贮槽封头开裂原因分析

2013-08-16王春亮

机械工程材料 2013年7期

王春亮

（上海材料研究所，上海市工程材料应用评价重点实验室，上海200437）

0 引言

某单位用以贮存三氯氢硅的贮槽筒体直径为1 900mm，长9m，筒体由6块钢板焊接而成，筒体和封头均为0Cr18Ni9（GB／T 4237—2007［1］）固溶处理钢板（相当于304不锈钢），筒体板厚16mm，封头板厚14mm，封头部分的加工工艺主要包括冲压→压鼓→旋压三个步骤；贮槽设计工作压力1.0MPa，设计工作温度55℃，顶部最高工作压力0.5MPa。该贮槽设计使用寿命20a，在使用了约3a后在封头焊缝附近发现有白色粉末状物质析出，该物质疑为封头处开裂后析出的内部贮存物，贮槽封头及取样位置见图1。为了查明白色粉末状物质析出的原因，作者对贮槽封头开裂原因进行了分析。

图1 贮槽封头宏观形貌及取样位置示意Fig.1 Macrograph of tank head cover and abridged general view of sampling position

1 理化检验及结果

1.1 宏观形貌

以封头焊缝为直径，在封头部分截取φ300mm的圆形钢板，将封头钢板记试样A，筒体钢板记为试样B。肉眼观察可见封头钢板内壁较外壁光亮，外壁表面多为氧化色，可见浅浅的白色析出物。

1.2 无损探伤

分别对钢板内壁、外壁进行渗透探伤后可知，试样A侧靠近焊缝位置存在裂纹特征，裂纹位置见图1箭头所指。

1.3 化学成分

在试样A、B上分别取样进行化学成分分析，结果见表1。可见，试样A、B的化学成分符合GB／T 4237—2007标准对0Cr18Ni9钢的技术要求。

表1 试验钢板的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of tested steel plates（mass）%

1.4 力学性能

分别在试样A、B上取样进行室温拉伸试验，根据GB／T 229—2007进行冲击试验，结果见表2。可见，试样A的抗拉强度和屈服强度均高于试样B的，但其冲击性能却不如试样B。

表2 试样A，B的力学性能Tab.2 Mechanical properties of samples A and B

1.5 晶间腐蚀性能

根据GB／T 4334—2008［2］标准中的方法 E，在试样A、B上近焊缝处与远离焊缝的基体上取三片80mm×20mm×4mm的晶间腐蚀试样，置于硫酸－硫酸铜－铜屑溶液（100g CuSO4，100mL H2SO4和水配成1 000mL溶液）中进行16h的沸腾试验，经弯曲后检验均发现了晶间腐蚀裂纹。

1.6 焊缝低倍组织

在焊缝处取样，磨光后依据 GB／T 226—1991［3］进行热酸（1∶1盐酸水溶液）浸蚀，用肉眼及放大镜观察其低倍组织，根据 GB／T 6417.1—2005［4］，未发现试样焊缝表面有裂纹、孔穴、固体夹杂、未熔合及未焊透等焊接缺陷。

1.7 断口形貌

1.7.1 宏观形貌

从探伤结果可知封头内壁裂纹长约16mm，外壁可见裂纹长约23mm。将裂纹打开成断口观察，可知裂纹源距焊缝约2.2mm。宏观可见明显的人字纹特征，由人字纹走向可知裂纹是从内壁向外壁扩展的，断口表面存在覆盖层，见图2。

图2 断口的宏观形貌Fig.2 Macrograph of fracture

1.7.2 微观形貌

将打开的断口清洗后用QUANTA400FEG型场发射扫描电子显微镜观察。由图3可见，裂纹源位于内壁处，在断口的裂纹源表面有覆盖层，可见沿晶及准解理特征。由图4，5可见，裂纹扩展区的表面上也存在覆盖层，并一直延续至外壁处；断口为混合型断口，呈沿晶、准解理及韧窝的特征。由图6可见，人工打开后新形成的断口区域也呈韧窝特征。

图3 断口裂纹源处的SEM形貌Fig.3 SEM morphologyof crack source origin

1.8 微区成分

将断口试样置于扫描电子显微镜上，采用能谱仪对覆盖层进行化学成分分析，结果见图7，可见，断口覆盖层中含较多的腐蚀性元素氯。

1.9 显微组织

1.9.1 断口处的组织

截取裂纹源处的剖面试样，经镶嵌、磨抛及化学试剂腐蚀后置于光学显微镜下观察。由图8可见，在腐蚀态下内壁表面存在腐蚀特征及多条微裂纹，微裂纹平均深度约为50μm。内壁表面的显微组织为奥氏体和少量形变马氏体，微裂纹有的呈沿晶扩展特征，有的呈穿晶扩展特征。断口处的显微组织为奥氏体和少量形变马氏体，断口表面存在明显的腐蚀现象，而且裂纹呈先沿晶后穿晶的扩展特征，如图9所示。

1.9.2 试样A、焊缝和试样B的组织

在试样A、焊缝以及试样B上分别截取金相试样，经镶嵌、磨抛及化学试剂腐蚀后置于光学显微镜下观察。由图10（a）可见，按 GB／T 10561—2005［5］中的实际检验A法评定试样A中的非金属夹杂物等级为 A0.5，B0，C0，D0.5；显微组织为奥氏体和形变马氏体，按 GB／T 6394—2002［6］评级图知其晶粒度为6级。由图10（b）可见，在焊缝中靠近试样A的热影响区显微组织为奥氏体、形变马氏体和少量铁素体。由图10（c）可见，靠近试样B的热影响区显微组织为奥氏体和少量条状铁素体，焊缝中心处的显微组织为奥氏体和铁素体。由图10（d）可见，按GB／T 10561－2005［5］中的实际检验A法评定试样B中的非金属夹杂物级别为 A0.5，B1.5，C0，D0.5；显微组织为奥氏体和少量条状铁素体，按GB／T 6394－2002［6］评级图II知其晶粒度为6级。

1.10 硬度

图10 试样A，B及HAZ的显微组织Fig.10 Microstructure of sample A（a），HAZ at the side of sample A（b）；HAZ at the side of sample B（c）and sample B（d）

对试样A、B以及试样A侧热影响区、焊缝和试样B侧热影响区进行硬度测试，加载载荷为9.803N，加载5s，保载10s，结果见表3。可见，试样A及试样A侧热影响区硬度的差异不大，并且远高于试样B及试样B侧热影响区的硬度；另外，裂纹源区的硬度和试样A侧热影响区的相当。

表3 试样A、B以及焊缝和热影响区的显微硬度Tab.3 Microhardness of sample A，sample B，weld seam and HAZ

2 开裂原因分析

通过上述检验可知，试样A、B的化学成分符合标准要求；试样A（封头）的抗拉强度、屈服强度以及硬度均较试样B（筒体）的高；晶间腐蚀试验结果以及焊接质量均符合要求［7］；断口裂纹起源于封头内壁，且裂纹源断口呈沿晶及准解理特征；试样A的显微组织为奥氏体和形变马氏体，试样B的显微组织为奥氏体和少量条状铁素体；试样A侧热影响区的硬度及断口裂纹源区的硬度较其它部位的高。

导致开裂的原因可以从以下三方面考虑。

首先，试样A的抗拉强度比试样B的高约350MPa，同时开裂位置处于焊接热影响区，存在焊接残余应力；其次，封头的直边段是加工过程中变形较大的部位，由于加工过程导致其存在拉应力，故该处还存在加工残余应力，增加了应力腐蚀敏感性。

其次，304不锈钢在冷加工过程中会产生不同程度的马氏体相变，研究发现［8－11］，形变诱发马氏体相变使304不锈钢的电化学活性增强，使材料孔蚀敏感性增强，马氏体相的存在将有利于孔蚀的发展，其含量越多，孔蚀的发展速度越快。在金相检验中发现试样A的显微组织为奥氏体和形变马氏体。可见，材料在变形过程中已经产生了相变，并形成了硬度高、脆性大的马氏体相，同时材料的组织应力相应增大。

再次，三氯氢硅是无色液体，易挥发和潮解，在空气中发生反应生成白烟，遇水反应生成氯化氢。由于三氯氢硅的物性，使得储存三氯氢硅的贮槽遇水后生成含氯离子的腐蚀性介质。对断口腐蚀产物进行能谱分析后可以发现，腐蚀产物中存在较高含量的氯元素，而且氯元素是导致304不锈钢应力腐蚀开裂的敏感性元素［12］。