.1 宏觀觀察

通過(guò)對(duì)法蘭斷口進(jìn)行宏觀觀察，發(fā)現(xiàn)裂紋貫通整個(gè)法蘭頸部，使法蘭斷為兩截，裂紋完全位于法蘭一側(cè)，部分裂紋位于法蘭頸部變徑處靠近焊縫的位置。法蘭頸部為管法蘭壁厚最薄處，該處也是法蘭外壁承受拉應(yīng)力最大的部位。斷口整體較平整，呈銀灰色，存在大量肉眼可見(jiàn)的閃光小刻面，無(wú)明顯的塑性變形特征，屬于脆性斷口(圖1)。以螺栓孔順序作為標(biāo)號(hào)，主裂紋可能的起源區(qū)域?yàn)?～14號(hào)之間的某處，主裂紋產(chǎn)生后沿法蘭圓周分別向兩個(gè)方向發(fā)展最終在3～4號(hào)間的位置交匯;標(biāo)號(hào)為8～14間的這段斷口距焊縫較近，離焊縫趾部距離約2～5 mm，其中標(biāo)號(hào)為9號(hào)處斷口最靠近焊縫邊緣處，根據(jù)裂紋走向推知該區(qū)域可能是裂紋源區(qū)，如圖2中白色箭頭所指處，但8～14間的任一位置均可能為裂紋源頭。

1.2 材質(zhì)分析

該法蘭材質(zhì)為ASTM A694 F60屬于低合金高強(qiáng)度鋼，根據(jù)工藝資料顯示，法蘭的熱處理制度為900℃正火，保溫時(shí)間為8 h，出爐空冷。依據(jù)法蘭組件的焊接工藝規(guī)程，法蘭在焊接前應(yīng)作110±10℃的預(yù)熱，及焊后需保溫緩冷等處理，經(jīng)查證施工方的焊接實(shí)施記錄發(fā)現(xiàn)焊接施工措施得當(dāng)，無(wú)技術(shù)及管理問(wèn)題。為此，對(duì)法蘭進(jìn)行了如下化學(xué)成分、力學(xué)性能、金相顯微組織及斷口微觀形貌觀察及能譜分析等測(cè)試工作。

1)化學(xué)成分分析

依據(jù)ASTM A694標(biāo)準(zhǔn)規(guī)定的F60標(biāo)準(zhǔn)成分及相關(guān)合金元素對(duì)法蘭取樣進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果表明失效樣品的化學(xué)成分合格。

2)力學(xué)性能

對(duì)法蘭本體及焊縫做了拉伸性能實(shí)驗(yàn)，測(cè)試結(jié)果如表1所示;同時(shí)還對(duì)兩者做了沖擊試驗(yàn)，特別是對(duì)法蘭做了一系列的溫度點(diǎn)(溫度范圍－40～80℃)的沖擊韌性實(shí)驗(yàn)，結(jié)果見(jiàn)表2。

表1 法蘭及焊縫拉伸試驗(yàn)結(jié)果Table 1 Tensile properties of flange and welded seam

從表1數(shù)據(jù)可知，法蘭本體材料拉伸試驗(yàn)以美標(biāo)ASTM A694 F60的標(biāo)準(zhǔn)為評(píng)判依據(jù)時(shí)，其屈服強(qiáng)度低于規(guī)定值，可判定為力學(xué)性能不合格;焊縫的拉伸各項(xiàng)指標(biāo)明顯高于法蘭本體的性能。

由表2沖擊試驗(yàn)結(jié)果可知，法蘭的低溫沖擊功很小，斷口均呈脆性，可見(jiàn)法蘭脆韌轉(zhuǎn)變溫度不在－40～80℃之間，已經(jīng)超出失效部件的服役溫度環(huán)境;依據(jù)ASTM A707中最低一級(jí)要求的L1級(jí)的沖擊試驗(yàn)規(guī)定值作為評(píng)判依據(jù)時(shí)［5］，即試件在－29℃時(shí)，平均沖擊功不低于33 J，法蘭的沖擊韌性顯然不合格。作為對(duì)比試驗(yàn)，焊縫的室溫沖擊功均在250 J以上，其值遠(yuǎn)高于同溫度條件下法蘭本體的沖擊功，沖擊斷口呈韌性斷裂特征。

表2 沖擊試驗(yàn)結(jié)果Table 2 Results of impact tests

對(duì)法蘭、焊縫及熱影響區(qū)作了硬度測(cè)試，結(jié)果顯示法蘭本體硬度約為185 HB，在焊縫部分及焊接熱影響區(qū)進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，結(jié)果顯示最高硬度值為257 HV，熱影響區(qū)如果產(chǎn)生了馬氏體組織，與基體硬度相比該區(qū)的顯微硬度會(huì)有顯著提高;因此，說(shuō)明焊接熱影響區(qū)未出現(xiàn)淬火馬氏體組織，排除因焊接引起的力學(xué)性能的顯著變化等因素對(duì)開(kāi)裂的影響。

3)金相組織檢查

通過(guò)對(duì)法蘭縱向剖面，橫跨裂縫焊縫及法蘭本體不同部位進(jìn)行了金相組織觀察，結(jié)果發(fā)現(xiàn)特別是對(duì)焊接熱影響區(qū)的微觀組織形態(tài)進(jìn)行了觀察和評(píng)定，以分析其熱成形方式及熱處理工藝等信息，評(píng)價(jià)其顯微組織結(jié)構(gòu)及形態(tài)分布對(duì)性能的影響。

為了完整評(píng)價(jià)法蘭縱剖面的金相組織情況，在法蘭整個(gè)縱剖面上選取了7個(gè)不同部位進(jìn)行金相分析，結(jié)果發(fā)現(xiàn)顯微組織形態(tài)均相同，主要由粗大的塊狀索氏體團(tuán)和大塊角狀鐵素體構(gòu)成，是一種魏氏組織形態(tài)(圖3)。

根據(jù)金相樣品拋光態(tài)觀察結(jié)果，顯示法蘭基體比較純凈，無(wú)大塊狀或長(zhǎng)條狀?yuàn)A雜物，說(shuō)明夾雜對(duì)機(jī)械性能影響有限;圖3中顯示的許多金黃色或淡紫色方塊狀物質(zhì)，可能為鈮、鈦氮碳氮化物過(guò)度長(zhǎng)大形成的相;法蘭一側(cè)焊縫熱影響區(qū)厚度大約3 mm，沿著熱影響區(qū)由內(nèi)到外均未發(fā)現(xiàn)粗大的晶粒區(qū)，焊縫組織及熱影響區(qū)組織明顯比法蘭本體組織更細(xì)小，也未看到嚴(yán)重的淬火等有害組織出現(xiàn)，從組織上排除了焊接對(duì)開(kāi)裂的不利影響因素。

由調(diào)研取證結(jié)果可知，實(shí)際爐溫記錄圖紙溫度示數(shù)為960℃，保溫時(shí)間為4 h，顯示本法蘭實(shí)際正火溫度偏高，正常的正火工藝規(guī)范為900℃保溫8 h。為此，對(duì)法蘭取樣做了900℃保溫1 h(根據(jù)樣品的尺寸計(jì)算保溫時(shí)間，最低0.5 h)后，出爐空冷的模擬正火實(shí)驗(yàn)。圖4a、圖4b分別為模擬正火前、后的失效法蘭樣品金相顯微組織，可見(jiàn)在相同放大倍率下，模擬正火后顯微組織獲得顯著細(xì)化。

圖3 法蘭金相組織Fig.3 Microstructure of flange

4)微觀觀察及能譜分析

通過(guò)掃描電鏡對(duì)法蘭斷口觀察，發(fā)現(xiàn)9號(hào)附近位置外側(cè)表面有輕微塑性變形，且變形區(qū)接近焊縫的熔合線，雖然有輕微氧化及污染損傷，但仍然能夠看到部分微觀特征，存在塑性變形痕跡(圖5)。法蘭斷口表面整體為河流狀花樣的顯微形貌，呈典型的穿晶斷裂微觀特征(圖6);9號(hào)位置及附近區(qū)域的河流狀花樣的流向大致沿徑向向外。裂紋靠近外表面處的斷口河流狀花樣發(fā)展方向較凌亂，無(wú)明顯的取向性，符合裂紋源處的斷口顯微形貌特征。

圖4 糾正熱處理前后的顯微組織Fig.4 Microstructure of the sample

法蘭金相樣品顯微組織包含大塊狀的鐵素體和索氏體團(tuán)塊。索氏體團(tuán)內(nèi)通過(guò)掃描電鏡可見(jiàn)針片狀的魏氏片狀鐵素體組織以及細(xì)小的點(diǎn)片狀滲碳體及鐵素體(圖7)。由圖8可見(jiàn)鐵素體晶界間存在薄片狀的3次滲碳體組織。

通過(guò)電鏡能譜對(duì)金相中的方塊狀物質(zhì)分析可知，這些物質(zhì)為鈦鈮的碳化物或氮化物，這種碳化物或氮化物比較粗大，尺寸一般在5～10 μm，不能對(duì)晶界遷移起到任何的釘扎作用。

2 分析與討論

綜合分析表明:失效法蘭的化學(xué)成分合格，沖擊韌性差，金相顯微組織粗大，呈魏氏組織形態(tài)，裂紋沿法蘭頸變徑處開(kāi)裂，此處為法蘭壁厚最薄處，也是彎曲拉應(yīng)力最大的位置，顯微組織分析還排出了焊接工藝對(duì)組織及性能的有害影響。由此可見(jiàn)，法蘭爆裂失效與法蘭內(nèi)在質(zhì)量關(guān)系非常大，嚴(yán)重的魏氏粗大組織是造成法蘭脆性較大的主要內(nèi)在原因。

魏氏體的危害主要表現(xiàn)在使鋼的力學(xué)性能尤其是塑性和沖擊韌性顯著降低，同時(shí)使脆韌轉(zhuǎn)折溫度升高。造成這種粗大魏氏鐵素體組織可能的原因是熱處理時(shí)組織過(guò)熱［6-9］。由于過(guò)熱使得鈦、鈮等的碳氮化物過(guò)度長(zhǎng)大無(wú)法對(duì)奧氏體晶界作有效釘扎，晶界遷移得不到控制，使得原始奧氏體組織顯著粗大，隨后冷卻過(guò)程中由于晶粒過(guò)度粗大，且高溫區(qū)冷卻速度較快，碳來(lái)不及充分?jǐn)U散，形成魏氏組織形態(tài)，溫度降低到一定階段時(shí)，由于鍛件質(zhì)量很大，冷速顯著降低，溫度不能很快降到室溫;因此，過(guò)飽和的鐵素體仍在晶界或相界處析出三次滲碳體，進(jìn)一步增加材料的脆性，這就是法蘭出現(xiàn)魏氏組織，引起脆斷的主要機(jī)制。

廠家的生產(chǎn)記錄顯示，該批法蘭熱處理溫度記錄圖紙顯示其最終正火熱處理加熱溫度為960℃，保溫3.5 h。該法蘭的正確生產(chǎn)工藝規(guī)程為正火加熱溫度為900℃，保溫時(shí)間以最大截面尺寸計(jì)算應(yīng)為8 h。可見(jiàn)最終正火熱處理過(guò)程中，奧氏體化溫度過(guò)高是造成這種粗大過(guò)熱組織的直接原因。調(diào)查顯示法蘭制造廠家擅自提高了奧氏體加熱溫度，以縮短保溫時(shí)間，其目的是為節(jié)約能源、提高生產(chǎn)效率。

為了驗(yàn)證原因分析的正確性，進(jìn)行了一個(gè)模擬的糾正熱處理實(shí)驗(yàn)，即通過(guò)對(duì)失效法蘭截取小塊樣品作900℃保溫1 h正火，結(jié)果得到的顯微組織顯著細(xì)化，對(duì)應(yīng)沖擊功也達(dá)到了200 J，韌性提高了兩個(gè)數(shù)量級(jí)，沖擊斷口呈韌性斷裂形態(tài)?？梢?jiàn)法蘭整體可通過(guò)正確的熱處理制度以糾正該批次法蘭脆性開(kāi)裂問(wèn)題，驗(yàn)證了分析的正確性。

3 結(jié)論

1)法蘭爆裂失效的主要原因?yàn)榉ㄌm在進(jìn)行最終熱處理—正火過(guò)程中組織過(guò)熱，隨后生成了粗大的魏氏組織，使其沖擊韌性顯著降低;

2)法蘭脆斷與化學(xué)成分及焊接工藝無(wú)關(guān);

3)通過(guò)嚴(yán)格執(zhí)行最終熱處理工藝規(guī)范，特別是防止正火溫度過(guò)高造成的組織過(guò)熱現(xiàn)象的發(fā)生，可避免法蘭脆斷的發(fā)生，該批次法蘭可通過(guò)再次施加正確的正火工藝來(lái)消除法蘭脆斷問(wèn)題，提高整個(gè)系統(tǒng)的安全性。

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