四川某页岩气管线环焊缝的失效原因

2024-02-03陶诗平张小涛朱文旭周长林

腐蚀与防护 2024年1期

陶诗平,范宇,张小涛,朱文旭,周长林,文杰

(1.四川页岩气勘探开发有限责任公司,成都 610056;2.西南油气田分公司工程技术研究院,成都 610017;3.四川圣诺油气工程技术服务有限公司,广汉 618399;4.成都劳恩普斯科技有限公司,成都 610023)

管道的安全可靠性直接关系到油气田的安全生产和稳定供给,而焊缝失效是管道失效的主要原因之一[1-2]。据1995～2014年美国管道失效事故统计结果,材料/焊接失效是导致管道失效最主要的原因之一[3]。焊缝失效受焊接质量、外部载荷以及腐蚀介质等多种因素影响[1]。明确其失效原因从而提出针对性的解决方案,对管道的安全维护和完整性管理及风险控制具有借鉴指导意义。

1 基本情况

2022年3月20日,四川某页岩气平台出站集气管线T接处失效,造成天然气泄漏,其位置示意见图1。管道为L360N无缝钢管,尺寸D168.3 mm×6.3 mm/7.1 mm(其中直管管径6.3 mm;弯管管径7.1 mm),长171 m。焊接采用ER50-6焊丝进行氩弧焊(GTAW)打底,使用E5015焊条进行手工电弧焊(SMAW)填充和盖面。该平台投产时间为2021年11月15日,管段距T接点约30 m处于2022年1月7日已发生一次管道焊缝失效导致的天然气泄漏。经开挖和现场射线检测(RT)发现多处焊缝裂纹。针对该管段呈现的严重焊缝问题,进行多处取样(包含失效焊缝和未失效焊缝)并分别送至三家单位进行分析,分别记为单位A、单位B和单位C。其中,单位A接收四根管段,分别标记为A1～A4(靠近T接点); 单位B接收两根管段,分别标记为B1和B2(远离T接点);单位C接收三根管段,分别标记为C1～C3(靠近T接点)。

图1 焊缝泄漏位置示意Fig.1 Schematic of leakage location of weld

2 检测结果

2.1 无损检测

在建设期,集气管线焊后检查并未发现焊缝区域存在裂纹。开挖采用射线检测(RT)以及磁粉和超声复检,结果见表1。需要说明,后续用于拉伸试验的A3管段在制样时发现1道贯穿裂纹。C2和C3管段制样时有多处裂纹。

表1 无损检测结果

2.2 理化检验

2.2.1 化学成分

采用火花直读光谱仪(ARL 4460型和OBLFQSN750型)测试焊缝两侧母材以及焊缝的化学成分,结果见表2。可以看出,所有母材各项化学成分均满足标准GB/T 9711-2017 《石油天然气工业管线输送系统用钢管》对L360N PSL2无缝钢管的要求;焊剂E5015各项化学成分均满足标准GB/T 5117-2012《非合金钢及细晶粒钢焊条》要求;焊缝ER50-6各项化学成分均满足标准GB/T 8110-2008《熔化极气体保护电弧焊用非合金钢及细晶粒钢实心焊丝》要求。

表2 C1试样焊缝两侧母材以及焊缝的化学成分检测结果(质量分数)

2.2.2 力学性能

依据标准GB/T 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》、GB/T 229-2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》和GB/T 31032-2014《钢质管道焊接及验收》,分别制样并进行相应力学试验,结果见表3。由表3可见:所有管体和焊缝的抗拉强度、冲击韧性和维氏硬度均满足标准要求。其中,母材和焊缝试样拉伸过程都呈现良好的塑性,未出现异常情况。

表3 力学性能试验结果

2.2.3 刻槽锤断试验

从A3管段未失效焊缝的第一象限和第三象限取焊缝刻槽锤断试样,依据标准SY/T 4103-2016《钢质管道焊接与验收》进行刻槽锤断试验,试验断口未见超标缺陷。

2.2.4 弯曲试验

在A3和C1管段焊缝处截取面弯和背弯试样, 按照GB/T 232-2010《金属材料弯曲试验方法》进行测试,测试设备分别为WZW-1000型弯曲试验机和美特斯CMT5305型电子万能试验机。试验结果表明,背弯小面弯试样在弯曲过程中都具有良好塑形,未产生任何裂纹,满足SY/T 0452-2012《石油天然气金属管道焊接工艺评定》标准要求。

2.3 裂纹缺陷分析

2.3.1 宏观形貌

目视观察结果表明:管件内壁均无明显腐蚀坑,含失效焊缝试样的宏观形貌见表4,表中a、d、g、j为管件焊缝截面;b、e、f、h、i为焊缝宏观形貌;c为B1管段裂纹位置示意。

表4 含失效焊缝试样宏观形貌汇总

2.3.2 微观形貌

依据GB/T 13298-2015《金属显微组织检验方法》,采用含裂纹管件制样,分别采用MEF4M金相显微镜及图像分析系统,OLS4100型激光共聚焦显微镜,VK-9710K型彩色3D激光共聚焦显微镜/VHX-1000型超景深显微镜和INSPECTF50型场发射扫面电子显微镜对试样金相组织、裂纹、断口等进行观察分析。由图2可见:母材的金相组织均为珠光体(P)+铁素体(F)组织, 未发现明显非金属夹杂。环焊缝由焊缝、熔合区以及细晶区组成。焊缝微观组织由晶内针状铁素体、粒状贝氏体和多边形铁素体构成;熔合区微观组织为粒状贝氏体;细晶区微观组织为多边形铁素体和马奥岛(MA)。热影响区明显出现不完全重结晶区和重结晶区, 重结晶区组织为细小的珠光体和铁素体。靠近焊缝,母材的带状组织逐渐消除并向细小珠光体和铁素体组织转变。热影响区和焊缝交界处由于散热较慢出现了先共析铁素体,较为粗大,力学性能较差,裂纹往往容易在此处扩展。

图2 母材及焊缝的微观形貌Fig.2 Micro morphology of base metal and weld: (a) base metal; (b) weld; (c) fusion zone; (d) fine-grain region;(e) heat-affected zone (white F+black P); (f) junction of HAZ and weld

使用VHX-1000型超景深显微镜观察C1管段内表面,发现其内表面(焊缝处内表面和母材内表面)存在直径为300～1 000 μm、深度为50～200 μm的浅表性腐蚀坑。

2.3.3 裂纹特征

综合A1和C1管段的裂纹形貌,失效焊缝的裂纹大多数起源于内表面焊趾处,焊趾处存在腐蚀坑,往外表面(朝焊缝融合区)扩展,裂纹在扩展过程中呈树枝状且有多条二次裂纹,裂纹主要呈穿晶断裂,见图3。整体焊缝处及热影响区处组织无明显异常,无晶粒异常长大现象,未观察到明显的塑性变形存在。

图3 A1管段失效焊缝的裂纹形貌Fig.3 Morphology of cracks on the failed weld of A1 pipe section

而对敷设位置异于A1、C1的B1和B2的管段来说,裂纹起裂位置为热影响区(图4),主裂纹扩展路径上可观察到分支裂纹;裂纹扩展路径上,可观察到金相组织中存在魏氏体,表明该区域为热影响区的过热区,焊接过程中奥氏体晶粒发生过严重的长大现象。

图4 B2管段的裂纹形貌Fig.4 Cracks morphology of B2 pipe section

使用扫描电子显微镜观察B1管段截面,焊缝中存在较多显微气孔,焊缝根焊氩弧焊区显微气孔较大,气孔接近圆形、表面光滑。

2.3.4 断口形貌

如图5所示:银白色区域为未发生开裂及腐蚀的基体区域。裂纹尖端轮廓呈现出明显的不规则形状,呈现出类波浪状,表面有腐蚀产物覆盖,能谱分析结果表明其主要成分为C、O、Mn、Fe。

图5 C1管段断口形貌Fig.5 Fracture morphology of C1 pipe section

由图5还可见:红褐色区域呈现出明显的腐蚀迹象,断口分布着多个蚀坑,没有开裂痕迹,由此推断红褐色区域是由于材料腐蚀引起的;而靠近外表面的黄褐色区域有着明显的裂纹撕裂扩展痕迹,可以推断裂纹在红褐色区域发生腐蚀的位置形核,随后在应力的作用下扩展,形成黄褐色裂纹撕裂区域;当裂纹扩展到一定区域后,焊接应力基本释放为零,而材料良好的强度及韧性使得裂纹停止扩展,此时在腐蚀介质的作用下,裂纹尖端钝化并形成腐蚀台阶,这也和图中呈波浪状的裂纹尖端对应。蓝色区域是含C、O、S元素最多的区域,既存在腐蚀坑,又存在裂纹扩展的“脊”,可以推测在应力和腐蚀的耦合作用下裂纹一边扩展、一边被腐蚀,从而形成应力腐蚀形貌。

去除断口表面腐蚀产物后,可见在断口上存在短而弯曲的河流状花样,属于准解理断裂特征,为脆性断裂,且存在较多二次裂纹,裂纹起源于焊缝焊趾位置的腐蚀坑,见图6。

图6 A1管段断口的SEM形貌(去除腐蚀产物后)Fig.6 SEM morphology of fracture for A1 pipe section(after removal of corrosion products)

B1和B2管段的裂纹有别于A1和C1管段,为多点线性发源,呈放射状向四周扩展,可观察到多条放射性撕裂棱。整个断口为脆性准解理和解理断裂特征;少数区域准解理断口清晰,个别区域能观察到沿不同方向的解理面,见图7。

图7 B2管段开裂源处形貌Fig.7 SEM morphology (a) and logized inlarged view (b) at cracksource of B2 pipe section

2.4 在杀菌缓蚀剂环境中的慢应变速率试验(SSRT)

该集气管道输送气质以CH4为主,自投产起即加注杀菌缓蚀剂,加注点位于平台外输撬,采用连续加注方式。药剂加注后在下游集气站/中心站分离器取样跟踪,微生物数量包括硫酸盐还原菌(SRB)、腐生菌(TGB)和铁细菌(FB)均控制到无法检出(绝迹稀释法)或远低于标准允许的水平。前期所用缓蚀剂主要成分为吡啶季铵盐,杀菌剂为季铵盐、季鏻盐类,可能含有机硫,药剂pH为6～8。由于有机硫在反应中可能形成无机硫化物,存在硫化物应力腐蚀。故通过SSRT考察了焊缝在含杀菌剂环境中的应力腐蚀(SCC)敏感性。

2.4.1 试验条件

依据GB/T 15970.7-2017《金属和合金的腐蚀应力腐蚀试验第7部分:慢应变速率试验》,进行不同环境中的应力腐蚀试验。采用HDW-50K型慢应变拉伸应力腐蚀试验机。试样取自C2和C3管段,如图8所示,厚度为2 mm。试验拉伸速率为10-6s-1,每根试样试验时长超过48 h,试验温度为室温,介质为管线使用的杀菌缓蚀剂溶液A和B。考虑到杀菌缓蚀剂受流速、沉积物等因素影响可能在管道局部富集,试验浓度远高于正常使用浓度(质量分数为1%)。

图8 慢拉伸试样示意Fig.8 Specimen drawing for SSRT sample

2.4.2 应力腐蚀敏感性

为了表征L360N管材焊缝在服役环境中的SCC敏感性,定义应力腐蚀指数ISCC作为SCC敏感性的判据,ISCC越大SCC敏感性越高。当应力腐蚀指数ISCC小于25%时,体系没有应力腐蚀倾向,为安全区;当ISCC为25%～35%时,体系有应力腐蚀倾向,为危险区;当ISCC大于35%,体系具有明显的应力腐蚀倾向,为脆断区[4]。本试验采用塑性损失(断后伸长率)来评价应力腐蚀敏感性,见式(1):

(1)

式中:δ空为试样在空气中的断后伸长率;δ介质为试样在试验介质中的断后伸长率。

2.4.3 试验结果

SSRT后断口位置都位于非焊缝热影响区的母材位置,且都出现了缩颈,即试样发生了明显的塑性变形。SSRT结果表明:试样在三种环境(空气、介质A和介质B)中均存在明显的弹性阶段、屈服阶段和塑形阶段,为正常拉伸过程,无异常出现(图略)。

由表5可见:ISCC远小于通用的25%[4],考虑到试验介质浓度远高于正常药剂浓度,该焊缝在杀菌缓蚀剂环境中没有应力腐蚀倾向。

表5 试样的SSRT结果

2.5 讨论

管件基材和焊缝的化学成分、力学性能等均满足标准要求,焊接质量也满足要求。然而,该管段出现了多处焊缝开裂,统计结果表明,裂纹多存在于直管-弯管对接且壁厚不等的焊接处。而直管对接的B2管段存在明显的焊接缺陷(未焊透,余高过高等)。综合来看,焊缝处显微组织无明显焊缝缺陷,且各区域组织与硬度匹配,满足工艺要求。对于不等壁厚焊接或错边,由于焊缝处几何尺寸的突变,焊趾处为应力集中部位。失效焊缝两侧均发现断裂或贯穿性裂纹。

从环焊缝金相组织、硬度分析结果来看,焊缝、熔合区、细晶区组织存在显著差异,硬度也随之变化。以A1管段为例,根据硬度分析结果,热影响区的硬度最高为235 HV10,母材的硬度约为160 HV10。尽管热影响区的硬度比母材的高出75 HV10,但仍然未超出标准规定要求。

依据GB/T 1591-2018计算《低合金高强度结构钢》,材料的碳当量约为0.37%,淬硬倾向不高;裂纹开裂区域的显微组织观察没有发现有淬硬相,而B1管件焊缝氢含量的检测结果为1.887～2.775 mL/100 g,含有较多氢。根据焊接记录和对当地天气的追溯,该管段在焊接时多日处于阴雨天气,由于野外工作且长时间处于阴雨天,怀疑水汽进入熔敷金属中导致焊缝氢含量超标。冷却过程中大量的溶解氢来不及逸出而被保留在金属中,处于过饱和状态的氢会极力扩散,从而诱发材料中三向应力区微裂,大量微裂合并形成了宏观裂纹。

集气管线焊后检查并未发现焊缝区域存在裂纹,但运行数月后发现多条焊缝存在裂纹,特别是B1环焊缝周向360°均出现裂纹且为常见的根部裂纹。根据裂纹出现的时间,结合本次管段样品分析结果,认为B1和B2管段裂纹主要为焊接冷裂纹中的延迟裂纹。

然而,由于焊接接头处焊接材料和管材基体间存在腐蚀电位差,临近焊缝热影响区的电极电位通常比焊缝和管材基体的更负,这会形成电偶腐蚀,且腐蚀会发生在电位更负的热影响区[10-11]。加入缓蚀剂通常会减小电位差[12],从而对焊缝起到保护作用。但由于焊缝本身余高超高以及焊瘤等缺陷的存在,焊缝附近流型改变形成涡流,破坏了缓蚀剂成膜,导致热影响区受到腐蚀而形成腐蚀坑。结合由于不等厚焊接造成的焊趾根部应力集中,焊缝的破坏形式主要表现为应力腐蚀破环。