应力开裂

应力开裂（精选7篇）

应力开裂 篇1

天然气的输送关系到千家万户的生活, 一旦输送管道发生腐蚀开裂造运输事故, 就会导致极大的经济损失, 也给人们的生活带来麻烦。而高压长输管线的腐蚀开裂问题在当前煤气输送中更是备受关注, 这主要是由于管线钢应力的腐蚀开裂造成的。

在天然气的运送中, 输送管质量的高低和性能的好坏以及直接关系到管线的腐蚀开裂程度, 因此, 输送管必须具有极高的抗腐蚀和抗开裂的能力。此外, 管线的维护也十分重要。工作人员要经常对输送管线进行检修, 不轻易放过发现的细微裂纹, 这种裂纹虽不能迅速裂变, 但会埋下隐患, 如果能够将其驱动力控制在合理的范围内, 就能有效降低其潜在的破坏能力, 从而预防各种事故的发生。

1管道应力腐蚀开裂的主要影响因素

所谓管道应力腐蚀开裂, 是指管线钢在一定的压力和腐蚀环境下所产生的开裂现象, 通常缩写为SCC。在天然气的运输过程中, 管线钢应力腐蚀开裂现象的产生是以下几种因素同时作用的结果。一是特定的腐蚀环境。这种环境通常指的是管道内外涂料保护层的脱落以及土壤、水质中碳酸、硝酸等腐蚀性元素的存在。这是影响输送管道腐蚀开裂最主要最直接原因。二是拉应力。拉应力主要是指在操作过程中产生的热应力、参与应力和工作应力等, 会对天然气管道产生破坏影响, 主要表现在拉应力的存在会导致管道应力产生集中现象从而造成材料钝化膜的破坏。三是管道本身的性能特质, 这主要与管道用材的质量性质、制材工艺以及其表面的清洁度等有直接联系, 如果输送管道是选用一般甚至是劣质的钢材制成, 且制作工艺粗糙, 没有做好表面的清洁工作, 管道就容易发生腐蚀、进而发生开裂。相反, 如果选材优良、制作精湛的钢材且做到表面清洁, 那么天然气输送管道的腐蚀破裂几率就会大大降低。

管线钢应力腐蚀开裂的产生, 输送管道的是在以上三种因素共同影响作用下而产生, 并不是由于某一个单纯的因素所导致。这几种因素相互关联, 也相互制约, 其中每两个因素的结合都会导致输送管道的腐蚀或开裂, 同样, 每削弱或消除一个因素, 相应地就会有另一个因素破坏力的减弱。一般而言, 在天然气的输送过程中, 往往是先有腐蚀现象, 最后才因腐蚀而发生开裂。所以, 解决的主要方案和途径就是先从造成管道腐蚀的原因入手, 防止腐蚀现象的出现, 这样才能有效防止管道的破裂。

2 p H值对管道应力腐蚀开裂的影响

除了上文所分析的特定的腐蚀环境、拉应力和管道本身性能外, p H值也对管线钢应力腐蚀开裂有一定的影响, 也应当引起足够的重视。

不同的p H值对管道腐蚀开裂情况的影响是不同的。国外的一系列相关文献、报告等资料显示, 以拉应力为主导因素的管道腐蚀开裂的现象多是在p H值为中性的条件下产生的, 这种情况下的腐蚀程度及开裂裂纹主要是由穿透钢晶粒所致。此外, 对于高p H值和低p H值的拉应力作用也有不同的研究, 对前者的研究较为久远, 已有几十年的历程。而对于低p H值的研究时间则相对较短, 在此则不再赘述。研究表明, 在高p H值条件下, 温度是影响管道腐蚀开裂的主要因素, 温度越高, 应力腐蚀开裂产生的可能性就越大。另外, 高p H值与中性p H值的管道应力腐蚀开裂发生在不同的压气站范围内, 高p H值的SCC常在压气站下游20km以内, 而中性p H值的SCC则多发生在压气站30km。在输送管道或土壤中加入一定的抑制剂可以有效组织高p H值下管道应力腐蚀开裂的问题的出现。而对于中性p H值下如何去防止管道的腐蚀开裂, 各国的研究尚处于空白阶段, 这就需要专业人员的不断努力和探索。

3预防管线钢应力腐蚀开裂的思考

了解了管道应力腐蚀开裂的原因后, 就要对症下药, 对可能出现的不好情况进行有效地预防。这种预防主要从以下几个方面着手:

3.1管道设计预防。在进行天然气输送管道设计时, 要充分考虑防腐涂层、裂纹监测等方面的情况。同时还要综合考虑其他方面。涂料的保护作用决定了涂料的选用对于输气管道的重要意义, 那些抗腐蚀性能力强的涂料无疑是最佳的选择。具体来说, 对于管道涂料的采用有三方面的要求。一是要具有极强的隔离能力, 也就是说它能够有效地将管道的钢材表面与容易引起腐蚀的环境隔开, 降低腐蚀现象的发生率。二是在进行管道涂料涂刷时要减少不必要的拉应力在管道表面的停留时间, 以免因增加拉应力而造成管道的腐蚀开裂。三是进行电极保护设置, 这主要是针对管道保护层发生脱落或受到其他损坏的情况而言的, 在这些情况发生时可以通过电流对管道进行阴极保护。

3.2加强天然气气质检测。天然气气质对输送管道具有或多或少的腐蚀作用, 所以在输送前, 要对天然气气质进行检测, 以保证管道在自身的抗腐蚀范围内输送天然气。H2S浓度的高低直接影响到天然气对输气管道是否具有腐蚀性, 所以天然气的气质检测要求设计生产专门的检测仪器进行监测, 否则将不能有效地监测和控制H2S的浓度。对于那些不得不通过该管道输送的、H2S浓度高的天然气, 则要在运输前假如一定量的缓蚀剂, 以减少其对输送管道造成的伤害, 将管道腐蚀开裂的可能性降到最低。

3.3提高管道选材要求。天然气输送管道的选用, 要充分全面考虑各种可能影响到管道腐蚀开裂的因素。实践证明, P、Mn两种合金的应用, 能提高管道的抗腐蚀力, 从而降低其腐蚀开裂现象发生的概率。此外, 在管道的焊缝处进行退火处理也能避免腐蚀开裂问题的出现。总之, 要严格选材要求, 避免出现更多的问题。

结束语

对于管线钢应力腐蚀开裂问题的研究, 与国外相比, 我国还存在着一定的差距。因此, 我国管道研究人员应在本国具体实际的基础上, 学习借鉴国外的研究方式、关注收集其研究成果, 不断在钢材结构成分、防腐保护层以及其它方面进行探索, 努力研究出新的成果, 为我国天然气管线钢应力的腐蚀开裂问题的解决提供更多更好的建议和方式。此外, 一线的管道工作人员也应注意观察实际情况, 并能在自己所积累的专业知识和多年实践经验的基础上对管道腐蚀开裂问题的研究提出建设性意见, 以帮助研究人员进行探索研究。

摘要：在天然气石油等的输送过程中, 往往会发生管道的腐蚀开裂问题, 然而同时, 随着能源需求量的不断增大, 高压力长距离的输送方式正在被广泛采用, 这也就对管道的抗腐抗裂能力提出了更高的要求。本文以天然气输送管线钢应力腐蚀开裂的主要影响因素为切入点, 从管道设计、天然气气质检测以及管材的选用三个方面分别进行分析, 提出了相对应的解决措施, 希望能对天然气输送过程中, 管道的腐蚀开裂问题的解决提供有意义的借鉴和参考。

关键词：天然气输送,管道腐蚀开裂,拉应力

参考文献

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[3]帅健, 张宏, 王永岗, 戴诗亮.输气管道裂纹动态扩展及止裂技术研究进展[J].石油大学学报 (自然科学版) , 2004 (3) .

多效蒸馏水机应力腐蚀开裂的防治 篇2

关键词：蒸馏水机,蒸馏塔,应力腐蚀开裂

多效蒸馏水机是制药行业必不可缺的设备之一。它所生产的蒸馏水水质稳定、纯度高。而蒸馏水机主要由蒸馏塔、换热器、冷凝器以及控制系统组成。蒸馏塔内构造分两部分, 即加热室和蒸发室, 目前材料均为022Cr17Ni12Mo2不锈钢。蒸馏水机在实际使用时, 一方面要与各种“腐蚀性介质” (主要是锅炉蒸汽中的Cl-) 相接触;另一方面处在160℃左右的高温工况, 同时又承受着各种不同的应力———静止的或交变的, 内在的或外加的。因此, 从理论上讲产生应力腐蚀开裂的几率很高。从对用户大修的蒸馏水机主要材料的金相分析结果统计来看, 有相当一部分蒸馏水机的Ⅰ蒸馏塔, 均不同程度地发生了应力腐蚀开裂。

蒸馏水机中的不锈钢应力腐蚀开裂一般出现在冷凝器的加热与冷却侧的传热面处、加热室的加热介质 (蒸汽) 与工作介质的传热面处、不锈钢管的胀管部位和管与管板或隔板的间隙处以及其他一些由于焊接而留有残余应力的部位。其中, 尤以锅炉蒸汽加热侧的筒体应力腐蚀开裂情况最为严重。

因此, 探讨不锈钢在应力作用下的腐蚀开裂问题, 对于设备的正常运转和使用, 有着非常现实的意义。

1 应力腐蚀开裂产生的机理与特点

金属受到周围介质的作用而引起的破坏, 一般称为金属腐蚀。大量的实验和实践已证实, 当金属变形或受有应力作用时, 不仅腐蚀速度增大, 而且还能改变腐蚀的分布情况, 使均匀腐蚀变为局部腐蚀。而应力腐蚀开裂就是金属在应力 (残余应力、热应力、工作应力等) 和腐蚀介质的共同作用下引起的一种破坏形式, 是局部腐蚀的一种类型。

1.1 不锈钢产生应力腐蚀开裂的介质和裂纹形式

引起不锈钢产生应力腐蚀开裂的介质很多, 很难一一列举。表1为常用Cr-Ni不锈钢产生应力腐蚀开裂的主要介质和裂纹形式。

注:●穿晶裂纹;〇晶间裂纹;●+〇穿晶+晶间裂纹。

从表1中可看出, 产生不锈钢应力腐蚀开裂的主要介质是各种有机、无机氯化物及其水溶液、氢氧化物、硫化物及连多硫酸 (H2SXO6) 各种盐类。其应力腐蚀开裂的形式微观看主要有穿晶裂纹、晶间裂纹以及二种裂纹的混合等3种形态。穿晶裂纹系穿过晶粒而延伸 (如图1) , 晶间裂纹系沿晶粒间界而发展 (如图2) , 混合形式则既有穿晶又有晶间。

因此, 笔者从返修的蒸馏塔筒体上取样, 经打磨、镜面抛光, 在高倍金相显微镜下分析, 发现其裂纹的特点是:在主干裂纹延伸的同时, 还有若干分支同时发展, 貌似落叶后的树枝状。裂纹的纵深一般比宽度大若干个数量级。基本与理论上所阐述的应力腐蚀开裂特征相符。经判别认为蒸馏塔列管水侧出现的应为穿晶应力腐蚀开裂, 而蒸馏塔蒸汽侧出现的应为晶间应力腐蚀开裂。

1.2 蒸馏水机应力腐蚀开裂情况

经过对全部返修的蒸馏塔的仔细检查和取样分析, 总结出蒸馏水机应力腐蚀开裂的3种情况:

(1) 锅炉蒸汽中的Cl-在筒体上的凝结, 同时因筒体焊接而产生的热应力所引起的筒体应力腐蚀开裂, 这种情况占蒸馏水机应力腐蚀开裂的实例的80%。

(2) 管板与管子的连接而产生的张应力, 而产生的蒸汽管焊缝附近的应力腐蚀开裂。

(3) 热交换器不锈钢管胀管部位和既有胀管又有缝隙的管与管板交界处的应力腐蚀开裂的外观。是由于冷却水中含有微量Cl-, 胀管部位有残余应力并存在缝隙, 从而导致不锈钢管的应力腐蚀开裂。

2 不锈钢应力腐蚀开裂的主要影响因素

2.1 材质的影响

早期的蒸馏水机大多数采用00Cr17Ni14Mo2不锈钢制造, 其材质具有良好的焊接性能和良好的抗晶间腐蚀能力。但是, 由于应力腐蚀机理不同于晶间腐蚀, 因此, 抗晶间腐蚀能力强的不锈钢不一定具有高的抗应力腐蚀能力。理论和经验证明:应力腐蚀的敏感性主要决定于应力大小和方向, 同时还与腐蚀介质的种类、浓度和温度有关。文献[1]指出, 奥氏体不锈钢对应力腐蚀的敏感性最大。即使在其中添加稳定碳化物的元素钼、铌或钛, 也不能完全避免应力腐蚀。因此, 蒸馏水机采用的材质022Cr17Ni12Mo2不锈钢, 也不能避免应力腐蚀的发生。

2.2 介质的影响

应力腐蚀只有在应力和介质的同时作用下才会产生。因此介质是应力腐蚀的必不可缺的条件之一。

2.2.1 Cl-的影响

蒸馏水机的工作介质 (进料水和冷却水) 虽然是离子水, 但其加热介质却是锅炉蒸汽, 大部分是未经软化处理的锅炉蒸汽, 其Cl-含量高达数百ug/m L, 这就给应力腐蚀开裂制造了一个温床。

西默斯指出 (如图3所示) : (1) 汽相中较液相中更容易产生应力腐蚀开裂; (2) 有氯、氧存在, 汽、液相中钢的应力腐蚀开裂均加速; (3) 氧化物浓度提高, 开始产生应力腐蚀开裂所需的最低应力要降低。

对设备使用现场勘察及取样分析, 发现环境中沸腾水的飞溅和冷凝液的下滴以及在汽相中, 氧含量较高和由于干/湿交替, 在高温环境中, 微量氯化物在不锈钢表面上易浓缩。氯化物的浓缩与蒸馏水机设备、部件、管道中的应力相配合, 便可导致应力腐蚀开裂的出现。根据裂纹 (应力腐蚀开裂的显微裂纹系呈晶间形式) 、断口特征和上述使用条件 (工作介质为含有氯化物和氧的水;设备有残余应力、工作应力和热应力等等) 分析, 螺栓的应力腐蚀开裂、蒸汽管焊缝附近的应力腐蚀开裂、热交换器不锈钢管胀管部位和既有胀管又有缝隙的管与管板交界处都是由于氯化物应力腐蚀开裂所造成。

为了使判断更加确切, 我们在试验室内进行验证试验。介质为常用的高浓度氯化物 (42%沸Mg Cl2) 溶液和模拟介质 (含氯化物、温度与使用条件基本一致) 2种条件。材料为自破坏设备上取下的未开裂的不锈钢管和未经过使用的同牌号管材以及板材。试样为C型 (管材) 和U型 (板材) 2种形式。试验进行到试样出现应力腐蚀断裂为止。然后, 取出观察裂纹和断口特征并与实际破损设备、部件已检查出的结果相比较。试验表明, 无论哪种验证试验条件, 其所得裂纹和断口特征与上述开裂特征基本一致。其显微组织如图4～7, 观察到裂纹为穿晶且有分支等特征;断口均具有河川状花样。从而进一步肯定了所分析的破坏原因是正确的。

2.2.2 温度的影响

一般认为, 氯化物介质的温度越高, 越容易产生开裂。由于蒸馏水机的正常工作温度一般均在160℃左右, 从图3中可以看到这个温度正处于开始产生应力腐蚀开裂所需的最低应力位置, 因而应力腐蚀产生的可能性就大大增强。

2.2.3 pH值的影响

从理论上讲, pH值低于6时仅产生一般腐蚀, 而当pH值为6～7时, 就将产生应力腐蚀, 奥氏体类不锈钢尤为敏感。这可能与Cl-在金属表面的吸附作用有关。

2.3 制造的影响

由制造引起的奥氏体类不锈钢应力腐蚀主要是焊接所产生的残余应力, 从焊接件焊缝附近应力分布来看, 焊缝中间为张应力, 而两侧为压应力。此种焊接残余应力与高浓氯化物介质共同作用, 也会导致Cr-Ni不锈钢的应力腐蚀开裂。另外, 机械加工所造成的表面残余应力以及冷加工变形等对奥氏体不锈钢的应力腐蚀开裂倾向都有较大影响。

Cr-Ni不锈钢的应力腐蚀开裂, 载荷应力 (σ) 和开裂时间 (ts) 的关系, 一般符合lg (ts) =a+bσ方程。式中a, b为常数。这表明所受应力越大, 不锈钢产生应力腐蚀开裂所需时间越短。

3 防止应力腐蚀开裂的措施

3.1 介质条件的控制和使用操作条件的改善

既然有腐蚀性介质存在是不锈钢产生应力腐蚀开裂的一个重要条件。那么控制介质条件, 例如降低介质温度、浓度、流速等, 就可以减缓应力腐蚀开裂的进行, 甚至可以避免应力腐蚀开裂的产生。改善介质条件的方法主要有以下几种:

3.1.1 尽可能降低进料水Cl-含量

这一点对于原水是采用地下水的用户尤为重要。过滤精度不够, 使热水和高温水中含微量Cl-或OH-。Cr-Ni不锈钢的应力腐蚀开裂主要是由于Cl-的吸附以及Cl-或OH-的浓缩所致。因此控制介质, 主要是设法降低它们的浓度并防止吸附和浓缩。为此, 要求蒸馏水机的进料水的初级用水应符合有关饮用水的质量要求, 然后再采用离子交换的方法去除氯化物等杂质, 有效地延长使用寿命。

3.1.2 锅炉蒸汽 (锅炉用水) 的软化

前面已经讲过, 由于水和蒸汽的蒸发会引起Cl-的浓缩, 产生应力腐蚀开裂。为了防止Cl-、OH-等浓缩, 除在可能条件下避免水的蒸发外, 蒸馏水机在长期运行后, 有污垢沉积在蒸馏塔的表面, 因此锅炉蒸汽一定要进行软化。

3.2 焊接工艺的改进

众所周知, 任意的焊接件出现焊接应力是不可避免的, 但焊接应力的大小则取决于焊接工艺的好坏。焊接工艺参数设置不当, 必然导致较大的焊接应力产生。一般认为, 不锈钢的焊接工艺参数应比碳钢小20%以上。且施焊时, 应采用小电流、高焊速、快冷却及窄焊道的焊接方式, 这样就可以消除或减少不锈钢部件中残余焊接应力。

3.3 合理设计降低杂质浓度

另外, 还可以通过改进设计来降低杂质浓度的聚集。蒸馏水机在蒸馏过程中被聚集的所有杂质的浓缩水必须从规定的管口及时排出, 冷凝器内部的不凝性气体从规定的另一顶部管口及时排出。在加热蒸汽进蒸馏水机前, 进汽管加过滤器和排污口以防止管路堵塞。保证蒸汽处于饱和、干燥且不含化学物质及杂质的状态。为了防止离子交换器内的树脂粒子以及其他杂物进入, 笔者建议在进料水水箱前的管线上安装1个>150目的过滤器等。

3.4 定期清洗和经常排污

蒸馏塔经过一段时间运行、使用后, 经常有大量铁锈 (大多数是非不锈钢部件受蚀而带来的) 和污垢附着在不锈钢表面上。这不仅影响设备的热交换, 引起局部过热, 同时也易造成Cl-的吸附和Cl-、OH-的浓缩。因此进行定期清洗, 有助于设备中腐蚀产物和水垢的清除, 延长使用寿命。必须考虑机器酸洗, 使之保持在理想的工作状态之中。但清洗后的蒸馏水机必须作中和处理, 并检查排出的冲洗水, 确保完全中性。

其次, 处于停机状态的蒸馏水机应尽可能将蒸馏塔和管道中的积水排放干净, 特别是较长时间停机更必须如此, 将腐蚀减小到最低限度。

4 结语

从分析和实例来看, 蒸馏水机应力腐蚀开裂是一种可以通过制造厂和用户共同努力来避免或减少的材料破坏现象。笔者曾将此分析和建议提交厂部并付诸实施, 同时有心对改进后出厂的蒸馏水机进行质量跟踪, 发现凡工艺条件较好的用户, 基本没有再出现应力腐蚀开裂的现象。

参考文献

[1]陈德和.钢的缺陷.北京:机械工业出版社, 1977

[2]刘永辉, 张佩芬.金属腐蚀学原理.北京航空工业出版社, 1993

[3]上海市金属学会.金属材料缺陷金相图谱.上海科学技术出版社, 1966

[4]肖纪美.应力作用下的金属腐蚀——应力腐蚀.氢致开裂.腐蚀疲劳.摩耗腐蚀.北京:化学工业出版社, 1990

应力开裂 篇3

预应力混凝土桥梁在长期运营服役期内, 会出现开裂和下挠现象。梁体裂缝增多使结构刚度降低, 加剧跨中下挠, 跨中下挠会进一步加剧梁体开裂, 这两者互相影响形成恶性循环, 逐渐成为预应力混凝土桥梁倍受关注的问题。梁体挠度的研究归根结底是刚度的研究, 而预应力混凝土桥梁开裂后的挠度计算与规范提出的挠度计算有着本质的不同, 现对开裂后预应力混凝土梁的挠度计算开展理论与模型试验研究。

任意一根预应力简支梁跨中挠度的计算, 要综合考虑不同荷载作用下的刚度以及沿梁长不同截面的刚度, 提出一个简便合适的计算方法, 使之能够较准确地计算梁在各种状况下的变形。国内对梁刚度已有相关研究[1]。

本文着重研究预应力混凝土梁开裂后的短期静力特性, 后面提到的刚度均是指短期刚度。

2基于实测损伤参数的简支梁挠度计算方法

本文以公路桥梁中常用的预应力混凝土简支T梁的弯曲裂缝为研究对象, 研究了预应力混凝土简支T梁基于裂缝特征统计参数计算开裂预应力混凝土梁各开裂区段的有效刚度的计算方法。根据裂缝特征沿主梁纵向分布的不同, 将主梁划分为阶梯形刚度分布梁, 给出了基于阶梯形刚度特征的开裂预应力混凝土简支梁挠度计算方法和公式及挠度的数值解法[2]。并将以室内模型试验为依托, 对本文提出的计算方法进行检验。

2.1 基于裂缝统计特征的截面特性分析

梁段内的裂缝统计参数有:裂缝的平均高度, 裂缝平均统计间距和裂缝的总宽度等, 归并相似裂缝特征的裂缝, 对T梁进行阶梯形刚度模式简化。

2.2 基本假定

1) 平截面假定;

2) 钢筋和混凝土的本构关系, 混凝土、普通钢筋、预应力钢绞线均为线弹性材料, 不考虑受拉区混凝土的拉力效应;

3) 小变形假定;

4) 预应力钢筋松弛假定:假定拉区应力储备丧失是由于预应力钢束有效预应力值的减小而引起的。

2.3 基于阶梯形刚度模式的挠度计算方法[2]

基于阶梯形刚度模式的挠度计算原理是采用分段积分法。分段积分法是根据裂缝统计特征将裂缝区分为若干段, 利用阶梯形刚度的求解方法求解出各区段的有效刚度, 最后通过分段积分法求出构件在短期荷载效应组合弯矩标准值作用下的变形。此方法计算的挠度值理论上比开裂区域采用统一裂缝特征统计参数法求出的变形值更接近实际值, 比遵循最小刚度原则计算的挠度值偏小。

2.4 挠度的数值解法

根据裂缝统计特征将裂缝区分为若干段, 根据截面特性的计算方法求出各区段的受压区高度及其他截面特性, 可由求出的受压区高度建立有限元模型求解挠度, 通过调整其自重系数计入开裂截面的自重, 在模型里通过梁单元预应力荷载施加已求出的有效预应力。此方法很适合于分段情况比较复杂的梁或者梁截面比较复杂的梁, 通过建立模型计算分析也比较方便。

3开裂预应力混凝土简支梁模型试验

为了尽量满足基本假定4) 的要求, 采用经反复荷载作用200万次以上的预应力混凝土简支T梁, 其外观表现为截面跨中附近出现受拉横向裂缝。因此, 可采用本文提出的方法计算开裂后的预应力简支梁跨中挠度。

本文采用两根预应力混凝土简支模型梁进行试验, 分别为JZL-1和JZL-2, 两模型梁的参数均相同。预应力钢束采用7ϕj5低松弛钢绞线, 公称面积139 mm2, 标准强度为1 860 MPa, 初始张拉力为140 kN。普通钢筋采用ϕ6光圆钢筋, 其性能指标符合GB 13013-94钢筋混凝土用热轧光圆钢筋的规定。

3.1 模型试验加载方法

静力加载采用分级加载方式, 其加载程序可以分为预载、标准加载 (正常使用荷载) 两个阶段, 如图1所示。

3.2 模型梁挠度测试

选取跨中截面作为控制截面进行挠度测量, 以便了解开裂后结构挠度的变化。对于JZL-1和JZL-2整理各相应荷载下挠度数据, 得出结论:P—f曲线基本为线性关系。

3.3 试验数据分析——挠度的发展与荷载的关系

1) 根据JTG D62-2004公路钢筋混凝土及预应力混凝土桥涵设计规范求挠度[3]。

由图2, 图3可以看出根据JTG D62-2004公路钢筋混凝土及预应力混凝土桥涵设计规范中的刚度计算方法算得的挠度值较实测值的误差偏大, 总体趋势是随着荷载的增大, 误差在变小。

2) 根据刚度的简便算法求出的刚度求挠度。

由图4, 图5看出, 该方法计算的挠度值较接近试验值, 该方法有一定的适用性。在荷载等级较小时误差很大, 这可能是在荷载等级较小时对已开裂梁的裂缝特征模拟不够准确造成的。

3) 根据理论刚度用分段积分法求挠度。

由图6, 图7看出, 此方法计算开裂梁体在各级荷载下的挠度值比较准确、合理, 误差较小。此方法适用于预应力混凝土开裂后的挠度计算。

4结语

通过预应力混凝土简支T梁模型试验, 研究了荷载与裂缝特征统计参数及挠度之间的关系, 并根据相似裂缝的处理原则, 将主梁划分为几个开裂区段, 根据各区段的裂缝平均高度和拉应变求出刚度以及用文献[2]介绍的截面特性计算方法计算出各开裂区段的受压区高度、受压区应变后求出刚度, 用本文提出的挠度计算方法计算出预应力混凝土梁开裂后的挠度, 并与试验值进行对比分析。

试验成果表明:

1) 根据JTG D62-2004公路钢筋混凝土及预应力混凝土桥涵设计规范算出的挠度值较试验值偏大。

2) 根据裂缝特征直接求出模型梁刚度, 再根据分段积分求出挠度值的方法能够比较准确的计算出预应力混凝土简支T梁开裂后的挠度值。

3) 运用文献[2]提出的截面特性分析方法求出有效刚度及本文所提出分段积分法和数值解法求的挠度值与试验值非常接近, 说明刚度的计算方法及挠度计算方法的合理性。该方法具有简便、可行的优点。

参考文献

[1]周博.预应力混凝土梁开裂后刚度模型研究[D].西安:长安大学, 2010.

[2]董水英.预应力混凝土简支梁开裂后挠度模型试验研究[D].西安:长安大学, 2010.

[3]JTG D62-2004, 公路钢筋混凝土及预应力混凝土桥涵设计规范[S].

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[8]李国平.桥梁预应力混凝土技术及设计原理[M].北京:人民交通出版社, 2004.

应力开裂 篇4

硫化物应力腐蚀开裂 (简称SSCC) 是指受拉伸应力作用的金属材料在硫化物介质中, 由于介质与应力的作用而发生的脆性断裂现象。它是在外加应力和腐蚀环境双重作用下所发生的破坏, 其开裂有3个必要条件:敏感的材料、酸性环境和拉伸应力[1]。硫化物应力腐蚀开裂是管线钢腐蚀破坏的最大危害之一, 随着对石油、天然气的需求不断增加, 发展更高强度级别的管线钢变得更为迫切。然而, 管线钢强度级别越高, 对SSCC的敏感性也越高, 这种客观现实要求必须进行抗SSCC的管线钢的开发[2,3,4]。

本工作选用鞍山钢铁集团公司生产的两种成分X80级管线钢作为试验材料, 采用NACE三点弯曲法, 通过SEM、TEM等手段研究了X80级管线钢的SSCC行为, 评定了其抗SSCC性能的优劣, 并从微观组织的角度探讨了针状铁素体抗SSCC的机制。

1 试验材料及方法

1.1 试验材料

试样的化学成分见表1, 采用了低C低Mn的成分设计, 1号钢只添加了Nb, V, Ti, Mo等微合金元素, 2号钢在1号钢的基础上添加了Cu, Ni元素, 采用TMCP工艺轧制, 其力学性能见表2。

1.2 试验方法

抗SSCC试验参照NACE标准TM 0177-2005中的“方法B”标准[5]进行, 9个试样全部采用横向截取, 尺寸为68.0 mm×4.6 mm×1.5 mm, 在宽度方向中心部位带有2个ϕ0.7 mm的应力集中孔。腐蚀介质为CH3COOH (0.5%) +去离子水 (99.5%) +通入饱和H2S气体 (纯度99.9%以上) , 试验溶液温度保持在 (25±3) ℃, 加载的名义应力从390 MPa开始依次增大, 每个试样经过200 h后停止试验, 取出, 利用SEM和TEM进行观察分析。

2 试验结果与分析

2.1 显微组织及力学性能

由表2可知, 材料已经达到了X80的标准要求。图1显示了X80管线钢金相显微组织, 可以看到两种材料的显微组织都包含针状铁素体、块状铁素体和少量粒状贝氏体组织, 添加Cu, Ni元素的2号试样晶粒组织细小均匀, 针状铁素体比例明显高于1号试样。

2.2 应力腐蚀试验结果

表3为2种材料的SSCC试验结果。

注:T表示试样未开裂, F表示试样开裂。

临界应力Sc是比较不同材料抗SSCC性能的参数。在相同条件下, Sc值越大, 其材料的抗SSCC性能越好, 根据名义应力公式[5]和表3中数据可计算得到1号试样的Sc为770 MPa, 2号试样在应力1 390 MPa时也没有断裂, 若继续增大载荷则可能导致材料发生塑性变形, 违背了材料标准中的加载原则, 因此无法继续增大载荷, 使临界应力无法计算出来, 但是可以推断必然大于试验中所施加的1 390 MPa。可见2号钢的抗SSCC性能明显好于1号。

分别对1号试样加载770 MPa和2号试样加载1 390 MPa进行研究, 清理试样表面, 通过扫描电镜观察试验后的试样, 发现两个试样表面均覆盖着一层黑褐色的腐蚀产物。1号试样拉应力表面一侧有大量微裂纹产生 (图2a) , 在应力集中孔部分, 由中心向外, 有大量的放射状微裂纹。两个应力集中孔之间也有裂纹相连接。远离应力集中孔部分, 微裂纹在整个试样呈均匀分布, 裂纹方向与所加应力方向垂直。裂纹成棒槌形, 中部较宽、较深, 两端较尖、较浅, 可见裂纹是由中部产生并向两端、向纵深扩展的, 裂纹内部有大量颗粒状腐蚀产物 (图2c) , 能谱显示腐蚀产物主要是FeS (图3) 。2号试样拉应力侧未见裂纹 (图2b) , 将试样分别在应力集中孔部分、试样长度1/4部分分别截开, 观察裂纹扩展情况。试样在截面上均未发现裂纹, 说明含有Cu, Ni的2号试样在1 390 MPa应力下仍然具有较好的抗SSCC腐蚀性能。

3 分析与讨论

3.1 应力腐蚀机理

在H2S的水溶液中, H2S首先发生分解:H2S→H++HS-, HS-→H++S2-。金属在拉应力作用下, 位错沿着滑移面运动至金属表面, 在表面产生滑移台阶, 使表面钝化膜产生局部开裂并暴露出活泼的新鲜金属。Fe在H2S水溶液中发生反应, Fe→Fe2++2e, Fe2++S2-→FeS, 放出的电子被H+所吸收, 2H++2e→2H[6]。腐蚀产物FeS很容易溶解于溶液中, 这更有利于H2S水溶液的进入。在拉应力的作用下, 材料表面的钝化膜进一步破裂, 应力使产生的裂纹向纵深打开, H2S水溶液源源不断地流入向前延伸的裂缝, 使应力腐蚀持续进行。反应产生的氢, 一部分结合为氢气溢出, 另一部分进入金属, 在金属中向内扩散。进入金属内部的氢, 容易聚集在夹杂物或缺陷周围。在这里, 氢原子结合成氢分子, 体积要增大20倍, 结果在金属内部产生很高的氢压, 形成氢鼓泡, 最后导致金属开裂。从能量的角度来看, 由于加载了应力, 材料的结构发生了一些变化, 增加了滑移台阶, 空位密度和位错密度这些缺陷存在的位置, 均处于不平衡状态, 能量比较高, 都是氢易聚集的地方, 因为氢在这些缺陷周围某一位置会使体系能量降低, 所以氢极易富集在这些位置上;此外, 当在夹杂物附近形成的氢压大于临界值时就会形成裂纹, 裂纹沿晶界扩展过程中, 导致分层现象产生, 最终使试样的有效截面积减小, 加速渗氢的过程。

3.2 化学成分和显微组织对应力腐蚀的影响

化学元素对应力腐蚀有重要影响, Mo元素能够显著降低相变温度, 抑制块状铁素体的形成, 从而促进针状铁素体的形成, 同时, 还具有抗腐蚀的作用。Mo含量在0.3%左右时, 对管线钢抗SSCC性能的影响最佳[7];据文献[8]研究表明, 加入Cu元素能促进针状铁素体的形成, 还可以形成钝化膜, 防止氢进一步渗入;同时加入Ni形成Cu, Ni合金, 防止热脆现象的发生, 改善含铜钢的加热和热加工性能。由试验结果看, 含有Cu, Ni的2号试样具有较好的抗SSCC腐蚀性能。

由图2金相显微组织可以看出, 添加Cu, Ni元素的2号试样晶粒组织细小均匀, 针状铁素体比例明显高于1号试样。由于材料的组织细小均匀, 氢渗入后引起的氢压可由更多的晶粒来承受, 所以裂纹不易产生。即使有微裂纹源, 微裂纹在扩展过程中, 将会受到较多晶界的阻碍而难以扩展下去。图4a显示了其针状铁素体组织, 它是由针状铁素体条束组成。因为针状铁素体晶粒之间无特定的位向关系, 呈混乱分布状态, 裂纹在扩展过程中必然受彼此咬合并相互交错分布的细小针状铁素体条束的阻碍, 所以裂纹不易扩展。另外, 在针状铁素体组织中发现高密度缠结的位错网络 (图4b) , 而且位错网络上有大量分散的纳米级析出颗粒, 能谱显示主要为Nb, Ti的碳氮化物 (图5) , 这些细小分散的析出颗粒对位错起到了钉扎作用, 再加上位错互相缠结, 可动性大大降低。这样位错和沉淀析出的碳氮化物成为强烈的氢陷阱, 固定了氢元素, 阻碍了氢在金属中的运动和聚集, 防止了氢脆的发生, 所以具有高密度位错的细小针状铁素体板条束组织具有良好的抗应力腐蚀能力。

4 结 论

(1) X80管线钢中添加Cu, Ni合金元素后, 可以获得更为细小均匀的针状体素体组织, 由于更多的晶粒承受氢压, 可以显著提高材料的临界应力, 从而大幅度提高了材料抗SSCC性能。

(2) 针状铁素体内高密度缠结的位错和微合金元素的碳氮化物在位错网络上的沉淀析出, 起到了强烈的氢陷阱作用, 是针状铁素体具有良好抗SSCC性能的主要原因之一。

摘要：采用NACE三点弯曲方法, 通过SEM、TEM等手段研究了两种成分的X80级管线钢的硫化物应力腐蚀开裂 (SSCC) 行为。腐蚀介质为CH3COOH (0.5%) +去离子水 (99.5%) +通入饱和H2S气体 (纯度99.9%以上) , 试验溶液温度保持在 (25±3) ℃, 试验时间200h。结果表明, 添加合金元素Cu, Ni的材料的临界应力值 (Sc) 超过1390MPa, 而未添加Cu, Ni的材料的临界应力值仅为770MPa。添加合金元素Cu, Ni可以获得细小均匀的针状铁素体组织, 大量晶粒承受氢压, 可以显著提高材料的临界应力值 (Sc) , 从而提高了材料抗SSCC的性能。针状铁素体内高密度缠结的位错和微合金元素的碳氮化物在位错网络上的沉淀析出, 起到了强烈的氢陷阱作用, 是针状铁素体具有良好抗SSCC性能的主要原因之一。

关键词：硫化物应力腐蚀开裂,管线钢,针状铁素体

参考文献

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[4]武俊伟, 李晓刚, 杜翠薇, 等.X70钢在库尔勒土壤中短期腐蚀行为研究[J].中国腐蚀与防护学报, 2005, 25 (1) :15～19.

[5]NACE TM0177-2005.Laboratory Testing of Metals for Re-sistance to Specific Forms of Environmental Cracking in H2S Environments[S].

[6]赵明纯, 单以银, 李玉海, 等.显微组织对管线钢硫化物应力腐蚀开裂的影响[J].金属学报, 2001, 37 (10) :1087～1092.

[7]Osella A, Favetto A, Lopez E.Corrosion rates of buried pipelines due to geomagnetic storms[J].Corrosion, 1999, 55 (7) :699～705.

应力开裂 篇5

近年来, 随着农村经济的不断壮大, 农民收入普遍得到提高, 加之国家各项惠农政策的出台, 农民翻建住房的热情越来越高, 原来破旧不堪的土木建筑被新颖别致, 红砖绿瓦的现代砖混房屋所取代, 但由于农村匠人水平普遍较低, 对细部结构认识不足, 处理不当, 出现了许多建筑质量通病, 预应力空心板板缝开裂就是其中通病之一, 影响了房屋美观和实用效果。本人通过自己的施工认识, 分析板缝开裂的原因, 认为采取一定的措施, 这一质量通病是可以防治的。

1 板缝开裂的原因

1) 预应力空心板的原因:预应力空心板在制作过程中对模板尺寸把关不严, 出现截面尺寸变化过大, 钢筋保护层厚度过薄或过厚, 养护时间不足, 提前出厂等原因使预应力空心板的刚度不统一, 因刚度的差异, 使楼板在受荷载过程中, 变形不一致, 引起裂缝。

2) 找平和坐浆的原因:楼板在安装时, 省去找平这一工序, 在安装楼板时直接用坐浆来替代找平, 使楼板在梁上或砖墙上板底不平整和粘结差而出现裂缝。

3) 在施工时在楼板局部地方码砖或堆放砂浆过多, 造成楼面局部荷载过重, 使楼板的早期受力挠度变形过大产生板缝。

4) 安装楼板时一次性到位, 不注意调缝, 使板缝太小, 致使楼板嵌缝不密实, 失去了嵌缝的传力效果。

5) 在灌缝时, 对板缝中杂物不清理, 不浇水湿润, 对灌缝用的C20细石混凝土重视不够, 凭经验随意用水泥砂浆或砌筑砂浆填塞。

6) 灌缝混凝土未及时养护, 混凝土强度增长缓慢, 混凝土强度未达到要求, 下道工序紧跟其上, 致使灌缝混凝土与楼板之间产生缝隙, 失去灌缝意义。

7) 在板缝中敷设配电线管, 使板缝截面变小, 混凝土强度减弱或形成上实下虚现象而产生裂缝。

2 防治措施

1) 加强楼板质量的控制:选择有资质、信誉好的厂家订货, 对强度没达到设计要求的楼板不得提前出厂安装, 对楼板的尺寸偏差, 表面质量进行检查, 生产厂家也要加强技术控制, 配备精良的张拉设备, 使不同张拉台座施加的预应力值差在允许误差范围内, 使刚度差异引起的变形得以消除。

2) 严格按施工规范要求在安装楼板时先找平, 后坐浆的工序进行施工, 即在楼板安装前必须在两端支座处用1∶25水泥砂浆找平, 待找平层产生一定强度后, 边坐浆, 边安装楼板, 且坐浆要坐满垫实, 确保楼板板底平整牢固, 严禁用坐浆代替找平层。

3) 在施工作业中将砖、砂浆等均匀堆放, 防止局部地段荷载过大, 使预应力空心板均匀受力。

4) 安装预应力空心板时认真计算板缝宽度并排板, 排板时板底留缝宽度必须保证2 cm~4 cm, 吊模后灌注混凝土, 并使板缝上口凹20 mm, 下口凹10 mm。

5) 灌缝前要将板缝清理冲洗干净, 待板缝略干后用0.4~0.5水灰比的素水泥浆刷一道, 灌缝混凝土强度等级应选用与楼板相同或略高一些。

6) 板缝混凝土灌注后, 应及时洒水养护, 以保障缝内混凝土强度的增长, 加强早期养护工作。

预应力空心板板缝开裂的原因是不能严格按照规范施工或操作不当使思想上不重视造成的。只要提高施工人员、管理人员的素质, 严格按规范施工, 做好细部处理, 这种质量通病是能够避免的。

参考文献

[1]尹辉.住宅工程质量通病防治手册[M].北京:中国建筑工业出版社, 1999.

应力开裂 篇6

关键词：超级13Cr钢,NaCl溶液,极化电位,慢应变速率拉伸,应力腐蚀开裂

0 引言

随着工业生产和人民生活对石油天然气需求量的急剧增加,石油天然气开采的地域越来越广泛、地质环境也越来越复杂。加之全世界石油供应形势严峻以及受石油价格居高不下的刺激,许多地质和环境条件十分严酷的油气田相继投入开发,钻井和完井新技术、新工艺陆续投入使用,从而导致了油套管服役条件日益复杂。介质环境对油套管的腐蚀破坏,成为石油天然气开采开发的主要障碍[1]。由于具有优良的抗蚀性和更低廉的成本,13Cr钢得到了广泛的应用[2],但是普通13Cr钢的SCC敏感性很高[3]。超级13Cr钢减少C含量以抑制基体中的Cr以铬的碳化物的形式析出,添加Ni来获得单相马氏体以提高材料的热工作能力,同时在钢材中加入微量的合金元素(如Mo、Ti、Nb、V等),提高材料的局部腐蚀抗力,降低了超级13Cr钢的SCC敏感性[4]。

应力腐蚀开裂是超级13Cr钢腐蚀失效的主要形式之一[5],应力腐蚀开裂的影响因素较多,温度和Cl-浓度对其影响的研究已经很多,而对极化电位的影响研究较少,故本实验采用慢应变速率拉伸(SSRT,Slow strain rate tension)应力腐蚀开裂的实验方法,研究了极化电位对超级13Cr钢应力腐蚀开裂行为的影响,分析了其抗SCC性能和应力腐蚀开裂敏感性指数(Iscc),并探讨了超级13Cr钢在油气田中的应用。

1 实验

1.1 实验材料与试样

实验材料为超级13Cr钢,其化学成分见表1。采用板状拉伸试样,标距为30 mm,试样尺寸和规格如图1 所示,用150-1200#的水砂纸依次打磨试样表面,先用丙酮超声波除油,再用酒精清洗,风干后备用。

1.2 实验方法与设备

采用慢应变速率拉伸(SSRT)应力腐蚀开裂的实验方法,装置如图2所示。实验介质为室温和正常大气压条件下的5%NaCl溶液,未除氧,极化电位分别为-350mV、-150mV、-90 mV、-30 mV和+30 mV,拉伸应变速率为5.67×10-5mm/s,辅助电极为铂电极,参比电极为饱和甘汞电极(SCE),研究电极为拉伸试样,恒电位仪为HDV-7C晶体管恒电位仪,信号采集系统为SC-1信号采集器和DYB-5型动态应变仪,拉伸试验机为MYB-Ⅱ型慢应变速率试验机。试样断裂后,采用扫描电镜(SEM)对其断口形貌进行分析,采用能谱分析(EDS)和X射线衍射分析(XRD)对其腐蚀产物进行分析。

1.3 评价方法

根据应力腐蚀前后的强度变化和断裂延伸率的变化来评定应力腐蚀的程度,如式(1)所示。

式中:δair和δcor分别为试样未腐蚀和腐蚀条件下的强度,ψair和ψcor分别为试样未腐蚀和腐蚀条件下的延伸率,Iδ为以强度损失率表示的应力腐蚀开裂敏感性指数,Iψ为以延伸率损失率表示的应力腐蚀开裂敏感性指数。应力腐蚀开裂敏感性指数越大,表明材料的应力腐蚀开裂的倾向性越大,应力腐蚀越严重。用应力腐蚀开裂敏感性指数Iscc衡量应力腐蚀开裂敏感性的一般评价规则为[6]:当Iscc>35%时,研究体系具有明显的应力腐蚀倾向;当25%

2 结果与分析

2.1 抗SCC性能及Iscc

超级13Cr钢在不同极化电位下的SSRT实验数据结果见表2。由表2可知,超级13Cr钢在不同极化电位下的延伸率和强度相比于空气中的都有所降低,说明其具有应力腐蚀敏感性。但是在-350mV和-150mV的条件下,超级13Cr钢的断裂时间、延伸率和断面收缩率的下降幅度不大,而在-90mV和-30mV的条件下,断裂时间、抗拉强度、延伸率和断面收缩率则呈现出均匀下降的趋势,而在+30mV条件下的下降程度最大。从SCC敏感性指数的数值上也可以看出,超级13Cr钢在-350mV和-150mV下的Iscc25%,所以说明其在这两种极化电位下没有明显的应力腐蚀倾向;其在-90mV下的Iscc在25%~35%之间,说明其具有应力腐蚀倾向;而在高于-30mV时,Iscc>35%,则说明其具有明显的应力腐蚀倾向。这表明随极化电位的升高,超级13Cr钢的抗SCC性能降低,应力腐蚀开裂敏感性指数Iscc增大,应力腐蚀开裂的倾向性增大。

图3为超级13Cr钢在不同极化电位下的SSRT实验试样断裂后的宏观形貌。由图3可知,随着极化电位的升高,超级13Cr钢试样表面的腐蚀程度增大。在极化电位低于-150mV时,试样表面腐蚀程度较轻,断口处有明显的颈缩现象;在高于-90mV时,试样表面发生了较严重的腐蚀现象,断口处没有明显的颈缩现象。说明超级13Cr钢在极化电位低于-150mV时具有较好的抗应力腐蚀开裂性能,而高于-90mV时抗应力腐蚀开裂性能较差。这表明随极化电位的升高,超级13Cr钢的抗SCC性能降低,应力腐蚀开裂的倾向性增大。

图4为超级13Cr钢的应力腐蚀开裂敏感性指数Iscc与极化电位之间的关系。由图4可知,超级13Cr钢应力敏感性指数随极化电位的升高而增大,当极化电位低于-150 mV时,应力敏感性指数增幅很小;当高于-90mV时,应力敏感性指数增大的趋势较为显著,且Iδ比Iψ增大的趋势更为明显。说明超级13Cr钢在极化电位低于-150mV时,应力腐蚀开裂的倾向小,应力腐蚀程度较轻;而在高于-90mV时,应力腐蚀开裂的倾向大,应力腐蚀程度严重。这表明随极化电位的升高,超级13Cr钢的应力腐蚀开裂敏感性指数Iscc增大,应力腐蚀开裂的倾向增大,且极化电位对超级13Cr钢延伸率的影响比对其强度的影响更大。

2.2 应力-应变曲线

图5为超级13Cr钢在不同极化电位下的SSRT的应力-应变曲线。由图5可见,随着极化电位的升高,试样的抗拉强度和应变率都降低,极化电位为-350 mV和-150 mV时,抗拉强度变化不明显,但当极化电位为-90mV和-30mV时,试样的强度明显下降,在+30mV时,试样的强度大幅度降低。这说明当极化电位大于-90 mV时,其对超级13Cr钢的应力腐蚀影响十分显著,并且应力是从屈服点开始急剧降低,表明材料未发生塑性变形,断裂是脆性的。

2.3 SCC断口形貌

图6为超级13Cr钢在不同极化电位下的SSRT实验试样断口的宏观形貌。由图6可知,在5种不同极化电位下形成的断口外侧都有腐蚀的痕迹,并随着极化电位的升高,腐蚀程度增大。当极化电位低于-150mV时,断裂处发生明显塑性变形,断口基本清晰完整;当高于-90mV时,断口已发生腐蚀并有明显的点蚀穿孔现象,腐蚀程度随极化电位的升高而加重,断面出现大量的腐蚀坑。

图7为超级13Cr钢在不同极化电位下的SSRT实验试样断口的微观形貌。由图7可知,在-350mV和-150mV下,断口的微观形貌由韧窝组成,是典型的韧性断口;在-90mV下,试样断口微观形貌为大部分韧窝和小部分准解理的混合型断口,在断口局部可观察到由解理小裂纹形成的解理小平面,同时在解理小平面周围也可观察到有韧性撕裂痕迹存在,所以呈现出脆性和韧性混合的断口特征;在-30 mV和+30mV下,试样断口微观形貌则是由解理面和解理台阶组成,而在+30mV下的断口还存在大量的沿晶、穿晶裂纹,是典型的脆性断口形貌。超级13Cr钢显微组织为马氏体组织,其硬度较大[7],拉应力产生裂纹扩展比较困难,在相邻的晶界处会产生较大的塑性变形,以撕裂的形式断裂形成撕裂棱,并形成聚合的微孔韧窝[8],当极化电位大于其自腐蚀电位时,随着极化电位的升高,金属的阳极溶解加速,并在拉应力的作用下发生塑性变形并产生裂纹,降低了材料的韧性,使其容易发生脆性断裂。

2.4 SCC机理

对断口表面的腐蚀产物进行了EDS分析,结果如图8所示,图中出的O、Fe、Cr峰说明腐蚀产物主要是Fe和Cr的氧化物。对腐蚀产物进行了XRD分析,结果如图9所示,图中出现的Fe-Cr、FeO和CrO3物相峰进一步说明腐蚀产物主要是由Fe和Cr的氧化物组成。

经实验得到超级13Cr钢在5%NaCl溶液中的自腐蚀电位为-253mV,随着极化电位的升高,超过-253mV后属于阳极极化区,阳极反应速率大于阴极反应速率,只发生金属的活化溶解,没有出现活化-钝化现象,即腐蚀产物没有形成钝化膜[9]。因此当极化电位为-350mV时,试样表面会形成一层钝化膜,有效阻碍了腐蚀的发生,试样的断裂主要是应力起了主导作用,当应力集中导致开裂,腐蚀才会加速应力腐蚀开裂;而当极化电位高于-150mV时,钝化膜遭到破坏,腐蚀发挥主导作用,极化电位的升高会加速金属的腐蚀,加上溶液中Cl-的存在使溶液的表面张力下降[10],扩散性增加,使材料发生点蚀的倾向增大,进而使其的强度和塑、韧性降低,脆性增大,并在应力的作用下使材料更易发生断裂。

3 结论

(1)超级13Cr钢在5%NaCl的溶液中,当极化电位低于-150mV时,其抗应力腐蚀开裂性能较好,应力腐蚀开裂倾向较小,应力腐蚀程度较轻;当极化电位高于-90mV时,其抗应力腐蚀开裂性能较差,应力腐蚀开裂倾向较大,应力腐蚀程度严重。

(2)随极化电位的升高,超级13Cr钢的强度降低,延伸率减小,断裂时间减小,应力腐蚀开裂敏感性指数Iscc增大,其抗应力腐蚀开裂性能降低,应力腐蚀开裂倾向增大。

应力开裂 篇7

1 问题描述

在功能测试工站侦测到线路板上U64, U65 位置BGA开路不良, 10.55% (17/161) 不良率。用3D放大镜看不良焊点位置发现BGA焊点和基座之间开裂.

2D X-ray扫描发现不良BGA焊点影像和良好BGA焊点影像没有明显区别, 2D X-ray不能侦测到该BGA断裂不良。将其中三片不良板重新测试5DX, 都通过, 5D X-ray也不能侦测到该BGA基座断裂不良.

2 原因分析

检查回流焊的温度曲线, 没有发现异常。重新分析了该机台在生产过程中经过的每一个工站, 发现线路板ICT (In Circuit Tester) 电性测试工站和组装工站都有机会造成BGA焊点锡裂的风险。因为ICT电性测试时, ICT测试探针会压到该BGA表面, 因而有机械应力作用到BGA表面。

于是我们对ICT工站和组装工站作Strain gauge测试。

ICT工站Strain gauge测试结果:最大压力小于200u, 标准: 400u。 ICT工站Strain gauge测试结果都通过, 没有发现异常.

组装工站Strain gauge测试:

组装工站Strain gauge测试点位在BGA两端靠近散热片弹簧柱的位置。

组装工站Strain gauge测试方法:测试将散热片两端的弹簧柱压到线路板孔的过程中BGA的受力情况。

测试结果: (1) 在该弹簧柱组装过程中, 有一个由上向下的力作用在BGA上, 该力是在由上往下压弹簧柱的过程中产生的, 该力在200u以下:符合标准。 (2) 但是还有另外一个由下向上的力作用在BGA上。

根据Strain gauge测试结果, 猜想不良原因: 当压散热片两端的弹簧柱, 然后松开后, 弹簧因延伸开来对散热片有一个由下向上的反弹力, 由于散热片粘合在BGA表面上, 因而散热片对BGA有一个由下向上的反冲力, 该反冲力过大导致BGA在基座处开裂。

那怎样验证这个猜想呢?

3 实验验证

3.1 BGA不良点位位置分析

将所有实际产生的17 片不良BGA开路的点位作一个统计分析图发现所有不良点位都集中在BGA左上角和右下角处:左上角十五片不良, 右下角处两片不良。 BGA左上角和右下角处正是装散热片两端有弹簧柱的地方。而右上角和左下角处没有组装弹簧柱而没有该不良。该数据表明BGA开裂的焊点位置和组装散热片的弹簧柱的位置有强相关性。

3.2 试验验证

试验计划: 在组装散热片前用万表用量测BGAA1, B1, A18, B18, V18 确保没有开路不良。然后再组装散热片。组装散热片后, 再用万表用量测这些点位看有无开路不良。如果有, 就可以确定是组装散热片导致BGA开裂。试验结果: 组装前用万用表量52 片板子A1, B1, A18, B18, V18 点位没有发现不良, 但在组装散热片后发现有6 片不良。

试验结论: 组装散热片导致BGA焊点开裂不良。

进一步研究散热片固定柱上的弹簧发现用在开裂BGA (U64, U65, U66) 位置上的散热片固定柱上的弹簧的弹簧系数比用在其他BGA位置的弹簧系数大。用在U64, U65 开裂BGA位置上的弹簧系数为0.9kfg/mm, 而其他没有开路不良的BGA位置的弹簧系数为0.47kfg/mm或0.2kfg/mm。

于是将U64, U65 开裂BGA位置上的弹簧换一个弹簧系数较低的弹簧, 弹簧系数从原来的0.9kfg/mm降到0.47kfg/mm。然后再作Strain gauge测试。测试结果: 最大值为122u, 小于标准400u, 测试合格.

原因分析结果: U64, U65 开裂BGA位置散热片固定柱上弹簧的弹簧系数较大, 为0.9kfg/mm。在组装BGA散热片时, 当散热片的固定柱被压到线路板的孔里面后, 操作员松开固定柱, 散热片固定柱上的弹簧因延伸开来对散热片产生一个由下向上的反冲力, 由于散热片粘合在BGA上, 该反冲力也作用在BGA角落处而造成BGA左上角和右下角处开裂。

4 解决方案

将U64, U65 开裂BGA位置散热片固定柱上弹簧的弹簧系数由0.9kfg/mm降低到0.47kfg/mm。

5 效果验证

将弹簧系数由0.9kfg/mm降低到0.47kfg/mm后, 生产5, 000 片没有类似BGA开裂不良。