应力腐蚀敏感性论文（共8篇）
应力腐蚀敏感性论文 篇1
0 前 言
应力腐蚀开裂(SCC)是油气管线钢的重要失效形式之一,对油气集输和远距离输送的安全性有重要的影响。目前,对于油气输送管道的腐蚀防护主要采用“阴极保护+覆盖涂层”的联合防护技术[1,2,3]。但是外加电流阴极保护对管道内部难以发挥防护作用,对管道的外防护效果则依赖于土壤的导电性能。因此,探讨具有阴极保护和涂层防护双重作用的管道腐蚀控制技术具有重要的工程应用价值。
富锌涂层具有阴极保护和涂层防护的双重作用,该类涂层自20世纪50年代问世以来,经过不断发展,其技术日趋成熟,如今已被成功地应用到轮船、储油罐、桥梁以及海上采油平台等设施的腐蚀防护上[4,5,6,7,8],但尚未见到有关富锌涂层在油气输送管道腐蚀防护中的应用报道。我国酸性油气田居多,对油气管线有重要的腐蚀隐患,能否将富锌涂层作为油气输送管线的内防护技术是值得探讨的重要课题。为此,本工作选用不同强度级别的管线钢,研究了富锌涂层对其在酸性环境中的SCC敏感性的影响,同时与阴极保护进行对比,并对涂层的防护机理和功效进行了探讨。
1 试 验
1.1 试验材料
管线钢材料选用高强度级别的X80钢和低强度级别的16Mn钢,X80钢的屈服强度和抗拉强度分别为650 MPa和715 MPa;16Mn钢屈服强度和抗拉强度分别为398 MPa和540 MPa。
1.2 慢应变速率拉伸SCC试验
采用MYB - Ⅱ型慢应变速率拉伸试验机,根据前期的试验结果[9],选择5.67 mm/s的应变速率进行SCC试验。依据NACE TM 0177-2000和GB/T 9711.3-2005,管线钢的SCC试验选择酸性的5%NaCl + 0.5%CH3COOH水溶液为腐蚀环境,溶液的pH值为3.0。试验温度控制在(25±2) ℃,通过自制恒温水浴装置控温。应力腐蚀试验用试样尺寸见图1。
以SCC敏感系数F(δ)、F(Ψ)、F(A)作为SCC评价指标:
F(δ)=(δ-δ0)/δ0×100%
F(Ψ)=(Ψ-Ψ0)/Ψ0×100%
F(A)=(A-A0)/A0×100%
式中 δ、δ0——空气和腐蚀介质中的延伸率
Ψ,Ψ0——空气和腐蚀介质中的断面收缩率
A,A0——空气和腐蚀介质中断裂过程吸收的能量
敏感系数F(δ)、F(Ψ)、F(A)愈大,表示钢对SCC愈敏感。
试验中,将棒状试样工作段用水砂纸逐级打磨至1 000号,除去环向加工痕迹,再经除油→水洗→丙酮超声波清洗→无水乙醇吸水→吹干→涂层涂覆等处理。富锌涂层采用含锌量为96%的环氧树脂粘结锌基涂料。每种条件平行试样取2～3个。
2 结果与讨论
2.1 富锌涂层对管线钢SCC敏感行为的影响
表1和表2分别为16Mn和X80管线钢在空气和腐蚀环境中的动态慢应变速率拉伸试验结果。
由表可以看到,在5%NaCl + 0.5%CH3COOH环境中,2种管线钢裸件的平均寿命tf、平均单位体积断裂能A、断面收缩率Ψ以及断裂延伸率δ较空气中拉伸时均明显降低,即这两种管线钢在酸性NaCl溶液中均对SCC敏感。其中16Mn钢的SCC敏感系数的平均值依次为:F(Ψ) 41.84%;F(δ) 11.17%;F(A)8.24%;X80钢SCC敏感系数的平均值依次为:F(Ψ) 28.56%;F(δ) 19.21%;F(A) 17.17%。综合比较SCC敏感系数可以发现,X80管线钢较16Mn管线钢对SCC更为敏感,即高强度钢在NaCl环境中的SCC敏感性较大[9]。
对于16Mn管线钢,富锌涂层保护使其SCC敏感性降低,即富锌涂层能够改善16Mn管线钢在酸性NaCl环境中的抗SCC性能。然而,对于高强度级别的X80管线钢,富锌涂层不仅未提高其SCC抗力,反而导致其SCC敏感性增大,即富锌涂层对低强度管线钢和高强度管线钢的SCC敏感性的影响作用是相反的。
低倍体式放大镜下16Mn钢和X80钢未保护/被保护试样酸性试验的SCC断口形貌分别见图2和图3。由图可见,采用富锌涂层保护后,16Mn试样断口呈现明显的缩颈现象,而X80试样的断口呈现明显的脆性断裂特征。
2.2 阴极极化对管线钢SCC敏感行为的影响
为探讨富锌涂层阴极保护机制在其防护性中的作用,参照富锌涂层的自腐蚀电位(-985～-1 005 mV)对16Mn钢进行-1 000 mV阴极极化,其慢应变速率拉伸试验结果亦见表1。由表1可以看出,-1 000 mV阴极极化能够明显提高16Mn钢的SCC抗力,但是其提高程度不及涂层明显。
表3给出了X80钢在5%NaCl + 0.5%CH3COOH环境中进行不同阴极电位极化后的动态慢应变速率拉伸试验结果。
比较表2和表3的结果可以发现,-700～-1 200 mV的阴极极化均使X80钢的SCC敏感性提高(相对于未保护的裸件试样)。阴极极化电位对X80钢SCC敏感系数的影响情况见图4,由图可以看到,阴极极化电位从-700 mV降低到-1 200 mV时,SCC敏感性呈现先降低再增大的变化趋势,4种极化电位下的SCC敏感性以-800 mV情况最低,但仍然高于未保护的裸件。
试验条件:1.裸件 2.-700 mV极化 3.-800 mV极化 4.-1 000 mV极化 5.-1 200 mV极化
2.3 讨 论
图5a对比了富锌涂层和阴极保护对16Mn钢SCC敏感系数的影响,可以看到,尽管两种保护方式均使低强度级别16Mn钢的SCC敏感性降低,但富锌涂层对SCC抗力的提高更为显著。其原因是富锌涂层既具有一般涂料的物理隔离基材与环境的“被动保护”基材的作用,同时又具有牺牲阳极的阴极极化“主动保护”作用,而低强度钢的SCC机理以阳极溶解为主[10],故阴极保护能够提高其SCC抗力。富锌涂层具有物理隔离和阴极保护双重作用,因而对16Mn钢SCC抗力的提高效果优于单一相近电位下的阴极保护的作用。
表3和图4表明,X80管线钢对氢脆敏感,阴极极化能够显著提高了其SCC敏感性,即X80钢的SCC机理以氢脆为主。同时可以看到,X80钢在-800 mV阴极极化下的SCC敏感性比-700 mV和-1 000,-1 200 mV时都低,这可能是由于阳极溶解仍然对X80钢的SCC过程有一定的影响作用,-700 mV阴极极化条件下未到达完全阴极保护的作用,阳极溶解依然存在,因此,此时阴极极化析氢导致的氢脆和阳极溶解均对SCC过程有贡献,或者说此时X80钢的SCC机制为氢脆和阳极溶解共同作用[11,12,13,14,15,16],故其SCC敏感性较高。当-800 mV阴极极化时,基本达到了完全阴极保护作用,此时仅氢脆单一因素对SCC过程有贡献,然而,此时试样表面的吸氢量尚不够充分,因而SCC敏感性不及-700 mV阴极极化时的高。进一步降低阴极极化电位至-1 000 mV,X80钢试样表面吸氢量增大,氢脆作用进一步增强,故SCC敏感性进一步提高。继续降低阴极极化电位至-1 200 mV,SCC敏感性虽有提高,但不显著,表明此时表面吸氢量已足够大,氢原子的供给不是SCC过程的主导因素,氢在X80钢内部的局部富集和具体微观脆化机制成为主导因素。
表2和图5b对比了富锌涂层和阴极保护对X80钢SCC敏感系数的影响,可以看到,单独富锌涂层仍然提高了高强度级别X80钢的SCC敏感性,进一步表明X80钢对氢脆敏感,因为富锌涂层阴极极化的“主动保护”性会导致钢基体表面的加速吸氢。然而,富锌涂层保护对X80钢SCC敏感性的提高程度不及在涂层相近电位(-1 000 mV)下的单纯阴极极化提高的大,原因仍然归于富锌涂层具有的物理隔离和阴极极化双重作用,涂层的阴极极化作用促进氢脆,而物理隔离作用无论对阳极溶解还是阴极析氢均有减缓作用,故导致富锌涂层的SCC敏感性较单一阴极极化低。
3 结 论
(1)在酸性环境中,低强度级别16Mn管线钢应力腐蚀机理以阳极溶解为主,富锌涂层和-1 000 mV阴极保护均能提高其SCC抗力,但是由于富锌涂层对钢基材既具有物理隔离作用,又具有阴极极化保护作用,因而对16Mn钢SCC抗力的提高程度大于与涂层自腐蚀电位相近的阴极极化作用。
(2)在酸性环境中,高强度级别X80钢的SCC机理以氢脆为主,其SCC敏感性高于16Mn钢。阴极极化增加了X80钢的SCC敏感性,但增加程度依赖于钢表面吸氢量和对阳极溶解的抑制情况。
(3)富锌涂层提高了X80钢的SCC敏感性,但由于涂层的物理屏障作用抑制了钢表面的阴极极化吸氢量,因而涂层对X80钢SCC敏感性的提高程度低于与涂层自腐蚀电位相近的阴极极化作用。
摘要：为加强对油气管线钢腐蚀失效机理的认识,采用动态慢应变速率拉伸试验(SSRT),研究了弱酸性环境中富锌涂层与阴极保护对16Mn和X80 2种不同强度级别管线钢应力腐蚀开裂(SCC)敏感性的影响,探讨了2种管线钢的SCC机理。结果表明:在5%NaCl+0.5%CH3COOH酸性溶液中,16Mn钢的SCC机理以阳极溶解为主,富锌涂层和阴极保护均能有效提高16Mn钢的SCC抗力,前者效果优于后者;X80钢的SCC机理以氢脆为主,富锌涂层和阴极极化均促进其SCC过程,但富锌涂层提高X80钢SCC敏感性的程度低于与涂层自腐蚀电位相近的阴极极化作用。
关键词：管线钢,应力腐蚀开裂,敏感性,富锌涂层,阴极极化,慢拉伸
应力腐蚀敏感性论文 篇2
关键词：300M；应力腐蚀；防护
前言：40CrNi2Si2MoVA（300M）钢是目前起落架广泛使用的超高强度钢，其抗拉强度可达1960 MPa[1]，具有高强度和高韧性的特点，但抗应力腐蚀能力却随着强韧性的提高而降低。本文通过对影响超高强度钢应力腐蚀开裂的原因分析，根据现有的防护方法和手段，阐述超高强度钢应力腐蚀防护措施。
一、超高强度钢应力腐蚀开裂机理分析
应力腐蚀开裂是影响300M钢使用的主要破坏形式之一，金属材料在特定的环境中使用时，存在着拉伸应力，极易发生应力腐蚀，尤其是300M超高强度钢，对应力极其敏感。因此，影响应力腐蚀的因素主要是金属材料特性、腐蚀环境和拉伸应力，当三者同时存在时，应力腐蚀就会发生。防止应力腐蚀就是从产生应力腐蚀的根本原因进行分析，提高材料的抗应力腐蚀能力，阻止造成应力腐蚀的环境产生，降低零件的应力。
二、300M钢应力腐蚀因素分析
力学因素、环境因素及金属学因素是影响金属材料应力腐蚀性能的主要因素，当合金体系确定以后，应力与环境成为应力腐蚀的两个主要方面。
（一）影响应力腐蚀的环境因素
温度和介质是影响应力腐蚀环境的主要因素。当溶液介质中存在着可以造成应力腐蚀的离子种类时，在合适的温度下，很容易造成材料表面膜的破坏，促进应力腐蚀开裂敏感性[2]，同时由于电化学的作用，造成材料的抗应力腐蚀能力下降，电化学研究方法表明300M钢对3.5%的NaCl溶液相当敏感[3]。因此，改变材料的使用环境，尤其是材料使用的温度和介质的离子种类，可有效防止300M钢的应力腐蚀。
（二）影响应力腐蚀的应力因素
应力腐蚀开裂主要发生在应力产生的部位，应力的产生主要来自两个方面：一种是来自材料本身产生的应力，如材料的热处理、机械加工、焊接、表面处理等过程中，产生的残余应力；另外一种是材料在使用过程中，外部受力造成的，主要是拉伸应力，压应力不会造成应力腐蚀。当敏感材料在腐蚀介质存在的环境中，如果没有拉伸应力，将不会出现应力腐蚀。
三、超高强度钢应力腐蚀防护措施分析
起落架用300M超高强度钢的抗应力腐蚀能力提升主要从改变材料的特性、隔绝应力腐蚀环境、降低拉伸应力三个方面制定防护措施。
（一）改变材料的制造工艺
材料中的杂质会造成材料性能的下降，同时也会在应力腐蚀环境中加速材料的腐蚀。300M钢采用真空热处理技术，避免了渗氢，零件表面光亮，无氧化脱碳、增碳和晶界氧化等缺陷，提高了零件的表面质量，控制S含量和硫化物，获取高纯度300M超高强度钢，提高在腐蚀环境中的疲劳裂纹扩展速率。
（二）改变产品的应力状态
产品设计过程中，通过改变外部结构，如增加过渡圆角，采用整体模锻，减少焊接和机械加工，保证其表面的完整性，能有效降低材料的应力水平，提高材料的抗應力腐蚀能力。针对材料的内部拉应力，通过表面强化技术，如挤压强化、喷丸强化、滚压强化等手段，使拉伸应力变为压应力，提高材料的抗应力腐蚀能力。
（三）表面防护技术
对300M材料表面进行电镀或涂覆涂层，将金属表面与腐蚀介质隔绝，可有效提高300M的抗腐蚀能力。
（1）电镀防护。电镀防护使金属表面电镀一层耐腐蚀的金属层，隔离了腐蚀介质，提高电镀的防腐蚀能力将极大的提高300M钢的抗应力腐蚀能力。目前应用的低氢脆镀镉-钛比传统的磷化有着更强的表面防护能力，极大的提高了零件的耐蚀性。
（2）热喷涂防护。300M钢对氢脆极其敏感，常规的电镀过程存在引入氢的风险，新工艺的研究中，通过热喷涂WC涂层的方法，解决了氢脆问题的产生，同时涂层的结合力强，耐磨性好，能够极大的提高材料的耐蚀性，此防护技术可用于零件的运动摩擦部位的防护。研究表明300M钢基体上高速火焰喷涂WC-17Co和WC-10Co4Cr涂层可有效提高产品的抗疲劳和抗盐雾腐蚀性能，热喷涂技术可以更好的对300M钢进行防护。
四、结论
本文通过对影响应力腐蚀的三个主要因素进行分析，针对300M钢的材料特性，从原材料的制造、产品的无应力设计、材料表面防护等方面阐述了提高材料抗应力腐蚀特性的措施，提高300M材料的抗腐蚀应力特性措施进行总结。
参考文献：
[1] 张晓云，孙志华，刘明辉等。40CrNi2Si2MoVA钢的大气应力腐蚀行为[J]，中国腐蚀与防护学报，2006，26（5）：275-281.
应力腐蚀敏感性论文 篇3
埋地长输油气输送管线通常采用涂层 + 阴极保护的联合防腐蚀措施,其在使用过程中涂层因老化、机械损伤和地质运动等不可避免地存在剥离现象,有可能形成局部电化学环境,使管道在运行压力下产生外应力腐蚀开裂( SCC)[1,2]。管线钢的SCC机制主要包括阳极溶解( AD) 和氢脆( HE)[3~5],不同电位下将以各自的主导机制为特征,导致裂纹萌生扩展。
外加电位是造成钢材表面腐蚀环境p H值差异的重要原因[6~8]。局部的电化学腐蚀在管道表面形成腐蚀坑,在服役载荷下产生应力集中[9,10]。随着外加电位向负方向移动,管线钢在模拟土壤中的开裂机制会由单纯的AD机制逐步转化为AD和HE机制共同控制,在较高的电位下沿晶应力腐蚀开裂( IGSCC) 较为敏感,而在较低的电位下裂纹以穿晶应力腐蚀开裂 ( TGSCC) 的形式扩展[11~13]。目前,对于管线钢在不同阴极保护电位下的SCC行为的研究还不够全面,在近中性模拟土壤溶液中不同外加电位对X80管线钢SCC过程的影响尚不明确; 且大部分的试验都是使用饱和甘汞电极( SCE) 作参比电极,虽然不同参比电极的电位可以通过氢标电极电位相互转化,但由于电化学反应过程中溶液瞬时浓度和p H值的不稳定,这些因素都可能会使误差在电位换算转化过程中放大,进而影响试验结果的准确性,况且这与实际阴极保护现场中常用的饱和硫酸铜电极并不一致。因此,本工作以X80管线钢为研究对象,直接使用饱和硫酸铜电极作参比电极; 分析了不同电位下X80管线钢在近中性溶液环境中的SCC行为和机制; 对其性能进行了定量的分析和对比,以期对X80管线钢阴极保护现场应用提供一定的参考。
1试验
1.1试材前处理
试材为X80钢级螺旋焊管,化学成分 ( 质量分数,% ) : 0. 050C,1. 780Mn,0. 220Si,0. 007P,0. 003S, 0. 260Mo,0. 256Ni,0. 027Cr,0. 055Nb,0. 015Ti,0. 044 Al,0. 007N,余量为Fe; 屈服强度 σs= 560 MPa,抗拉强度 σb= 650 MPa。
沿焊管的轴向取样,加工成 5 mm、标距长度为50 mm的拉伸试样; 同时加工成电化学测试工作电极,尺寸为10 mm × 10 mm × 3 mm,暴露面积为1 cm2,背部电焊引出铜线,其余非工作面用环氧树脂密封与腐蚀介质绝缘。试验前所有试样表面使用100 ~ 1 000号水砂纸逐级打磨,用无水乙醇除油,蒸馏水清洗吹干后放入干燥皿待用。
1.2腐蚀条件
腐蚀溶液均为NS4近中性土壤模拟溶液,采用蒸馏水和分析纯试剂配制而成,组成为122 mg /L KCl, 483 mg / L Na HCO3,181 mg /L Ca Cl2·2H2O,131 mg / L Mg SO4·7H2O,p H值为6. 9 ~ 7. 1。试验前通入纯度为99. 5% 的N2除氧2 h,将X80钢浸入其中,试验中持续通入95% N2+ 5% CO2混合气体,以模拟埋地管道在土壤中的局部化学环境。
1.3测试分析
( 1) 电化学行为采用PS -268电化学测试系统测试开路电位和动电位极化,工作电极为X80管线钢片, 辅助电极为大面积Pt片,参比电极为饱和硫酸铜电极。 开路电位测试4 h以确定自腐蚀电位。动电位极化从阴极开始,极化电位约为 - 1 400 m V,扫到阳极对应的极化电位为 - 400 m V; 快速扫描速率为1. 0 m V/s,慢速扫描速率为0. 2 m V/s。
( 2) 慢应变速率拉伸( SSRT)采用PLD -100KN型应力腐蚀试验机进行SSRT,采用的三电极体系同 ( 1) ,为保证电位稳定,试验前对拉伸试样施加500 N预载荷,浸泡2 h,保护电位使用阴极保护常用的3个电位 - 850,- 1 000,- 1 200 m V,拉伸速率为10- 6s- 1, 测量延伸率和断面收缩率。不加保护电位、在空气中进行慢拉伸试验,其余条件不变以对比。( 1) 、( 2) 中所有试验均在室温25 ℃下进行,所有电位均相对于饱和硫酸铜电极电位。
( 3) 断口形貌使用JSM -6390A型扫描电子显微镜( SEM) 观察断口形貌。
2结果与讨论
2.1开路电位
图1为X80管线钢在NS4溶液中的开路电位Eop随测试时间的变化。由图1可以看出: 在腐蚀初期 ( 0 ~ 2 000 s) ,Eop快速下降; 2 000 s后电位下降趋势逐渐减缓,在8 000 s后逐渐趋于稳定,12 000 s后电位变化更为平 坦。因此,以 - 818 m V为开路电 位,以 - 850,- 1 000,- 1 200 m V作为阴极保护电位较为合理。
2. 2 SSRT
图2是X80管线钢在空气中及通入95% N2+ 5% CO2、施加 - 850,- 1 000,- 1 200 m V电位的NS4溶液中的应力应变曲线。由图2可以看出: X80管线钢在不同条件下的应力应变曲线趋势基本相同,可分为弹性变形阶段和塑性变形阶段,且弹性变形阶段的曲线基本重合,从塑性变形阶段开始,应力应变曲线出现了差异; 相对于空拉条件下的曲线,溶液中的曲线都发生了强度降低的现象,说明X80管线钢在NS4溶液中有一定的SCC敏感性。
以断后延伸率损失Iδ和断面收缩率损失Iψ表征X80管线钢的SCC敏感性差异:
式中 δE,ψE———溶液中的断后延伸率和断面收缩率
δ0,ψ0———空气中的断后延伸率和断面收缩率
Iδ和Iψ的计算结果见表1。从表1可知: 两个指标的规律大体相近,都是随着保护电位的负移,敏感性系数呈上升趋势。具体从断后延伸率损失Iδ来看,X80管线钢的SCC敏感性顺序为Iδ( - 1 000 m V) < Iδ( Eop) < Iδ( - 850 m V) < Iδ( - 1 200 m V) ; 从断面收缩率损失Iψ来看,其顺序为Iψ( Eop) < Iψ( - 850 m V) < Iψ( - 1 000 m V) < Iψ( - 1 200 m V) 。在施加 - 1 200 m V的保护电位时,X80管线钢的SCC敏感性系数Iδ和Iψ均为最大,即SCC敏感性最强; 而在施加电位从 - 850 m V到- 1 000 m V时,敏感性系数大小变化的规律并不明确, Iδ降低,相差11% 左右,而Iψ略微升高,相差2% 左右。
考虑到断后延伸率和断口收缩率的测量和计算存在误差,可能会对其后的SCC敏感性系数计算有所影响,因此引入一种第三方的量来进一步说明其在不同电位下的性能变化。在金属塑性变形阶段,应力应变之间符合Hollomon公式[14]:
式中S———真实应力,MPa
e———真实应变
n———应变硬化指数
K———硬化系数,亦称强度系数,是真实应变等于1. 0时的真实应力,MPa
对式( 3) 两侧取对数,得
真实应力S和真实应变e可以按照下式从工程应力应变曲线上换算出来:
根据lg S-lge直线关系,只要在塑性区确定 σ 和e的值, 就可以做出lg S -lge曲线。本试验的双对数曲线见图3。由图3可知,X80管线钢的双对数曲线趋势较为平缓,可以拟合为一条直线,说明材料在整个塑性变形区域内符合Hollomon公式,具有一个确定的n值,X80管线钢属于一种典型的单n值材料。
使用计算软件的线性回归拟合功能即可计算出应变硬化指数n,见表2。由表2可以看出: 形变硬化指数n的大小顺序为n ( - 1 200 m V) < n ( Eop) < n( - 850 m V) < n( - 1 000 m V) ,区分度良好,施加 - 1 000 m V保护电位时,X80管线钢在NS4溶液中抵抗塑性变形的能力最大。
综合形变硬化指数n和Iδ及Iψ可以确定: X80管线钢在NS4溶液中施加比 - 1 000 m V更负的保护电位时,敏感性会显著上升; 当阴极保护电位从 - 850 m V到 - 1 000 m V时,Iδ和Iψ的变化规律相反,Iψ值明显高于Iδ,所以采用不同塑性指标得到的SCC敏感性系数有一定的差别。Iδ与n具有相似的变化规律,说明使用n值作为一个敏感性系数是可行的。
2.3拉伸断口形貌
空气中及不同阴极保护电位下的溶液中的拉伸断口SEM形貌见图4。由图4可看出: 在空气、自腐蚀状态和 - 850 m V下的断口形貌以韧窝为主,韧窝依次逐渐变小; 在 - 1 000 m V下,断口以解理形貌为主,有数条撕裂棱,但依然有少量小韧窝,说明 - 1 000 m V下X80管线钢韧性开始向脆性转变; 在 - 1 200 m V下,断口基本以解理断裂为主,为脆性断裂,SCC敏感性指标最高。
对于断口宏观形貌,除空气中是正断、具有明显颈缩特征外,溶液中均为切断。使用电火花切割机沿切断方向纵向打开,对其侧面进行镶嵌后观察发现,自腐蚀状态下未找到明显的二次裂纹,- 850,- 1 000, - 1 200 m V下均存在侧面二次裂纹。使用水磨砂纸打磨至2 000号后进行抛光,使用4% 硝酸酒精溶液侵蚀,断口侧面的SEM形貌见图5。由图5可以看出: 在自腐蚀条件下,断口的侧面未出现明显的二次裂纹,近表面附近出现一些条带状的微孔,其方向大多与应力方向垂直; 施加 - 850 m V时,表面明显发生了腐蚀,部分区域在应力的作用下被拉开,被拉开的缺口处依旧可以观察到较为严重的腐蚀痕迹; 施加 - 1 000 m V时出现明显的二次裂纹,裂纹扩展方向与主应力的方向垂直,裂纹尖端穿过了被拉长的晶粒,属于穿晶开裂( TGSCC) ; 施加 - 1 200 m V时裂纹明显更大更长,且在主裂纹附近可以观察到更小的微裂纹,其方向与主应力方向垂直。
2.4极化曲线
对X80管线钢在NS4溶液中分别进行快速和慢速扫描电化学极化曲线,重复3次,见图6。由图6可以看出,不论快扫还是慢扫,所使用的电位均在阴极区, 故其反应机理应该是以阴极过程为主。在除氧、持续通95% N2+ 5% CO2的NS4溶液中,溶液中还原性离子为H+,也可能是溶解CO2形成的H2CO3,阴极反应通常是单步反应机理:
在电解质中,钢材料的阳极反应通常采用单步反应机理:
在自腐蚀状态下,阴极和阳极反应相对平衡,此时腐蚀可以在表面均匀发生。在 - 850 m V保护下,反应的平衡状态开始向阴极移动,同时由于电位的略微负移,导致氢开始在近表面处的空穴、夹杂物等材料缺陷处聚集,这使得材 料在应力 作用下更 容易被拉 开。在 - 1 000 m V下,阴极反应占主导地位,此时快扫极化曲线代表的裂纹尖端和慢扫极化曲线代表的非裂纹区域的电流差距较大,在拉应力的作用下裂纹形核后会发生明显扩展,非尖端区会快速腐蚀; 同时由于析氢反应增强,材料的脆性也会逐渐上升,这可能导致硬度的上升,而拉应力与其的交互作用加强了应变硬化效应,这应该是造成在 - 850 m V和 - 1 000 m V 2个电位下X80管线钢形变硬化指数升高的原因。当施加 - 1 200 m V的保护电位时,电化学反应完全受阴极反应控制,析氢反应快速进行,氢脆作用十分显著,溶液和材料中的氢在其作用下大量进入空穴等缺陷中,形成大量的微孔, 使材料的脆性大幅增加,而拉应力使得微孔处形成应力集中,形成二次裂纹。在拉应力的作用下已经完全呈脆性的材料被迅速拉断,因此形变硬化指数大幅下降。
3结论
( 1) X80管线钢在NS4溶液中具有SCC敏感性, 且随着阴极保护电位的负移,敏感性增强。
金属的应力腐蚀 篇4
1987年6月22日,一辆液氨储罐车沿安徽太和到亳州的公路上疾速行驶.钢制的液氨罐长3.45 m,直径约1m.当罐车司机欲减速通过集市时,突然一声巨响,液氨罐一分为二,后封头像一片飞碟飘然而去,飞出64.4m处击中一堵墙壁,洞穿而过.更令人不可思议的是巨大的筒体也挣脱羁绊腾空而起,像一枚火箭,喷撒着气化了的液氨从人们的头上掠过.地球的引力使筒体跌落在地.然而,巨大的反冲力竟使筒体再次腾空而起,飞行总距离达97m之多.小小的集镇顷刻间酿成10人死亡,52人重伤的惨剧.一批专家学者用现代化的手段对“火箭”的空壳前进行了认真的分析:原来是钢罐的焊缝存在着长达40mm焊接缺陷,在应力腐蚀作用下发展成为裂纹.在1.5MPa的压力下,应力腐蚀裂纹迅速扩展,继而贯穿罐壁.液态氨泄漏后迅速气化而吸收热量,使裂纹处温度很低,这大大降低了材料抗断裂的断裂韧性值,当裂纹长度达到临界值时氨罐封头突然断裂.由于瞬间的减压,大量的液氨急速气化,从而上演了一出惨剧.类似的应力腐蚀在石化行业中广泛发生.2000年的调查结果表明,在燕山石化公司等13个大型石化和化工企业中,由于应力腐蚀所造成的经济损失约为其总产值的3.8%左右,这实在是一个庞大的数字.
金属结构的腐蚀破坏事故在其它行业中也经常发生.1982年9月17日下午,日本航空公司上海至东京JL792航班的DC-8喷气式客机从上海虹桥机场起飞9min后因飞机液压系统发生故障而返回虹桥机场降落,飞机接地后径直向北冲出跑道,穿过二百多米的草地,冲破机场铁丝网,又冲向机场护场沟,飞机头重重地撞在沟壁上,造成机上113名乘客和机组人员中的27人受伤.专家们从爆破的机载紧急刹车高压气瓶中找到了事故的元凶,原来是高压气瓶内壁的应力腐蚀裂纹扩展引起爆破,损坏了液压系统的管道及部分附件,使飞机襟翼系统和正常及紧急刹车系统失效,致使飞机着陆速度过快,从而造成了这次重大事故.
在应力腐蚀造成破坏的同时,人们也设法利用应力腐蚀达成一些目的.早在60多年前,德国的反战人士利用依据应力腐蚀原理制成的定时炸弹几乎改变了二次世界大战的进程.美国历史学家威廉·夏伊勒在《第三帝国的兴亡》中生动地记述了反战人士用它刺杀希特勒的行动[2].
在1943年2月间,德国在苏联作战的中央集团军参谋长冯·特莱斯科夫将军等反纳粹人士准备在希特勒飞回腊斯登堡的大本营时炸毁希特勒的座机以刺杀他.经过多次试验,特莱斯科夫将军和他参谋部的年轻军官费边.冯.施拉勃伦道夫决定使用英国特工人员常用的定时炸弹.这是借应力腐蚀引信引爆的定时炸弹,没有使人警觉的导火索燃烧时的嘶嘶声或钟表走动的滴答声.2月13日晚,特莱斯科夫将军请希特勒的一个随员海因兹.勃兰特上校带两瓶白兰地给陆军总司令部的赫尔莫特·斯蒂夫将军.在送行到机场时施拉勃伦道夫启动了伪装成白兰地的定时炸弹上的定时装置,把它交给了走向希特勒座机的勃兰特.按起动按钮会从一个小瓶子中流出一种腐蚀性很强的化学药品,它把一根拉住弹簧的张紧了的金属丝腐蚀断(图1),弹簧会猛地把撞针一推,击发雷管引起爆炸.然而,这次雷管被撞击之后未能发火爆炸,致使希特勒逃过一劫.1944年7月20日中午,施道芬堡上校在希特勒的“狼穴”大本营会议厅中成功地引爆了同样的定时炸弹,不过桌子坚实的橡木底座再一次救了希特勒的命.
目前,应力腐蚀的原理还有不同的解释,但大家公认发生力应力腐蚀必须具备两个基本条件:一是拉伸应力,二是腐蚀环境.人们采取各种措施防止腐蚀和应力腐蚀的发生:在金属表面覆以防腐层、研制抗腐蚀材料、添加缓蚀剂或者降低腐蚀介质中腐蚀离子浓度以及消除裂纹类缺陷等,与此同时人们也大力研究应力腐蚀下的裂纹扩展的规律.
学者们的研究结果表明,利用断裂力学理论描述应力腐蚀裂纹扩展规律是恰当的.控制裂纹扩展的力学参量称为应力强度因子K1,人们通过实验发现,可以用下式描述在应力腐蚀作用下裂纹长度a随时间t增加而扩展的速率与应力强度因子K1之间关系
式中C1,C2是由材料决定的常数.有了这个结果,人们便可以找到时的K1,这是不发生裂纹应力腐蚀扩展的最高界限值,被称为应力腐蚀界限强度因子K1scc,它因材料而异.只要控制所存在裂纹的K1
断裂力学为我们提供了处理裂纹在应力腐蚀下破坏的分析手段.在炸弹定时装置中张紧的金属丝刻痕就是类裂纹缺陷,利用给定的材料参数和几何参数不难算出引爆炸弹需要的时间,反之,也可以给定引爆需要的时间而选择直径适当的金属丝.
参考文献
[1]克舍H著(德)．吴荫顺译．金属腐蚀．北京：化学工业出版社，1984
混凝土应力腐蚀研究现状 篇5
1应力腐蚀研究现状
混凝土的应力腐蚀可定义为:混凝土在各种应力 (包括拉应力、压应力、弯曲应力等) 作用下同时受到各种腐蚀介质 (氯盐、硫酸盐、二氧化碳等) 的影响所引起的腐蚀, 称之为混凝土的应力腐蚀[4]。1984年, Schneider率先提出混凝土同其他材料一样也可能发生应力腐蚀以来, 相关的专家学者逐渐意识到评价混凝土的抗腐蚀性与耐久性时必须要同时考虑应力的影响。因而, 研究混凝土的应力腐蚀是非常有必要的[5]。
1.1 氯离子 (Cl-) 作用下混凝土的应力腐蚀
林毓梅、吴相豪通过浸泡在pH=2的盐酸溶液中的混凝土梁 (10 cm×10 cm×40 cm) 受弯试验, 来探讨应力下混凝土梁的力学性能和内部孔洞变化[7]。试验指出, 经盐酸溶液 (Cl-) 应力腐蚀的混凝土梁, 其抗折强度和变形均明显降低, 且随荷载水平提高和作用时间延长, 应力腐蚀效应愈加显著。
邢锋、冷发光等通过试验研究了长期持续荷载作用下素混凝土Cl-渗透性[8]。试验中采用56 d龄期破坏荷载的30%和50%进行加载, 通过测试混凝土的渗透深度来表达Cl-渗透性。得出在荷载作用下的素混凝土受弯构件, 其受拉区的氯离子渗透性随荷载的提高而增大, 荷载较小时, 增长幅度也小, 当荷载进一步提高后, 增长幅度也相应提高。
余红发、孙伟等探讨了盐湖卤水环境中混凝土的应力腐蚀[9], 提出了混凝土的强度等级越高, 应力腐蚀对混凝土结构腐蚀后抗压强度的影响也就越大:混凝土的应力腐蚀抗压强度同无应力状态之间具有显著的幂函数关系。
何世钦、贡金鑫考虑了弯曲荷载对混凝土中Cl-扩散的影响[10]。另外, 赵尚传、贡金鑫等进行了弯曲荷载下水位变动区混凝土中Cl-扩散规律的试验研究[11], 同样得出随着荷载的作用, 加快了Cl-在混凝土中的扩散速度等。此外, 林毓梅、冯琳还做了海水中混凝土应力腐蚀的试验研究[12]。
荷载 (拉应力) 作用下, 早先存在的混凝土微裂缝随着加载时间的延长和应力水平的提高, 微裂缝不断发展、扩大乃至贯通, 使得应力作用下Cl-的渗透性增强、扩散速度加快, 加剧混凝土结构的腐蚀破坏。为了减少这种混凝土内部微观结构的影响, 通过在混凝土结构表面刷涂层可以有效提高混凝土结构抗氯离子侵蚀能力, 增加刷涂层的次数, 提高效果愈发显著[13]。
1.2 硫酸盐溶液 (SO
张志兴、张根亮等人通过试件在5%硫酸铵溶液中对比应力与非应力状态下混凝土抗腐蚀性[14]。试验中对试件施加50%的弯曲应力, 发现混凝土强度降低速率大大加速, 120 d龄期时, 混凝土全部断裂;150 d时, 混凝土抗压强度大概降至浸泡前的30%。表明了应力对腐蚀具有加速作用。
河海大学的林毓梅等采用混凝土小梁 (9 cm×10 cm×40 cm) , 试验研究了在硫酸盐溶液中混凝土的应力腐蚀, 并同处于水中的混凝土试梁作了平行对比[15]。指出应力因素促进了腐蚀介质下混凝土的体积膨胀:起始发展快、后期速度减缓;混凝土遭受硫酸盐类的应力腐蚀, 即使在混凝土结构密实度有所提高的情况下, 也存在有内部损伤和外部应力的负面效应。
东南大学的慕儒等则关注了高强混凝土在荷载下的抗硫酸盐侵蚀的能力[16]。得出硫酸盐溶液侵蚀下, 混凝土性能指标随应力比增大而下降, 不受硫酸盐侵蚀的混凝土其性能似与应力无关。
长安大学的陈拴发等为了增强混凝土在应力状态下抗硫酸盐腐蚀的能力, 进行了粉煤灰混凝土的应力腐蚀特性试验研究[17], 发现混凝土中掺加粉煤灰等量取代部分水泥, 可明显改善混凝土的工作性能和水化特征, 并可有效地提高混凝土的抗应力腐蚀性能。
1.3 二氧化碳作用 (碳化) 下混凝土的应力腐蚀
东南大学的涂永明、吕志涛考虑了应力状态、水灰比和保护层厚度等影响, 进行了应力作用下的混凝土碳化试验研究[18]。试验中通过拉压应力状态的对比, 表明拉应力加快了混凝土的碳化速度, 压应力的效果正好相反。且还继而提出了应力状态下混凝土碳化的数学模型:
解放军理工大学的蔡传国着重研究了应力作用下高龄混凝土表面的碳化规律[19,20,21]。通过对南京一些在役80年的混凝土建筑物进行现场检测和室内试验, 结果表明混凝土表面的碳化速度同结构的应力状态密切相关, 只有处于低应力状态下的混凝土结构才能达到理想的服役年限。无应力混凝土在常规的大气环境下至少可以保持80年的寿命。
1.4 冻融等因素作用下混凝土的应力腐蚀
慕儒、严安等研究了荷载作用下高强混凝土的抗冻性[22]:荷载和冻融循环同时作用下, 混凝土试件所能经受的冻融循环次数随荷载比例的增大而减小。此外, 他们进而通过改变混凝土基体, 采用高性能混凝土研究了其在冻融和荷载共同影响下的损伤及损伤抑制[23]。慕儒还系统的考虑了冻融、荷载及盐溶液复合作用下混凝土腐蚀状况[24]。
陈拴发等引入应力腐蚀因子和介质腐蚀因子的概念, 通过腐蚀介质强度损失百分率与应力腐蚀强度损失率较好的评定了高性能混凝土的应力腐蚀破坏[25], 并对影响其应力腐蚀的因素进行了显著性分析[26]:水灰比对应力腐蚀具有较强的影响, 其中粉煤灰掺量、腐蚀溶液对高性能混凝土的应力腐蚀也都具有显著性, 而应力水平仅对混凝土应力腐蚀具有较强的显著性。此外, 陈拴发还对高性能混凝土的腐蚀疲劳特性开展了一定的研究工作[27]。指出疲劳荷载会加速腐蚀介质的渗透, 加快混凝土的损伤, 降低结构的抗疲劳性。
贡金鑫、王海超等用120 mm×200 mm×1 700 mm钢筋混凝土梁研究了腐蚀环境下的应力腐蚀[28]。相应地, 何世钦、王海超、贡金鑫用同样尺寸的钢筋混凝土梁研究了它的抗弯性能[29]。
2结论及展望
应力腐蚀敏感性论文 篇6
1 实验原理
岩石应力敏感性,指岩石所受净应力改变时,孔喉通道变形、裂缝闭合或张开,导致岩石渗流能力变化的现象[6]。油气开采过程中,储层岩石所受应力来自于两种形式,即地层压力改变形成的外压变化和岩石孔隙裂缝中流体流动形成孔隙裂缝内流体压力(流压)即内压变化。储层中油气未开采前,外压和内压保持相对平衡,流体不会流动,随着油气井中流体的采出,内压发生变化,外压和内压间产生压差,形成应力施加于储层岩石上,导致岩石发生形变(图1)。通常,储层孔隙或裂缝受内外应力影响导致形变,对开发的影响直接表现为渗透率改变,因此,将渗透率作为表征岩石对施加应力的敏感性指标。
李传亮[7]提出采用应力敏感指数表示,应力敏感指数定义为渗透率随应力改变的程度,即:
式(1)中,SI为应力敏感指数,无因次量;K0为改变前的渗透率,10-3μm2;K为改变后的渗透率,10-3μm2。
应力敏感指数分为外压敏感指数和内压敏感指数,分别以SIσ和SIp表示,反映外压和内压变化对岩石敏感性产生不同的影响。
岩石应力敏感曲线形态基本呈指数规律变化,可以通过对曲线进行回归得到其指数形式的方程,公式为:
式(2)中,Δσ为外压改变值,MPa;b为岩石的应力敏感常数,MPa-1。
将式(2)代入式(1),可得岩石的外压敏感曲线:
由回归曲线可以得到应力敏感常数b的值,为使实验结果具有可比性,根据式(3)得到不同岩心样品应力改变10 MPa时的应力敏感指数。
岩石的压差敏感曲线与岩石本身的孔隙度φ相关,经变换,得到岩石的内压变化(压差)敏感曲线公式为:
式(4)中,SIp为岩石的内应力敏感指数,无因次量;φ为岩石孔隙度,无因次量;Δp为地层内压力变化值,与前面Δσ等价,MPa。
2 实验步骤
(1)将取回的天然泥岩岩心通过钻、切、磨等工序制作为直径2.5 cm高5.0 cm的岩心样品,并给予编号以示区别;
(2)对岩心样品采用单轴压力机进行人工造缝,用铝箔纸将小裂缝岩心包裹住得到裂缝泥岩岩心样品;
(3)采用FYKS—2型高温覆压孔渗测定仪对压裂过的岩心样品分别进行3 MPa、5 MPa、7 MPa、10MPa、15 MPa、20 MPa、30 MPa、40 MPa等不同围压下孔隙度和渗透率测试,记录数据,并分析得到的应力敏感曲线。
(4)逐渐减小压力,然后根据步骤(3)中的应力点逐渐降低围压,再测定K,并记录数据。
(5)分析试验结果,得到的应力敏感曲线。
3 实验结果
经实验,得到不同裂缝性泥岩岩心样品的外压—渗透率数据,作出人工造缝后泥岩外压敏感曲线,并回归出其指数形式曲线(图2～图3)。
将以指数形式回归出曲线代入式(2),得到表示外压敏感性的回归方程和外压敏感常数b(表1)。
表1可知,实验样品在应力加载阶段和应力卸载阶段的应力敏感常数不同,表明应力加载过程中岩石产生了形变,不能用相同敏感常数来表征岩石的特征。
将不同样品外压加载和卸载阶段的敏感常数代入式(3),得到实验样品的外压敏感指数;将样品孔隙度值和敏感常数代入式(4),得到实验样品的内压变化(压差)敏感指数(表2)。
4 实验结果分析
(1)泥岩外应力敏感曲线均呈指数规律变化;
(2)外压敏感指数远大于内压敏感指数,说明泥岩对外压改变的敏感程度大于对内压改变的敏感程度。分析其原因,是由于外部应力作用于整个基岩骨架,而内应力作用于岩石内部裂缝表面,两者受力范围不同,受到同样应力时,发生形变程度也不一样;
(3)经过应力加载过后,由于泥岩的塑性特性,部分裂缝结构发生形变。当应力卸载时,裂缝一旦闭合很难恢复,渗透率变得很低,对油气产量有很大影响,要合理控制生产压差。
参考文献
[1]蒋海军,鄢捷年,李荣.裂缝性储层应力敏感性实验研究.石油钻探技术,2000;28(6):32—33
[2]王富华,邱正松.火成岩裂缝性储层应力敏感性实验研究.钻井液与完井液,2000;17(6):1—4
[3]戴强,段永刚,焦成.低渗气藏储层应力敏感性实验研究海洋石油,2007;27(2):79—82
[4]李宁,张清秀.裂缝型碳酸盐岩应力敏感性评价室内方法研究.天然气工业,2000;20(3):30—33
[5]景岷雪,袁小玲.碳酸盐岩岩心应力敏感性实验研究.天然气工业,2002;22(增刊):114—117
[6]储层敏感性流动实验评价方法.中华人民共和国石油大然气行业标准,SY/T5358—2002
应力腐蚀敏感性论文 篇7
自上世纪30年代中期美国修建胡佛大坝开始,大体积混凝土的温度应力逐渐引起人们的注意。美国垦务局、日本京都大学等国外机构对大体积混凝土的温度控制标准与措施等作了深入的研究[1]。国内,朱伯芳等提出了大体积混凝土温度控制设计的整套设计理论[2]。此外我国率先将计算机仿真技术应用于大体积混凝土工程的温度场分析,籍此指导了很多大坝的修建过程。温度应力的研究一直是大体积混凝土领域中的一个热点、难点。
本文从大体积混凝土材料入手,分析了影响大体积混凝土温度应力的敏感性参数。首先,建立了大体积混凝土温度应力敏感性参数的数据库;然后,建立模糊数学的单因素、多因素模型,并对温度应力参数进行评判分析。评判分析旨在确定各参数对温度应力的敏感性,从而有目的、有针对性地指导大体积混凝土施工中温度控制的具体实施;也为进一步研究大体积混凝土温控提供理论参考。这种实际数据结合理论分析的方法,更能真实的反映出大体积混凝土中不同材料参数对温度应力的影响。
1 模糊数学模型的建立
1.1 数据库
统计数据作为计算参数的主要依据,取自各大体积混凝土工程实例。基于统计意义的参数具有在实际工程意义上的代表性。图1所示为统计数据查询界面,共计40个样本。
1.2 因素集
模糊数学[3]中的评判对象一般以因素集形式列出。本文选取表1所示的参数作为大体积混凝土温度应力敏感性参数因素集。
由于砂石在大体积混凝土的实际工程中运用较广,同时,很多资料里并没有给出具体的参数或者数值范围,故在下面的计算中不考虑该项参数。此外,外加剂第三级参数的掺量均有固定的范围取值且品种繁多,例如,常用的减水剂[4]有木钙减水剂、萘系减水剂、密胺树脂系减水剂、古玛隆树脂系减水剂、氨基磺酸系减水剂等。故也不将外加剂的第三级参数列入本文因素集之中。
1.3 评价集
本文所确定的参数是应用于对大体积混凝土温度应力敏感性的影响程度,故确定其评价集为V={有影响,影响较大,影响大}。
1.4 评价因素权重
评价因素的权重是表征因素相对重要性大小的量值,权重值的合理与否将直接影响综合评判结果。权重的确定方法[4]有专家估测法、主成分分析法、层次分析法,多元统计分析方法等。由于大体积混凝土温度应力敏感性参数的因素集的子项较多、有些因素之间关系比较复杂,故采用层次分析法确定权重。
根据层次分析法原理[5],本文首先将各因素的子项进行两两比较,得出每项的权重,如表2所示。然后进行权重的层次总排序一致性检验,检验结果如表3所示。
1.5 评价矩阵
采用“专家估测法”确定温度应力参数的评价矩阵。经过统计归一化处理可得:
2 单因素模型
参数敏感性的单因素评判是初始评判,根据归一化处理的结果表示分别属于评价集V={有影响,影响较大,影响大}的概率分布。该结果反映了下一级参数对上一级参数的温度应力敏感性的分布状况。当其敏感性评价为“影响大”时,则说明所选取的参数具有很强的代表性;当其敏感性评价为“影响较大”时,则说明所选取的参数有一定的代表性;当其敏感性评价为“有影响”的时候,则说明所选取的参数代表性不突出。在设计条件不变的情况下,设计人员可以根据各项概率的比重调整大体积混凝土材料参数,以此来减小温度应力;施工人员也可以针对施工因素对温度应力的比重适当的调整采取降温措施。
根据模糊数学评判基本原理可得表4所示的温度应力敏感性参数单因素评判。
3 多因素模型
参数敏感性的多因素评判是针对高一级参数的二次评判和综合评判,多因素评判是“金字塔”上层的评判。它反映的是大体积混凝土高一级参数对温度应力影响的概率比重。
3.1 二级评判
(1)水泥
按“Σ-0算子,得[0.286,0.164,0.561]归一后得:[0.28,0.16,0.56]
(2)配合比
按“Σ-0算子,得[0.138,0.292,0.570]归一后得:[0.14,0.29,0.57]
3.2 综合评判
按“Σ-0算子,得[0.194,0.358,0.447]
归一后得:[0.19,0.36,0.45]
本文所选取参数的综合评判的结果表示“温度应力”隶属于“有影响”的程度最小,为0.19;隶属于“影响较大”的程度一般,为0.36;隶属于“影响大”的程度最大,为0.45;该结果综合反映出了水泥强度对大体积混凝土温度应力敏感性的分布状况,其敏感性综合评价为“影响大”。说明本文所选取的参数具有很强的代表性,它们可以用来说明温度应力的产生原因及敏感性。
4结论
本文对大体积混凝土各材料参数对温度应力的影响程度进行了分析,得到如下结论:
(1)本文所选取的参数除了“引气剂”以及“外界因素”影响属于“影响较大”外,其它参数均属于“影响大”。符合要求的参数可以应用于大体积混凝土温控数值计算。“影响较大”概率存在的主要原因在于“外加剂”中的“引气剂”会经常在实际工程中应用,但其使用的主要目的并不是控温;另外,实际工程中采取的“外界因素”一般都是被动控温,所以敏感性的表现也不是很突出。因此在考虑温控时,可以根据实际情况,把所对应的各项比重降低或者直接剔除。
(2)通过分析材料参数对大体积混凝土温度应力的敏感概率,在设计时,可以将温控有针对性的分散到对每一敏感项中;在施工时,对这些参数进行定量处理,可以针对具体工程做出具体的温度应力数值评价,从而对该工程进行量身定制的控制温度裂缝措施。
参考文献
[1]林志祥.混凝土大坝温度应力数值仿真分析关键技术研究[D].河海大学,2005.
[2]朱伯芳.大体积混凝土温度应力与温度控制[M].北京:中国电力出版社,1999.
[3][日]水本雅晴.模糊数学及其应用[M].北京:科学出版社,1986.
[4][法]弗郎索瓦.德拉拉尔.混凝土混合料的配合[M].北京:化学工业出版社,2004.
应力腐蚀的机理及预防措施 篇8
应力腐蚀发生的特定场合及预防措施。
应力腐蚀情况一般在特定场合才能出现, 比较常见的有以下情况:
1 湿H2S环境下的应力腐蚀
首先, 应力腐蚀首要因素是因为介质中的物质发生反应, 而引起钢板物理性质的改变。对于应力腐蚀最直接的因素则是材料韧性的降低, 如果发生点蚀或坑蚀, 则在拉应力的作用下, 该处则会应力集中, 在材料韧性降低的情况下, 则会发生裂纹情况。而裂纹处更容易发生局部腐蚀, 则会引起恶性循环导致裂纹纵向生长。造成的结果, 是设备在金属均匀腐蚀并不严重的情况下, 会突然出现断裂, 造成不可估量的损失。
应力腐蚀发生的机理:H2S在水中的浓度等于或高于50ppm, 称为湿H2S环境。
硫化氢在系统中与铁作用, 生成硫化亚铁。见下式:
Fe S是一种脆性较大, 易剥落, 非致密的, 不能起保护作用的盐类物质。在生成Fe S的过程中, 会产生以下几种影响:
1) 壳体的金属转化为脆性的易剥落的盐类物质, 壳体局部遭到削弱。
2) Fe S覆盖在金属表面, 该部位局部离子量增加, 腐蚀加快。
3) 生成氢离子, 且氢离子在溶液中易得到电子变为原子, 氢原子体积小可以穿透金属的晶粒从而扩散到金属的内部。由此, 得到两个比较坏的影响。
1) 金属中融入过多的氢原子, 从而极大的降低了金属材料的韧性, 在拉应力作用下易产生纵深方向生长的裂纹。
2) 氢原子之间结合, 在金属内部互相串联, 产生氢气。使局部金属内部应力增加, 造成金属的使用环境更加恶劣;大量氢气聚集, 使得金属产生鼓包, 直接破坏材料的使用性能。
影响硫化氢腐蚀速度的因素, 主要有温度和H2S浓度。干的硫化氢在200~250℃以下, 对钢铁不产生腐蚀或腐蚀甚微, 当温度大于260℃时, 腐蚀加快, 随着温度的升高而陡直地加剧。H2S浓度越大, 腐蚀越厉害。
湿H2S的腐蚀主要以应力腐蚀为主, 不论何种钢材, 只要有集中应力存在, 就可能被腐蚀, 所以在此种环境下, 应力腐蚀发生的情况是较多的。
为了防止应力腐蚀开裂碳钢设备必须采取下述措施:
1) 应进行热处理以消除制造过程中产生的应力, 尤其是焊接产生的残余应力, 并降低焊接接头的硬度, 提高韧性。
2) 当设备最后完成焊后消除应力热处理后, 所有的焊缝应进行磁粉试验来检查焊缝的质量, 尤其不允许存在裂纹以及未熔合等缺陷。
3) 用磁粉检测出来的焊接问题应进行返修, 所有经过返修的焊缝要重复进行焊后热处理和磁粉检测。
2 在“CL-”的情况下, 奥氏体不锈钢的应力腐蚀机理及预防
在有氯离子“CL-”存在时, 奥氏体不锈钢, 尤其是18-8型奥氏体不锈钢对点腐蚀特别敏感。点腐蚀在生产中是很危险的, 它在一定区域内迅速发展, 并往深处穿透, 以致造成设备因局部地区破坏而损坏。或因个别地方穿孔而出现渗漏。
产生点腐蚀的原因, 首先是不锈钢表层钝化膜有个别地方薄弱的, 也可能是局部地方有夹杂或不平整所造成。当液体中有活性氯离子“CL-”时, 它很容易被钝化膜表面所吸附, 氯离子在膜上排挤氧原子, 并取代氧原子的位置, 取代之后, 在吸附时氯离子“CL-”的点上就产生可溶性的氯化物, 在钝化膜比较薄弱的局部地区, 逐渐就会形成坑蚀, 形成坑蚀后, 造成了不利的局面, 即坑点为阳极, 被钝化的表面为阴极, 阴极面积大而阳极面积小, 这样构成的腐蚀电池, 将大大加速腐蚀速度, 且坑蚀内部金属部分抗腐蚀能力没有钝化膜部分高, 坑蚀就会逐渐变为洞蚀, 点蚀的坑穴或小洞多了连起来, 且由于“CL-”在金属中, 尤其是在点蚀周围区域内的扩散, 局部金属的韧性降低, 在拉应力作用下则形成相连贯的裂纹, 造成钢材恶性破坏, 为了避免氯离子对奥氏体不锈钢的腐蚀, 对奥氏体不锈钢设备及管线清洗或试压, 所用的水其氯化物含量要求小于25ppm, 如果条件允许, 最好将设备内部的水渍擦干。
不锈钢设备因为材质耐腐蚀问题, 一般不能进行消除应力热处理, 所以要注意以下问题:
1) 用于存在应力腐蚀风险场合的设备用不锈钢应尽量选用超低碳不锈钢, 最好是含有钛或钼等稳定性元素的不锈钢。
2) 焊接采用一些措施尽量避免产生过多的残余应力, 比如选用较细焊丝或焊条, 采用较小电流;尽量避免因焊接质量问题而进行返修施焊等。
3) 焊接完成后对每道焊缝进行锤击释放制造过程中的残余应力, 锤击时要注意力度, 且必须垫上防护用的木板进行。
4) 锤击后再次进行渗透检测或超声检测, 确保设备焊缝质量。
5) 如果有可能, 或设备应用于严格场合, 则给出奥氏体不锈钢的热处理方案, 一般情况下, 875℃下的稳定化处理对于奥氏体不锈钢的耐应力腐蚀性能是很有帮助的。
3 结语
压力容器的安全问题最终还是在监管上边, 对于易发生应力腐蚀的设备尤其要在定期检验上边下功夫, 只有监管到位, 才能真正的把损失减小到最低, 而不是仅仅把安全问题直接交到设备的设计和制造方面。因水平有限, 疏漏之处在所难免, 欢迎批评指正。
参考文献