四川某頁巖氣管線環焊縫的失效原因

陶詩平,范 宇,張小濤,朱文旭,周長林,文 杰

(1.四川頁巖氣勘探開發有限責任公司,成都 610056;2.西南油氣田分公司工程技術研究院,成都 610017;3.四川圣諾油氣工程技術服務有限公司,廣漢 618399;4.成都勞恩普斯科技有限公司,成都 610023)

管道的安全可靠性直接關系到油氣田的安全生產和穩定供給,而焊縫失效是管道失效的主要原因之一[1-2]。據1995～2014年美國管道失效事故統計結果,材料/焊接失效是導致管道失效最主要的原因之一[3]。焊縫失效受焊接質量、外部載荷以及腐蝕介質等多種因素影響[1]。明確其失效原因從而提出針對性的解決方案,對管道的安全維護和完整性管理及風險控制具有借鑒指導意義。

1 基本情況

2022年3月20日,四川某頁巖氣平臺出站集氣管線T接處失效,造成天然氣泄漏,其位置示意見圖1。管道為L360N無縫鋼管,尺寸D168.3 mm×6.3 mm/7.1 mm(其中直管管徑6.3 mm;彎管管徑7.1 mm),長171 m。焊接采用ER50-6焊絲進行氬弧焊(GTAW)打底,使用E5015焊條進行手工電弧焊(SMAW)填充和蓋面。該平臺投產時間為2021年11月15日,管段距T接點約30 m處于2022年1月7日已發生一次管道焊縫失效導致的天然氣泄漏。經開挖和現場射線檢測(RT)發現多處焊縫裂紋。針對該管段呈現的嚴重焊縫問題,進行多處取樣(包含失效焊縫和未失效焊縫)并分別送至三家單位進行分析,分別記為單位A、單位B和單位C。其中,單位A接收四根管段,分別標記為A1～A4(靠近T接點); 單位B接收兩根管段,分別標記為B1和B2(遠離T接點);單位C接收三根管段,分別標記為C1～C3(靠近T接點)。

圖1 焊縫泄漏位置示意Fig.1 Schematic of leakage location of weld

2 檢測結果

2.1 無損檢測

在建設期,集氣管線焊后檢查并未發現焊縫區域存在裂紋。開挖采用射線檢測(RT)以及磁粉和超聲復檢,結果見表1。需要說明,后續用于拉伸試驗的A3管段在制樣時發現1道貫穿裂紋。C2和C3管段制樣時有多處裂紋。

表1 無損檢測結果

2.2 理化檢驗

2.2.1 化學成分

采用火花直讀光譜儀(ARL 4460型和OBLFQSN750型)測試焊縫兩側母材以及焊縫的化學成分,結果見表2?？梢钥闯?所有母材各項化學成分均滿足標準GB/T 9711-2017 《石油天然氣工業 管線輸送系統用鋼管》對L360N PSL2無縫鋼管的要求;焊劑E5015各項化學成分均滿足標準GB/T 5117-2012《非合金鋼及細晶粒鋼焊條》要求;焊縫ER50-6各項化學成分均滿足標準GB/T 8110-2008《熔化極氣體保護電弧焊用非合金鋼及細晶粒鋼實心焊絲》要求。

表2 C1試樣焊縫兩側母材以及焊縫的化學成分檢測結果(質量分數)

2.2.2 力學性能

依據標準GB/T 228.1-2010《金屬材料拉伸試驗第1部分:室溫試驗方法》、GB/T 229-2020《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》和GB/T 31032-2014《鋼質管道焊接及驗收》,分別制樣并進行相應力學試驗,結果見表3。由表3可見:所有管體和焊縫的抗拉強度、沖擊韌性和維氏硬度均滿足標準要求。其中,母材和焊縫試樣拉伸過程都呈現良好的塑性,未出現異常情況。

表3 力學性能試驗結果

2.2.3 刻槽錘斷試驗

從A3管段未失效焊縫的第一象限和第三象限取焊縫刻槽錘斷試樣,依據標準SY/T 4103-2016《鋼質管道焊接與驗收》進行刻槽錘斷試驗,試驗斷口未見超標缺陷。

2.2.4 彎曲試驗

在A3和C1管段焊縫處截取面彎和背彎試樣, 按照GB/T 232-2010《金屬材料彎曲試驗方法》進行測試,測試設備分別為WZW-1000型彎曲試驗機和美特斯CMT5305型電子萬能試驗機。試驗結果表明,背彎小面彎試樣在彎曲過程中都具有良好塑形,未產生任何裂紋,滿足SY/T 0452-2012《石油天然氣金屬管道焊接工藝評定》標準要求。

2.3 裂紋缺陷分析

2.3.1 宏觀形貌

目視觀察結果表明:管件內壁均無明顯腐蝕坑,含失效焊縫試樣的宏觀形貌見表4,表中a、d、g、j為管件焊縫截面;b、e、f、h、i為焊縫宏觀形貌;c為B1管段裂紋位置示意。

表4 含失效焊縫試樣宏觀形貌匯總

2.3.2 微觀形貌

依據GB/T 13298-2015《金屬顯微組織檢驗方法》,采用含裂紋管件制樣,分別采用MEF4M金相顯微鏡及圖像分析系統,OLS4100型激光共聚焦顯微鏡,VK-9710K型彩色3D激光共聚焦顯微鏡/VHX-1000型超景深顯微鏡和INSPECTF50型場發射掃面電子顯微鏡對試樣金相組織、裂紋、斷口等進行觀察分析。由圖2可見:母材的金相組織均為珠光體(P)+鐵素體(F)組織, 未發現明顯非金屬夾雜。環焊縫由焊縫、熔合區以及細晶區組成。焊縫微觀組織由晶內針狀鐵素體、粒狀貝氏體和多邊形鐵素體構成;熔合區微觀組織為粒狀貝氏體;細晶區微觀組織為多邊形鐵素體和馬奧島(MA)。熱影響區明顯出現不完全重結晶區和重結晶區, 重結晶區組織為細小的珠光體和鐵素體?？拷缚p,母材的帶狀組織逐漸消除并向細小珠光體和鐵素體組織轉變。熱影響區和焊縫交界處由于散熱較慢出現了先共析鐵素體,較為粗大,力學性能較差,裂紋往往容易在此處擴展。

圖2 母材及焊縫的微觀形貌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型超景深顯微鏡觀察C1管段內表面,發現其內表面(焊縫處內表面和母材內表面)存在直徑為300～1 000 μm、深度為50～200 μm的淺表性腐蝕坑。

2.3.3 裂紋特征

綜合A1和C1管段的裂紋形貌,失效焊縫的裂紋大多數起源于內表面焊趾處,焊趾處存在腐蝕坑,往外表面(朝焊縫融合區)擴展,裂紋在擴展過程中呈樹枝狀且有多條二次裂紋,裂紋主要呈穿晶斷裂,見圖3。整體焊縫處及熱影響區處組織無明顯異常,無晶粒異常長大現象,未觀察到明顯的塑性變形存在。

圖3 A1管段失效焊縫的裂紋形貌Fig.3 Morphology of cracks on the failed weld of A1 pipe section

而對敷設位置異于A1、C1的B1和B2的管段來說,裂紋起裂位置為熱影響區(圖4),主裂紋擴展路徑上可觀察到分支裂紋;裂紋擴展路徑上,可觀察到金相組織中存在魏氏體,表明該區域為熱影響區的過熱區,焊接過程中奧氏體晶粒發生過嚴重的長大現象。

圖4 B2管段的裂紋形貌Fig.4 Cracks morphology of B2 pipe section

使用掃描電子顯微鏡觀察B1管段截面,焊縫中存在較多顯微氣孔,焊縫根焊氬弧焊區顯微氣孔較大,氣孔接近圓形、表面光滑。

2.3.4 斷口形貌

如圖5所示:銀白色區域為未發生開裂及腐蝕的基體區域。裂紋尖端輪廓呈現出明顯的不規則形狀,呈現出類波浪狀,表面有腐蝕產物覆蓋,能譜分析結果表明其主要成分為C、O、Mn、Fe。

圖5 C1管段斷口形貌Fig.5 Fracture morphology of C1 pipe section

由圖5還可見:紅褐色區域呈現出明顯的腐蝕跡象,斷口分布著多個蝕坑,沒有開裂痕跡,由此推斷紅褐色區域是由于材料腐蝕引起的;而靠近外表面的黃褐色區域有著明顯的裂紋撕裂擴展痕跡,可以推斷裂紋在紅褐色區域發生腐蝕的位置形核,隨后在應力的作用下擴展,形成黃褐色裂紋撕裂區域;當裂紋擴展到一定區域后,焊接應力基本釋放為零,而材料良好的強度及韌性使得裂紋停止擴展,此時在腐蝕介質的作用下,裂紋尖端鈍化并形成腐蝕臺階,這也和圖中呈波浪狀的裂紋尖端對應。藍色區域是含C、O、S元素最多的區域,既存在腐蝕坑,又存在裂紋擴展的“脊”,可以推測在應力和腐蝕的耦合作用下裂紋一邊擴展、一邊被腐蝕,從而形成應力腐蝕形貌。

去除斷口表面腐蝕產物后,可見在斷口上存在短而彎曲的河流狀花樣,屬于準解理斷裂特征,為脆性斷裂,且存在較多二次裂紋,裂紋起源于焊縫焊趾位置的腐蝕坑,見圖6。

圖6 A1管段斷口的SEM形貌(去除腐蝕產物后)Fig.6 SEM morphology of fracture for A1 pipe section(after removal of corrosion products)

B1和B2管段的裂紋有別于A1和C1管段,為多點線性發源,呈放射狀向四周擴展,可觀察到多條放射性撕裂棱。整個斷口為脆性準解理和解理斷裂特征;少數區域準解理斷口清晰,個別區域能觀察到沿不同方向的解理面,見圖7。

圖7 B2管段開裂源處形貌Fig.7 SEM morphology (a) and logized inlarged view (b) at cracksource of B2 pipe section

2.4 在殺菌緩蝕劑環境中的慢應變速率試驗(SSRT)

該集氣管道輸送氣質以CH4為主,自投產起即加注殺菌緩蝕劑,加注點位于平臺外輸撬,采用連續加注方式。藥劑加注后在下游集氣站/中心站分離器取樣跟蹤,微生物數量包括硫酸鹽還原菌(SRB)、腐生菌(TGB)和鐵細菌(FB)均控制到無法檢出(絕跡稀釋法)或遠低于標準允許的水平。前期所用緩蝕劑主要成分為吡啶季銨鹽,殺菌劑為季銨鹽、季鏻鹽類,可能含有機硫,藥劑pH為6～8。由于有機硫在反應中可能形成無機硫化物,存在硫化物應力腐蝕。故通過SSRT考察了焊縫在含殺菌劑環境中的應力腐蝕(SCC)敏感性。

2.4.1 試驗條件

依據GB/T 15970.7-2017《金屬和合金的腐蝕 應力腐蝕試驗 第7部分:慢應變速率試驗》,進行不同環境中的應力腐蝕試驗。采用HDW-50K型慢應變拉伸應力腐蝕試驗機。試樣取自C2和C3管段,如圖8所示,厚度為2 mm。試驗拉伸速率為10-6s-1,每根試樣試驗時長超過48 h,試驗溫度為室溫,介質為管線使用的殺菌緩蝕劑溶液A和B?？紤]到殺菌緩蝕劑受流速、沉積物等因素影響可能在管道局部富集,試驗濃度遠高于正常使用濃度(質量分數為1%)。

圖8 慢拉伸試樣示意Fig.8 Specimen drawing for SSRT sample

2.4.2 應力腐蝕敏感性

為了表征L360N管材焊縫在服役環境中的SCC敏感性,定義應力腐蝕指數ISCC作為SCC敏感性的判據,ISCC越大SCC敏感性越高。當應力腐蝕指數ISCC小于25%時,體系沒有應力腐蝕傾向,為安全區;當ISCC為25%～35%時,體系有應力腐蝕傾向,為危險區;當ISCC大于35%,體系具有明顯的應力腐蝕傾向,為脆斷區[4]。本試驗采用塑性損失(斷后伸長率)來評價應力腐蝕敏感性,見式(1):

(1)

式中:δ空為試樣在空氣中的斷后伸長率;δ介質為試樣在試驗介質中的斷后伸長率。

2.4.3 試驗結果

SSRT后斷口位置都位于非焊縫熱影響區的母材位置,且都出現了縮頸,即試樣發生了明顯的塑性變形。SSRT結果表明:試樣在三種環境(空氣、介質A和介質B)中均存在明顯的彈性階段、屈服階段和塑形階段,為正常拉伸過程,無異常出現(圖略)。

由表5可見:ISCC遠小于通用的25%[4],考慮到試驗介質濃度遠高于正常藥劑濃度,該焊縫在殺菌緩蝕劑環境中沒有應力腐蝕傾向。

表5 試樣的SSRT結果

2.5 討論

管件基材和焊縫的化學成分、力學性能等均滿足標準要求,焊接質量也滿足要求。然而,該管段出現了多處焊縫開裂,統計結果表明,裂紋多存在于直管-彎管對接且壁厚不等的焊接處。而直管對接的B2管段存在明顯的焊接缺陷(未焊透,余高過高等)。綜合來看,焊縫處顯微組織無明顯焊縫缺陷,且各區域組織與硬度匹配,滿足工藝要求。對于不等壁厚焊接或錯邊,由于焊縫處幾何尺寸的突變,焊趾處為應力集中部位。失效焊縫兩側均發現斷裂或貫穿性裂紋。

從環焊縫金相組織、硬度分析結果來看,焊縫、熔合區、細晶區組織存在顯著差異,硬度也隨之變化。以A1管段為例,根據硬度分析結果,熱影響區的硬度最高為235 HV10,母材的硬度約為160 HV10。盡管熱影響區的硬度比母材的高出75 HV10,但仍然未超出標準規定要求。

依據GB/T 1591-2018計算《低合金高強度結構鋼》,材料的碳當量約為0.37%,淬硬傾向不高;裂紋開裂區域的顯微組織觀察沒有發現有淬硬相,而B1管件焊縫氫含量的檢測結果為1.887～2.775 mL/100 g,含有較多氫。根據焊接記錄和對當地天氣的追溯,該管段在焊接時多日處于陰雨天氣,由于野外工作且長時間處于陰雨天,懷疑水汽進入熔敷金屬中導致焊縫氫含量超標。冷卻過程中大量的溶解氫來不及逸出而被保留在金屬中,處于過飽和狀態的氫會極力擴散,從而誘發材料中三向應力區微裂,大量微裂合并形成了宏觀裂紋。

集氣管線焊后檢查并未發現焊縫區域存在裂紋,但運行數月后發現多條焊縫存在裂紋,特別是B1環焊縫周向360°均出現裂紋且為常見的根部裂紋。根據裂紋出現的時間,結合本次管段樣品分析結果,認為B1和B2管段裂紋主要為焊接冷裂紋中的延遲裂紋。

然而,由于焊接接頭處焊接材料和管材基體間存在腐蝕電位差,臨近焊縫熱影響區的電極電位通常比焊縫和管材基體的更負,這會形成電偶腐蝕,且腐蝕會發生在電位更負的熱影響區[10-11]。加入緩蝕劑通常會減小電位差[12],從而對焊縫起到保護作用。但由于焊縫本身余高超高以及焊瘤等缺陷的存在,焊縫附近流型改變形成渦流,破壞了緩蝕劑成膜,導致熱影響區受到腐蝕而形成腐蝕坑。結合由于不等厚焊接造成的焊趾根部應力集中,焊縫的破壞形式主要表現為應力腐蝕破環。

3 結論與建議

3.1 結論

(1) 根據化學成分、硬度、彎曲、拉伸、沖擊、刻槽錘斷和金相組織等檢測結果,失效管段母材及焊縫均符合標準要求。

(2) 管段樣品焊縫存在不同程度的焊接余高超標、咬邊、焊瘤、錯邊、燒穿、未焊等缺陷。不等壁厚焊接接頭易于在焊趾處存在應力集中。

(3) 裂紋多數起于焊縫根部附近熱影響區,裂紋表現為脆性準解理斷裂特征,裂紋外擴展路徑上有大量細小分支;裂紋起裂和擴展方式為沿晶和穿晶混合型,裂紋尖端可見大量沿鐵素體晶界分布的過熱組織。焊縫韌性較好,裂紋以韌性斷裂方式優先沿過熱組織和魏氏體組織擴展。

(4) 本管段焊縫位置裂紋產生主要是應力和腐蝕的耦合作用導致了應力腐蝕。部分管線裂紋為焊接冷裂紋中的延遲裂紋,管道焊縫的應力集中和焊縫中氫含量超標促進了裂紋的發展。

3.2 建議

(1) 針對不等壁厚焊接接頭內壁焊趾位置的不連續過渡造成的應力集中問題,可通過改進不等壁厚焊接接頭的坡口形式,嚴格按照不等壁厚焊接接頭專項工藝規程以及探索焊后熱處理消除不等壁厚焊接接頭應力的可行性。

(2) 在陰雨潮濕天氣施工的情況下,應嚴格按照相關工藝規程操作,及時發現缺陷并進行處理,同時做好集氣管道運行過程中的跟蹤檢測工作。

致謝作者感謝中國石油集團工程材料研究院有限公司、中國石油西南油氣田分公司天然氣研究院、西南交通大學焊接所給與的材料性能分析和失效原因的討論和幫助。