16MnR發球筒爆裂失效分析

許述劍，劉小輝，黃廷勝，王延平

(1.中國石油化工股份有限公司安全工程研究院，山東青島 266071;2.中國石油化工股份有限公司油田事業部，北京 100728)

0 引言

2009年12月26日，東北某采氣廠集氣處理站天然氣外輸管道的壓力異常升高，技術人員判斷是隆冬季節管道內積水結冰而形成了冰堵，便通過發球筒向外輸管道注入甲醇來解堵。當作業人員注入甲醇引天然氣頂甲醇時，發現發球筒出、入口閥門凍住，就使用裝置循環水澆閥門解凍。澆水解凍一段時間后，緩慢開啟入口閥約1/4開度，然而，此時壓力表卻無壓力顯示，于是繼續澆水解凍入口閥門，約20 min后發球筒突然發生了爆裂(此時出口閥門未解凍打開)。

發球筒破裂情況見圖1。進氣接管破裂多塊，且法蘭面變形開裂，斷口宏觀形貌平齊、呈顆粒狀，無明顯塑性變形，符合脆性斷裂特征，見圖1(a);連帶撕裂的筒體破口形貌為V形，斷面呈纖維狀，且筒體外表面有明顯塑性變形，符合韌性斷裂特征，見圖1(b)。另外，筒體和進氣接管焊縫氬弧焊打底，單面焊雙面成型，部分角焊縫存在未熔合現象，見圖1(a)。

圖1 發球筒破裂情況

1 工藝和設備概況

該集氣處理站于2008年11月投產，是將單井氣站采集的高含CO2(＞20%)天然氣濕氣，經過脫碳、脫水、凈化處理后外輸利用。工藝流程見圖2，正常工況下，凈化后的天然氣干氣(CO2＜3%、水露點＜－15℃)自進氣管道通過跨線流入外輸管道，發球筒出、入口閥門處于關閉狀態，當進行清管作業投用發球筒時，則打開出、入口閥門，關閉跨線閥門，引入天然氣推動清管器。

圖2 發球筒工藝流程示意

發球筒規格型號 DN 500/DN 400 PN 8.0 MPa，基本參數見表1，屬二類壓力容器，設計及制造驗 收 遵 循 GB 150—1998［1］和 JB/T 4731—2005［2］。筒體及異徑管A，B類焊縫氬弧焊打底，單面焊雙面成型，射線檢測，長度100%，Ⅱ級合格。C，D類焊縫磁粉檢測，長度100%，Ⅰ級合格。沒有進行焊后消除殘余應力的熱處理。設計技術規格書中，材料要求受壓元件用鋼應做－20℃沖擊試驗(夏比V型缺口)，3個試樣的平均值≥48 J，單個試樣的試驗值≥34 J;制造與檢驗要求焊接接頭應做－20℃沖擊試驗，3個試樣的平均值≥34 J，單個試樣的試驗值≥24 J等。

現場檢查時，調閱中控室DCS數據及查閱相關資料，發現發球筒爆裂時最高操作壓力為7.2 MPa，未超出設計最高工作壓力7.6 MPa;事故發生當月本地氣候惡劣，環境溫度最低達－28℃。

表1 發球筒基本參數

2 實驗室檢驗

2.1 化學成分分析

送檢殘片見圖3，包括發球筒筒體、接管、法蘭和相關焊縫。各部件化學成分分析見表2，筒體試樣實測與設計的GB 6654—1996［3］中16MnR標稱化學成分相符。接管和法蘭試樣實測與設計的 JB 4726—2000［4］中16MnⅢ鍛標稱化學成分不符合，對比 GB/T 3077—1999［5］，接管材質為20CrMnTi鋼，對比 GB/T 699—1999［6］，法蘭材質為25#鋼。可見接管和法蘭材質與設計的16MnⅢ鍛不符。

圖3 送檢樣品整體形貌

表2 樣品各部分的化學成分測定 %

2.2 顯微組織分析

顯微組織分析表明:筒體、接管和法蘭的基體顯微組織均由鐵素體和珠光體組成;接管與筒體焊接的蓋面焊縫中，多道焊縫一次結晶組織呈粗大的柱狀晶組織，粗針狀及塊狀的先共析鐵素體沿柱狀晶界分布，粗針狀鐵素體魏氏組織向晶內生長，晶內有大量細針狀鐵素體及少量珠光體組織。多道焊縫二次重熔組織主要是細小的等軸狀分布的鐵素體、少量的粒狀貝氏體和珠光體。焊縫接管側熱影響區可分為過熱區(粗晶區)、熱影響重結晶區和熱影響不完全重結晶區，粗晶區由少量的低碳馬氏體、塊狀鐵素體和粒狀貝氏體組成，且晶粒較粗大，見圖4。

2.3 力學性能分析

接管樣品硬度測試見圖5、表3。由表3可知，與母材和焊縫相比，熱影響區各點的硬度值偏高。尤其是蓋面焊接管側熱影響區8，9，10三點的硬度值最高，最高達HV370，遠遠大于筒體側熱影響區2，3，4三點的硬度值，結合焊縫顯微組織分析可知，在焊縫的最后一道工序蓋面焊接后，未經過任何熱處理，熱影響區靠近熔池底部的粗晶區生成大量塊狀鐵素體和粒狀貝氏體，致使該區域硬度偏高。

沖擊試驗時，相關標準只規定了0℃沖擊試驗，考慮接管和法蘭低溫開裂，增加了－20℃沖擊試驗，見表4。接管及其焊縫熱影響區－20℃的沖擊功分別為3 J和6.3 J，近似為設計要求的1/10，可見接管及其焊縫熱影響區材料低溫沖擊韌性差。

2.4 焊接性能分析

接管材質不符合設計16Mn鍛的要求，錯誤選用20CrMnTi，根據碳當量公式:

圖4 熱影響區顯微組織

圖5 接管樣品的硬度測試示意圖

計算得 20CrMnTi鋼的碳當量 CE(ⅡW)=0.608，而16MnR的碳當量CE(ⅡW)=0.408，對比可知，20CrMnTi的焊接性能比16MnR差很多，采用不當的焊接工藝不能保證20CrMnTi鋼熱影響區的性能，焊接熱影響區容易出現淬硬組織，焊后若沒有熱處理，熱影響區的韌性會很差。16Mn鍛、20CrMnTi及25#鋼都不是低溫用鋼，在標準中均沒有－20℃的沖擊韌性值。因韌性是強度與塑性的綜合指標，正常熱處理狀態下20CrMnTi的沖擊韌性值是比較高的。

2.5 斷口分析

斷口宏觀分析見圖6，7，接管與筒體焊縫的接管側內表面存在大量的撕裂棱，SEM分析見圖8，微觀形貌為具有明顯解理臺階的解理斷口，在接管一側的斷口形貌符合脆性斷裂特征。結合焊縫顯微組織分析、硬度測定及焊接性能分析可知，接管側外表面焊縫熱影響區過熱粗晶區晶粒粗大，焊后未經任何回火處理，致使硬度偏高，產生脆化，在筒內高壓力作用下，粗晶區承受較大拉應力，產生微裂紋，裂紋起源于此。

表3 接管樣品硬度測量壓點位置與檢測值

表4 樣品沖擊性能測試(執行標準:GB/T 229)

圖6 接管與筒體焊縫斷口的宏觀形貌

圖7 接管上遠離焊縫的斷口形貌

圖8 接管樣品斷口形貌SEM照片

3 結論

發球筒爆裂失效是由于接管材料發生低溫低應力脆性斷裂所致。接管材料錯誤使用20CrMnTi代替了設計16MnⅢ鍛，卻仍采用原16MnR和16MnⅢ鍛的焊接工藝，碳當量對比表明，20CrMnTi鋼的焊接性能比16MnR差，接管與筒體焊接后未熱處理，使得焊縫接管側熱影響區硬度高，從而產生表層蓋面焊熱影響區過熱粗晶區脆化，在筒內高壓力作用下，粗晶區承受較大拉應力，產生微裂紋，同時，焊縫接管側熱影響區及接管母材20CrMnTi的低溫韌性差，致使裂紋快速擴展，發生瞬間脆性斷裂。在內部氣體高應力作用及強大的爆炸力作用下，裂紋沿筒體材料的軸向迅速擴展，發生筒體開裂，最終導致整個設備失效。

［1］GB 150—1998，鋼制壓力容器［S］.

［2］JB/T 4731—2005，鋼制臥式容器［S］.

［3］GB 6654—1996，壓力容器用鋼板［S］.

［4］JB 4726—2000，壓力容器用碳素鋼和低合金鋼鍛件［S］.

［5］GB/T 3077—1999，合金結構鋼技術條件［S］.

［6］GB/T 699—1999，優質碳素結構鋼［S］.