條形缺陷對L360管線鋼環焊縫硫化物應力腐蝕開裂敏感性的影響

王洪松,馮大成,付安慶,蘇 航,吳明畏,趙 果,卓 柯

(1.中原油田普光分公司 四川 達州 635000; 2.中國石油集團工程材料研究院有限公司,油氣鉆采輸送裝備全國重點實驗室 陜西 西安 710077;3.西安奧德石油工程技術有限責任公司 陜西 西安 710018; 4.長慶油田分公司第三采油廠 寧夏 銀川 750005)

0 引 言

管道輸送是常見的油氣輸送方式之一,其服役過程中的安全性與穩定性對保障國家能源安全有著重要的影響[1-3]。L360管線鋼因具有良好的機械性能與耐腐蝕性能,被廣泛用于含H2S環境下石油及天然氣的管道輸送[4-6]。研究發現[7-10]由于缺陷存在導致環焊縫發生失效是管道發生失效的主要原因,針對環焊縫失效問題相關專家學者進行了大量的研究。

焊接工藝的不達標是引起焊縫失效的主要因素。左鵬亮[11]等對近6 a來油氣輸送用管道環焊縫失效原因進行分析,認為焊接質量是引起失效的主要原因。李亮[12]等通過對12道存在裂紋缺陷環焊縫進行系統的理化檢測和缺陷分析,認為引起環焊縫開裂的焊接質量問題主要包括根焊內表面缺陷、坡口及根部未熔合、根焊硫元素偏析、填充焊坡口銅污染4類。楊鋒平[13]對5道在役X80天然氣管道切割更換的環焊縫進行力學性能試驗和缺陷解剖分析,發現環焊縫缺陷多為未熔合缺陷或由未熔合引起的裂紋缺陷,不規范焊接是引起缺陷的主要原因。陳小偉[14]等分析了管道環焊縫失效的影響因素,發現管道環焊縫失效是附加載荷、缺陷、性能劣化以及應變集中綜合作用的結果。楊鋒平[15]等對18起環焊縫失效案例進行梳理發現斷裂可發生在任何階段,未發現起裂源與焊縫缺陷有關,主要由附加載荷造成。張振永[16]則認為引發焊縫斷裂失效的重要原因是管道環焊縫的實際低強匹配。宋明[17]等研究表明焊縫韌性和強度是影響焊縫質量的關鍵因素。

服役環境是導致管線環焊縫失效的另一主要因素。李麗鋒[18]等對某輸氣管線環焊縫開裂原因進行分析,結果表明該管線環焊縫開裂低溫致管材性能脆化,在由溫度變化產生的軸向拉伸應力及焊縫殘余應力共同作用下,在焊根處未熔合與夾渣缺陷處起裂并脆性擴展。楊坤[19]等人對L360QS管道環焊縫的泄漏原因進行了系統研究和分析,結果表明裂紋由環焊縫根焊部位起裂,向外壁輻射擴展,屬于脆性斷裂,斷口處存在硫化物和氧化物,為H2S應力腐蝕開裂所引起的管道失效。

綜上所述,引起環焊縫失效的原因主要有焊接材料自身含有缺陷;現場焊接施工時焊接工藝技術不達標;服役期間環焊縫受到H2S等酸性物質腐蝕與外部載荷協同作用。

多數導致環焊縫失效的研究仍主要集中在焊縫宏觀缺陷,而對于焊縫中條狀缺陷或圓形缺陷等在含硫化氫介質中導致的應力腐蝕開裂行為研究相對欠缺,條形缺陷與圓形缺陷的區別在于:通過測量缺陷的長寬比,圓形缺陷長寬比小于等于3,而條形缺陷長寬比大于3。因此本文選用長時服役后含缺陷L360MCS管線鋼環焊縫探究缺陷對于硫化物應力腐蝕開裂敏感性的影響。通過抗硫化物應力腐蝕試驗、慢應變速率拉伸試驗、氫含量測試試驗等方法研究條形缺陷對H2S環境下L360管線鋼環焊縫硫化物應力腐蝕開裂敏感性的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗選用條形缺陷環焊縫試樣,材質為L360MCS,缺陷無損檢測照片如圖1(a)所示,缺陷尺寸為10.4 mm×3.2 mm。環焊縫的金相組織如圖1(b)所示,組織主要為:珠光體P+鐵素體F+少量貝氏體B。該環焊縫材料的化學成分見表1。從表1可見,其化學成分符合GB/T 9711-2017標準要求。

表1 L360MCS化學成分(質量分數)%

圖1 L360MCS無損檢測照片

1.2 試驗方法

1.2.1 抗硫化物應力腐蝕試驗

依據GB/T 4157-2017標準對管體、環焊縫試樣開展抗硫化物應力腐蝕(SSC)試驗。從管體及環焊縫取四點彎曲試樣,試樣尺寸為115 mm×15 mm×5 mm。試驗溶液為NACE TM0177《H2S環境中抗特殊形式的環境開裂材料的實驗室試驗方法》A溶液(初始pH值2.7),試驗持續時間:720 h,試驗應力分別為72%、85%和110%SMYS(最小屈服強度)。

1.2.2 慢應變速率拉伸試驗

用慢應變速率拉伸試驗機對環焊縫的拉伸性能進行測試,用無損檢測技術在環焊縫上定位出環焊縫條形缺陷,然后分別在含缺陷和無缺陷環焊縫區域切取試樣,試樣尺寸如圖2所示。進行H2S環境下慢應變速率拉伸試驗,慢拉伸應變速率為1×10-6s-1,試驗溫度45 ℃,總壓11 MPa,H2S分壓1.7 MPa,CO2分壓0.90 MPa;Cl-濃度為20 000 mg/L,Ca2+濃度為800 mg/L,Mg2+濃度為300 mg/L,pH=7.0,除氧2 h。

圖2 H2S環境慢應變速率拉伸試樣尺寸

1.2.3 氫含量測試試驗

用氫含量分析儀TDS-003對試樣進行氫含量測試,試樣尺寸為20 mm×5 mm×2 mm,一組試樣直接進行氫含量測試,另外一組試樣為經過400 ℃消氫處理,保溫3 h空冷,然后用氫含量分析儀測試試樣從室溫到800 ℃試樣中的氫含量,升溫速率為100 ℃/h。

2 結果與討論

2.1 抗硫化物應力腐蝕性能分析

圖3中(a),(b),(c)為管體試樣在試驗應力為72%、85%和110%SMYS時腐蝕后的宏觀照片,圖3中(d),(e),(f)為環焊縫試樣在試驗應力為72%、85%和110%SMYS時腐蝕后的宏觀照片。SSC試驗結果表明管體部分在720h內均未出現裂紋。環焊縫試樣在不同加載條件下均有試樣在熱影響區出現裂紋。

圖3 管體及環焊縫在不同應力加載條件下的SSC宏觀照片

取四點彎曲試樣裂紋處進行SSC紋萌生與擴展行為金相組織觀察,具體取樣位置示意圖如圖4所示。不同加載應力條件下管道環焊縫硫化物應力腐蝕裂紋如圖5所示?？梢钥闯?當加載載荷為72%名義屈服強度時,應力腐蝕裂紋在試樣芯部萌生,如圖5(a)和(d)所示。隨著加載載荷的升高,裂紋在試樣表面萌生,逐漸向試樣芯部擴展。不同加載應力下,裂紋擴展深度分別為1.29、2.36、3.22 mm。

圖4 金相組織及掃描電鏡觀察取樣位置示意圖

圖5 管段環焊縫不同應力加載條件下的SSC裂紋照片

對SSC裂紋進行EDS能譜分析,結果如圖6所示?？梢钥闯龃嘈粤鸭y內部均含有硫元素,為硫化物應力腐蝕開裂產物。將SSC裂紋打開,去除腐蝕產物并進行斷口觀察,其中除加載應力72%SMYS的SSC試樣由于裂紋較淺無法打開外,加載應力為85%SMYS和110%SMYS的斷口如圖7和8所示。當加載應力為85%SMYS時,斷口表面存在大量二次裂紋,如圖7(a)所示。對斷口進一步放大,斷口表面整體呈脆性斷裂,如圖7(b)所示。在部分區域可以看到準解理斷裂河流狀花樣等脆性斷裂特征,如圖7(c)所示。當加載應力為110%SMYS時,斷口表面存在大量二次裂紋且二次裂紋數量多于加載應力為85%SMYS試樣,如圖8(a)所示。對斷口進一步放大,斷口表面整體呈脆性斷裂,如圖8(b)和(c)所示。通過圖8(b)和(c),基于斷口形貌及相關二次裂紋形貌可以看出材料整體呈脆性沿晶斷裂模式。

圖6 環焊縫不同應力加載條件下的SSC裂紋EDS分析

圖8 環焊縫110%名義屈服強度加載條件下的SSC斷口形貌

產生斷裂的原因主要是由于環焊縫存在條形缺陷,同時由于環焊縫長時間服役出現性能衰變。管體與焊縫的塑性變形能力不同,兩者在外力的作用下協同變形導致熱影響區應變集中,加速氫在熱影響區的擴散與偏聚導致。此外,熱影響區相對成分、微觀組織復雜,同樣會加速氫的擴散行為,最終兩者共同作用導致硫化物應力腐蝕裂紋在熱影響區萌生和擴展。隨著彎曲加載應力的增大,試樣表面裂紋周圍區域出現了氫鼓泡現象,說明載荷的增大加速了氫的滲透與擴散行為,且氫鼓泡的萌生同樣會造成應力集中,加速局部硫化物應力腐蝕裂紋萌生和擴展,如圖3(d)(e)(f)所示。

脆性裂紋擴展深度主要與裂紋尖端塑性域、裂尖寬度與裂紋長度有關。隨著脆性裂紋的擴展深度增加,裂紋尖端塑性域逐漸增大,塑性域內晶粒間協同變形能力增加,導致脆性裂紋尖端逐漸鈍化,阻礙脆性裂紋的擴展,如圖5(d)(e)和(f)所示。對比圖7和圖8,可以看出隨著加載應力的增加,脆性裂紋擴展深度及裂紋數量增加,這主要是由于更多氫會聚集裂紋尖端,抑制裂紋尖端塑性域的增大和裂紋尖端的鈍化行為,導致脆性裂紋擴展深度隨著加載應力的增大而增大。

2.2 慢應變速率拉伸性能分析

采用慢應變速率拉伸測試,通過對比環焊縫含缺陷區域與非缺陷區域試樣在H2S環境下的應力應變曲線,進一步分析條形缺陷對于硫化物應力腐蝕開裂敏感性的影響,如圖9所示。當環焊縫不含缺陷時,試樣整體發生彈性變形,屈服,均勻塑性變形,最終斷裂,材料整體呈現延性斷裂的特征。當環焊縫含缺陷時,在H2S環境下力學性能發生衰減,特別是斷裂應變,由圖9可以看出,含缺陷環焊縫試樣在屈服點后快速發生斷裂,材料的斷裂應變約為0.024。與非缺陷區環焊縫試樣相比,斷裂應變下降4.75倍。

圖9 環焊縫試樣應力-應變曲線

含缺陷環焊縫試樣的斷口微觀組織照片如圖10所示。由斷口側面微觀組織觀察可知,試樣表面萌生大量脆性二次裂紋。對斷口整體觀察可知,斷口表面同樣存在大量的二次裂紋。此外,裂紋邊緣整體呈準解理脆性斷裂的模式,且準解理面存在大量二次裂紋及裂紋擴展臺階。隨著脆性裂紋由試樣表面逐漸向試樣內部傳播,試樣的裂紋傳播及擴展模式逐漸由脆性斷裂向韌性斷裂轉變,在斷口表面出現韌窩狀韌性斷裂特征,但韌窩深度較淺,說明韌窩萌生后并未充分生長材料即發生斷裂,與圖9的應力應變曲線相呼應,即試樣在屈服點以后及發生斷裂。

圖10 慢拉伸試樣腐蝕后微觀形貌

慢速率拉伸試樣處于高溫H2S腐蝕環境下,其本身存在的條形缺陷會隨著時間的增長逐漸長大,當達到裂紋的臨界長度以后,試樣就會斷裂。在H2S環境中也會產生不可擴散氫,不可擴散氫在圓缺、條缺未熔合區域聚集時會導致缺陷內氫壓升高從而產生應力及應變集中,基于斷裂力學將圓缺、條缺、未熔合視為已存在裂紋,根據格里菲斯理論[20]:

其中:a是裂紋寬度,m;r為彈性模量,GPa;Ers是材料表面能,J/m2;σf為拉應力,GPa。

試樣的斷裂破壞是由于已經存在的條形裂紋擴展的結果,斷裂強度取決于施加載荷前就存在于材料中的的條形裂紋大小和使其中裂紋失穩的擴展應力,當材料受到外部載荷所做的功超過裂紋擴展行形成的新表面能時,裂紋擴展而斷裂。

2.3 氫含量測試結果分析

硫化物應力腐蝕開裂是由氫導致,并且硫離子或硫化氫對氫向材質內的擴散有一定的促進作用。為了驗證前面的條形缺陷或者焊縫在運行過程中出現有氫的擴散,利用氫含量測試儀將焊縫試樣進行充氫試驗并且進行氫含量實時測試,同樣地對消氫處理后的試樣進行氫含量測試,試驗結果如圖11所示,環焊縫氫含量由0.276 ppm下降至0.181 ppm,整體氫含量下降34%。消氫處理對整個環焊縫中的不可擴散氫分布及含量有較大影響,消氫處理可明顯減少不可擴散氫含量,且部分不可擴散氫會轉化為可擴散氫。

圖11 消氫處理前后環焊縫氫含量測試結果

3 結 論

1)抗硫化物應力腐蝕試驗結果表明含條形缺陷環焊縫試樣在試驗應力為72%、85%和110%SMYS在焊縫的熱影響區出現裂紋。裂紋長度隨加載應力增大而增大,載荷的增大加劇了氫滲透與擴散造成應力集中,加速局部硫化物應力腐蝕裂紋的萌生和擴展。

2)條形缺陷環焊縫試樣與未含缺陷試樣的斷裂應變分別為0.024、0.114。含條形缺陷環焊縫試樣在屈服點后快速發生斷裂,當環焊縫不含缺陷時,試樣整體發生彈性變形,屈服,均勻塑性變形,最終斷裂,材料整體呈現延性斷裂的特征。含缺陷試樣的斷裂應變為未含條形缺陷環焊縫試樣斷裂應變的21.05%。條形缺陷增加了環焊縫硫化物應力腐蝕開裂敏感性。

3)由氫含量測試試驗可知缺陷焊縫在長期的服役過程中焊縫缺陷處會產生不可擴散氫聚集現象,而消氫處理試驗中環焊縫氫含量由0.276 ppm下降至0.181 ppm,整體氫含量下降34%,證明消氫處理可明顯減少不可擴散氫含量,且部分不可擴散氫會轉化為可擴散氫。消氫處理有效降低環焊縫硫化物應力腐蝕開裂敏感性。