再熱主汽門軸封蒸汽疏水管線失效分析

趙 亮，趙 婷，李光福

（1.秦山第三核電廠，海鹽314300；2.中國科學院嘉興應用化學工程中心，嘉興314000；3.上海材料研究所 上海市工程材料應用與評價重點實驗室，上海200437）

2009年初，秦山第三核電廠2號機組再熱主汽門軸密封蒸汽疏水管線4115-5169在靠近閥體管咀的對接焊縫上游發(fā)生斷裂泄漏，有蒸汽冒出。該管線功能為再熱主汽門軸封疏水，管線上端與運行溫度為240℃的再熱主汽門管咀承插焊接，下端對空，即管內(nèi)服役環(huán)境為高溫水蒸汽，外部環(huán)境為汽機大廳的室溫常壓空氣環(huán)境，管外涂覆高溫防腐蝕層，發(fā)生泄漏前已累計投運6a。

失效管段沿豎直方向安裝，現(xiàn)場照片見圖1，管線連接示意圖見圖2，其具體連接形式為再熱主汽門管咀-承插角焊縫-Hitachi直管段-對接焊縫-Bechtel直管段，此處對接焊縫為Hitachi和Bechtel兩家設計單位的分界，Hitachi直管段和Bechtel直管段均為低碳鋼材質(zhì)，Hitachi直管段材料按照JIS G 3454（STP410）供貨，Bechtel直管段材料按照ASME A106B供貨，兩種管段的規(guī)格均為NPS1／2，Sch80s（外徑21.3mm，壁厚3.73mm）。

為明確管線失效機理，對現(xiàn)場截取斷口下面的管段進行宏觀檢查、材質(zhì)檢驗、內(nèi)表面腐蝕形貌及斷口檢驗分析。

1 宏觀檢查

失效管段由Hitachi直管段、對接焊縫和Bechtel直管段3部分組成，見圖3（a）所示，斷裂部位位于對接焊縫上游約25mm處，管段一端為上游的泄漏處斷口，一端為下游的機械切割口。實測管外徑為22mm，焊縫寬度大約為10mm。上游管口形貌見圖3（b），管內(nèi)被黑黃色腐蝕產(chǎn)物充滿，腐蝕嚴重，斷口處有效壁厚減薄到1mm以下，斷口局部存在塑性變形，可以判斷為管段最終斷裂區(qū)。焊縫下游機械切割管口形貌見圖3（c），內(nèi)壁附著少量黃黑色腐蝕產(chǎn)物，壁厚基本等同于管道名義壁厚，說明未發(fā)生嚴重的局部腐蝕。從斷口塑性變形區(qū)中心位置處將失效管段沿軸線對剖，縱剖面研磨拋光并用4%硝酸酒精浸蝕制取金相試樣，得到顯示管段各部分金相和內(nèi)壁腐蝕狀況的宏觀照片（見圖4），依照宏觀形貌將管段內(nèi)表面分為嚴重腐蝕區(qū)與輕微腐蝕區(qū)。嚴重腐蝕發(fā)生在上游Hitachi直管段的母材區(qū)，斷口附近壁厚顯著減薄，黑黃色的腐蝕產(chǎn)物幾乎將管段內(nèi)部填滿。而對接焊縫、上游Hitachi直管段的熱影響區(qū)和下游Bechtel直管段的母材和熱影響區(qū)處存在少量的黃黑色腐蝕產(chǎn)物，僅發(fā)生了輕微腐蝕。嚴重腐蝕區(qū)與輕微腐蝕區(qū)的分界線在上游Hitachi直管段的母材與熱影響區(qū)交界處。

2 管段成分分析

根據(jù)GB／T 4336-2002《碳素鋼和中低合金鋼火花源原子發(fā)射光譜分析方法（常規(guī)法）》對缺陷管段進行成分分析，結(jié)果見表1。可見Hitachi直管段和Bechtel直管段的成分差別微小，均為含碳量在0.20%左右的低碳鋼，符合原設計要求。腐蝕較輕微的焊縫下游Bechtel直管段的抗腐蝕元素鉻和鎳反而稍低于腐蝕嚴重的焊縫上游管段，說明成分的細微差別不是腐蝕狀態(tài)存在明顯差異的主要原因。焊縫成分中碳較低、錳較高，與母材相差較大。

表1 管段各部分的化學成分 %

3 金相與腐蝕產(chǎn)物分析

采用光學顯微鏡和場發(fā)射掃描電子顯微鏡及能譜分析儀分別觀測了Hitachi直管段和Bechtel直管段及對接焊縫區(qū)的金相特征和腐蝕產(chǎn)物形貌，用能譜分析儀半定量分析了內(nèi)表面各區(qū)腐蝕產(chǎn)物的化學成分，用x-射線衍射法分析了內(nèi)表面腐蝕產(chǎn)物的物相結(jié)構(gòu)。

3.1 Hitachi直管段母材和熱影響區(qū)的金相與腐蝕產(chǎn)物分析

上游的Hitachi直管段母材區(qū)金相、腐蝕產(chǎn)物微觀形貌和成分見圖5。材料顯微組織由白色鐵素體和黑色珠光體組成，具有帶狀特征，為常見的或說正常的顯微組織。該部位腐蝕產(chǎn)物較黑較厚，而且靠近金屬基體的底層較致密，而上面的表面層較疏松。能譜半定量分析表明，腐蝕產(chǎn)物基本由氧和鐵組成，其中鐵含量約34%（原子百分比），接近但略低于Fe3O4的43%和Fe2O3的40%。分別取底層和表面層腐蝕產(chǎn)物進行X射線衍射分析，結(jié)果表明表面層腐蝕產(chǎn)物為Fe3O4，底層腐蝕產(chǎn)物也是Fe3O4類型的氧化鐵，其具體檢出物有Fe3O4和（NiFe）3O4，比例不詳。

Hitachi直管段熱影響區(qū)的金相和腐蝕產(chǎn)物微觀形貌見圖6。材料的顯微組織主要是魏氏體。腐蝕產(chǎn)物比較薄也比較疏松。能譜半定量分析表明，腐蝕產(chǎn)物基本由氧和鐵組成，其中鐵的含量約為33%，接近但略低于Fe3O4的43%和Fe2O3的40%，與母材區(qū)的腐蝕產(chǎn)物相似。

圖5 Hitachi直管母材區(qū)金相、腐蝕產(chǎn)物微觀形貌和成分

3.2 對接焊逢區(qū)的金相和腐蝕產(chǎn)物分析

對接焊逢區(qū)的金相和腐蝕產(chǎn)物微觀形貌見圖7。材料的顯微組織主要是魏氏體。腐蝕產(chǎn)物比較薄也比較疏松。能譜半定量分析表明腐蝕產(chǎn)物基本由氧和鐵組成，其中鐵含量約31%，略低于Fe3O4的43%和Fe2O3的40%。

3.3 Bechtel直管段母材及熱影響區(qū)的金相與腐蝕產(chǎn)物分析

下游的Bechtel直管段母材區(qū)的金相和腐蝕產(chǎn)物微觀形貌見圖8。母材顯微組織由白色鐵素體和黑色珠光體組成，具有帶狀特征。腐蝕產(chǎn)物薄且疏松，能譜半定量分析表明，腐蝕產(chǎn)物基本由氧和鐵組成，含少量的硅（約0.7%），鐵含量約32%，接近但略低于Fe3O4的43%和Fe2O3的40%。由于腐蝕產(chǎn)物較薄，因此只能從管內(nèi)壁剝離出一份腐蝕產(chǎn)物樣品，對其進行X射線衍射分析，結(jié)果表明腐蝕產(chǎn)物為Fe3O4類型的氧化鐵，具體檢出物有Fe3O4和（NiFe）3O4，比例不詳。其熱影響區(qū)的顯微組織及腐蝕產(chǎn)物形貌與上游Hitachi管熱影響區(qū)的相似。

圖8 Bechtel直管母材區(qū)的金相和腐蝕產(chǎn)物微觀形貌

雖然缺陷管段內(nèi)表面不同部位的腐蝕產(chǎn)物顏色有差別，但X射線衍射分析表明都是Fe3O4類型的氧化鐵，這顏色差別可能與其中的某些少量元素的含量有關。

4 斷口分析

用場發(fā)射掃描電鏡對斷口進行了觀察，絕大部分斷口處壁厚因內(nèi)壁嚴重腐蝕而減薄到1mm以下，如圖9（a）所示。高倍觀察可見到斷口上存在腐蝕產(chǎn)物，斷口多數(shù)區(qū)域可見輝紋狀微觀形貌，具有疲勞導致斷裂的疲勞輝紋特征，如圖9（b），（c）和（d）所示。可認為導致管段失效過程中尤其在在腐蝕減薄后的剩余壁厚部分存在腐蝕疲勞失效。

圖9 失效斷口微觀形貌的掃描電鏡照片

5 失效原因分析

進行了廣泛的文獻查閱，未見到相同情況失效的分析報道。比較相關的文獻主要是關于火電廠傳熱管的腐蝕［1-8］，特別是在高溫水蒸汽中氧化腐蝕的研究，溫度顯著高于本案失效情況，但這些在火電上的研究還是有重要的參考價值。

根據(jù)再熱主汽門軸封蒸汽疏水管線服役條件和失效管段的試驗結(jié)果分析，可以認為管線失效的首要原因是靠近再熱主汽門引出管咀的管段內(nèi)壁在高溫水蒸汽環(huán)境中的氧化腐蝕，其次是機組運行過程中管線振動產(chǎn)生的腐蝕疲勞，失效過程為管段內(nèi)壁產(chǎn)生腐蝕破裂缺陷并向外發(fā)展，最終導致斷裂，失效示意圖見圖10。

圖10 失效示意圖

5.1 高溫氧化腐蝕

在240℃及以下溫度，干燥空氣環(huán)境中的氧化腐蝕不可能導致如此嚴重的腐蝕，但該溫度下再熱主汽門打開／泄漏時進入管線的水蒸汽對低碳鋼的氧化腐蝕有顯著的促進作用，預計主要的化學反應如下：

常溫下覆蓋在鋼基體上的Fe3O4膜有一定保護作用；隨著溫度升高，F(xiàn)e3O4膜增厚速度加快，并可剝離，致使其對于碳鋼基體的保護作用下降。腐蝕產(chǎn)物Fe3O4膜增厚就對應碳鋼管道金屬基體有效厚度減小；腐蝕產(chǎn)物的疏松膨脹又會導致腐蝕產(chǎn)物阻礙管道的流通性，散熱散濕能力降低，使水蒸汽環(huán)境中氧化腐蝕的局部效應增強。因此，管線內(nèi)壁在高溫水蒸汽環(huán)境中發(fā)生了局部嚴重腐蝕，產(chǎn)生大量的Fe3O4類型的腐蝕產(chǎn)物，有效壁厚顯著減少，服役能力顯著減弱。

5.2 腐蝕疲勞

針對失效管段斷口發(fā)現(xiàn)的疲勞輝紋特征，在機組正常運行期間現(xiàn)場檢查了包括失效管線在內(nèi)的兩臺機組共32根再熱主汽門軸封蒸汽疏水管線，發(fā)現(xiàn)這些管線均存在較大程度的振動，缺少足夠的管道支撐。管線運行期間的振動產(chǎn)生交變應力促使低碳鋼內(nèi)表面形成的Fe3O4膜不斷破碎從而降低了對金屬基體有益的保護作用，氧化膜破碎后新鮮的金屬表面不斷裸露出來與水蒸汽和空氣等環(huán)境介質(zhì)接觸，進一步發(fā)生氧化腐蝕，隨后氧化膜再次振動破碎。如此重復的腐蝕疲勞機制加劇了低碳鋼管線內(nèi)壁的氧化腐蝕損傷，使管線局部壁厚嚴重減薄。此外，腐蝕疲勞也易誘發(fā)裂紋的萌生和擴展，成為后期管線斷裂的主要原因。

5.3 嚴重腐蝕區(qū)位置的確定

結(jié)果表明Hitachi直管段和Bechtel直管段成分接近，管線不同部位成分的差別不是決定嚴重腐蝕區(qū)位置的主要因素，嚴重腐蝕與輕微腐蝕的分界線在上段的母材與熱影響區(qū)交界處。嚴重腐蝕區(qū)位于Hitachi直管母材區(qū)，主要是因為溫度與環(huán)境介質(zhì)、振動、材料的顯微組織等因素：

（1）失效部位緊鄰再熱主汽門，由于熱傳導使其溫度較高，約200℃；再熱主汽門中的軸封疏水進入該管線后受重力作用向下流動，同時由于壓力下降在失效部位周圍迅速汽化，導致該部位在水蒸汽環(huán)境中發(fā)生快速的氧化腐蝕；此外，氧化膜在管線內(nèi)壁的疏松、膨脹和積累又阻礙了管道的流通性，散熱散濕能力下降，進一步促進了該部位的氧化腐蝕。

（2）失效部位靠近管線根部，管線振動時該部位承受的交變應力幅度大，腐蝕疲勞作用較大，加劇該處的氧化腐蝕，并最終促使剩余壁厚的疲勞斷裂。

（3）熱影響區(qū)的顯微組織為焊接過程中高溫下以較快速度冷卻形成的魏氏體，帶有較大的固溶體特征，微區(qū)內(nèi)成分差異較小；而母材為鐵素體和珠光體的平衡組織，在相組成上是充分析出的成分差異較顯著的滲碳體和鐵素體兩相，腐蝕傾向性與熱影響區(qū)比應該相對較大，因此焊縫熱影響區(qū)的腐蝕傾向性會明顯小于母材區(qū)，從而使嚴重腐蝕區(qū)止于Hitachi直管段的熱影響區(qū)邊界。

6 結(jié)論

（1）失效管段的材質(zhì)、規(guī)格等符合設計要求。

（2）管線斷裂泄漏的主要原因：①靠近閥體的管段內(nèi)壁在高溫水蒸汽中的氧化腐蝕導致壁厚顯著減薄；②管線缺乏足夠的支撐，在機組正常運行期間的振動加劇了管線的腐蝕疲勞，最終導致管線斷裂。

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