X80管线（共7篇）
X80管线 篇1
随着世界经济的快速发展,天然气的使用量不断增加,为满足市场需求,新建及设计阶段的输气管道正向着长距离、大管径、高压力的方向发展。X80管线钢因具有良好的抗腐蚀性能、焊接性能和抗延性断裂性能,在全世界范围内得到越来越广泛的应用[1]。国外对X80管线钢的使用已有20多年的历史,国内在2008年西气东输二线中首次大批量使用此管线[2]。研究表明,输油气管道在自然地质灾害如开采沉陷、山体滑坡、洪水冲击[3—5]等作用下,由地层变形产生的地表大幅度移动,会导致管道出现局部屈曲、皱褶甚至出现大跨度的悬空[6],严重影响管道的安全运营。我国西部地理环境复杂多变,X80输气管线通常在高压、恶劣的环境中运行,各类地质灾害造成管道悬空的现象时有发生。因此,评估X80输气管线在悬空状态下的安全性对其可靠运行具有极大的工程意义。
1 X80管线钢的本构关系
在万能材料试验机上,选取10件X80钢材标准试件,对其进行拉伸试验,试验后的σ-ε曲线见图1(a)。选取其中一条典型的σ-ε曲线作为此钢材试样的计算依据,见图1(b),其力学特征参数如表1所示,应力值对应的塑形应变见表2。其中,σ为应力,MPa;ε为应变,无量纲。
2 悬空管道模型
管道意外悬空后,在自重载荷作用下发生挠曲变形,两侧埋地管段受拉伸力和土壤阻力共同作用发生弯曲变形[7]。图2给出了埋地管道受地质灾害产生长度为L的悬跨管段的物理模型。根据Winkler假定关于在垂直载荷与力矩作用下的弹性地基梁的统一内力计算方法以及双线性模型,给出悬空段管道的力学模型见图3[8]。
该计算模型假设如下:认为管道单位长度的自重及其介质的重量q沿悬空段L均匀分布;不计管道轴向摩擦力;将埋设管段视为小变形无限长梁,不考虑弯曲、拉伸变形的耦合作用;认为管道横向土壤抗力符合Winkler假定;管道轴向抗力符合双线性假设。为方便分析,认为土壤物理性质、管道的变形及受力关于C-C轴对称。图3中x-y平面为管道受力和发生位移的平面。由于x=0处管道截面的转角不大,认为当量轴力S0(轴力N0)、剪力Q0分别平行于:x轴与y轴。在求解之前,统一规定:弯矩M以管道上侧受压为正,管道轴力N以拉力为正。
2.1 悬空管段静力分析
由文献[8]知悬空管道的跨中(2L)挠度计算方程为
式(1)中c=槡SE0I;E为钢材的弹性模量,MPa,X80管线钢E=2.15×105MPa;I:管子的截面惯性矩,m4;q:介质与管道单位长度上的自重载荷,N/m;L为管道悬空长度,m;M0为悬空管道在x=0截面处的弯矩,N·m;v0为悬空管道在x=0截面处的挠度,m;S0为当量轴向拉力,N,S0=N0-p4πd2,N0为悬空管道在x=0截面处的轴力,N;p:管道所受内压,Pa;d为管道内径,m。
2.2 埋设管段应力分析
图4为埋设管段模型图,由弹性地基梁理论,可求出截面梁弯曲管段的挠度ν0、转角θ分别为:
由悬空管段和埋设管段转角在x=0处相等,则:
式(4)中,,ky0:管道在xy平面发生移动时,滑坡体外土壤综合系数,N/m3,可按文献[9,10]取值。D为管道外径,m。
3 管道失效的判别依据
国内现行各种管道的设计标准多数遵循基于应力的判断标准,其设计是以管道的最小屈服强度为极限载荷,以管壁应力为限制的设计标准[11]。近年来随着研究的深入和管材性能的提高,越来越多的研究表明这种判别标准过于保守。在大规模地表移动条件下,管道要适应地面曲率的变化,这时,管道的应变由地表曲率决定,并非由计算应力获得其应变,由此采用基于应变设计更为合理[12]。基于应变的设计准则建立在以极限状态设计和位移控制加载思想基础上[13],对以位移控制载荷为主载荷的管段,在保证管道安全运营的条件下,允许管道的应变达到甚至超过其屈服应变,此时管道虽然发生了一定的塑性变形,但仍能满足生产的要求。
3.1 拉伸应变
DNV-OS-F101(2000)规定:对无缺陷管道,累计塑性应变超过0.3%时需要进行工程临界评价(ECA);累计塑性应变超过2.0%时不仅需要进行ECA,还需满足材料的其他附加要求。
管线钢不可避免地存在螺旋焊缝和对接焊缝,在外载荷作用下,当拉伸应变达到或超过临界值,可能导致管道在焊缝处拉断失效。考虑到管材缺陷、焊缝及热影响区等的影响,建立管道拉伸应变失效准则
式(5)中,ε为因子化拉伸应变,无量纲,%;f为设计系数,无量纲,对输油管道,取值为0.72,输气管道则根据管道通过地区沿线的人口和建筑物的密集程度,划分为四个等级:一级地区为0.72,二级地区为0.6,三级地区为0.5,四级地区为0.4[14];φf为焊缝安全系数,无量纲,由试验确定,考虑到管材缺陷、焊缝及热影响区等的影响,现场管道无法进行拉伸试验,通常取值为0.6。[ε]为管道的许用应变,这里为弹性应变加0.3%的塑性应变,常取0.5%。
需要进行ECA和其他附加要求的应变范围为:
式(6)中,φεt为拉伸应变抗力系数,无量纲,可取0.7;εtcrit为管道的极限拉应变,无量纲,%,应由实验确定,同时应考虑管材的焊缝、缺陷以及热影响区等因素,缺乏信息时可取0.75%。
由此,可建立输气X80管线钢的拉伸应变失效判据见表3。
3.2 压缩应变
当管道严重弯曲或承受压缩载荷时,管道截面会受到压应力和压应变,当管壁最大压应变达到或超过临界应变时,管壁将会出现局部屈曲或褶皱。为防止压缩变形引起管道失效,对压缩应变提出了以下要求[15]:
式(7)中,εcf为因子化的纵向或环向压缩应变,无量纲,%;φεc为压缩应变阻力因子,无量纲,可取0.8;εccrit为管道的纵向或环向压缩极限应变,无量纲,通常由试验确定,同时应考虑初始缺陷、内外压、残余应力及材料本构关系等因素的影响。缺乏具体信息时可按下式取值。
式(8)中,t为管道壁厚,m;pi为最大设计压力,MPa;pe为最小外部静水压力,MPa;σs为最小屈服强度,MPa。
由于管线钢压缩变形多由突变载荷引起,且呈现局部性,细长管道悬空时的压缩变形还将引起失稳。为安全起见,仍沿用公式(7)和式(8)作为压缩变形的失效判据。
4 悬空管道的有限元仿真
为更好地研究悬空管道的变形及受力特征,以西气东输二线新疆段霍尔果斯-KP500桩的X80输气管道为例,采用有限元计算软件ABAQUS对悬空管道进行仿真模拟。
4.1 基本假设
悬空管道管土接触时受诸多因素影响,为便于分析计算,忽略次要因素,作如下假设[16]:(1)临近悬空部分的岸土未被冲刷;(2)管体在模拟部分呈水平布设;(3)暂不考虑地震、温度变化的影响;(4)管道材质均匀,表面无缺陷等;(5)土壤和管道的物理性质关于管道轴向对称分布。
4.2 计算模型
受回填土掩埋的管道,多数为浅埋,一般情况下管顶覆盖土厚度为2~4 m,考虑到优化计算量问题,简化土体模型,管道轴线位于宽度截面正中,根据对称性,取二分之一模型计算,在提高计算速度的同时又不影响仿真的准确度。根据管道沉管作业过程中应力应变远程监测数据以及按照Winkler假定计算的埋地段影响区范围,两侧埋地段受影响区管段长度约为悬空段长度的0.49倍,可将土体长度设定为悬空管道长度的1/2。有限元几何特征模型见图5。
计算过程中,设定土体的下表面全约束,侧面四表面只允许上下移动,这样可以在一定程度上模拟因管段受力和力矩引起的竖向位移变化;设置土体管道接触段,以管体外表面为主表面,土体内表面为从表面,定义切向行为和法向行为,摩擦系数应由实验测得准确值,在无实测时,可由《SY-T-0450—2004输油(气)钢制管道抗震设计规范》中取值;设置两个载荷步:(1)内压;(2)重力载荷。
要模拟好管土互作用,需要较高质量的网格划分。对管道和土体进行合理的网格划分,其中管体采用三维4节点减缩壳单元(S4R),土体采用8节点线性减缩积分单元(C3D8R)。对管道附近土壤部分的网格做加密处理,以便更好地得到管道的受力情况。悬空管道划分网格后的仿真计算模型见图6。
4.3 模型参数
选取管道材料为X80钢,土体为黏土。管材及土壤的物理参数分别见表4、表5;算例参数见表6。
5 结果与分析
对不同的悬空长度,计算可得算例工况下管道的应力应变值,给出各算例管道需进行ECA和既要进行ECA又要对管材进行评判的悬空管长,见表7。
以壁厚为26.4 mm管道为例,给出最大应力、应变、挠度与悬空长度之间的关系图,见图7。
由图7知,最大应力、最大应变和挠度均与悬空长度呈正相关,且本构关系与实验得出的X80应力应变曲线较为相似。当悬空长度为480 m时,最大应力为567.9 MPa,应变为0.522%,接近拉伸极限应变0.525%,需要对管道进行ECA及对管材进行评判;当悬空长度为180 m时,最大应力为469.4MPa,最大应变为0.211%,一级地区需要对此管道进行ECA;当悬空长度为140 m时,最大应力为411.6 MPa,最大应变为0.179%,二级地区需要对此管道进行ECA;当悬空长度为100 m时,最大应力为351.2 MPa,最大应变为0.146%,三级地区需要对此管道进行ECA;当悬空长度为50 m时,最大应力为260 MPa,最大应变为0.12%,四级地区需要对此管道进行ECA。悬空长度为480 m时管道的应力应变云图见图8。
由图8知,悬空管道危险点,位于埋设段和悬空段交汇处。
图9为不同管径比(D/t)时,最大应变与悬空长度之间的关系。
由图9知,最大应变随悬空长度的增大而增加且与管径比呈正相关,即减小管径比可提高悬空管道的安全性。
6 结论
(1)考虑管土间的相互作用及管道的空间变形,建立悬空管道的力学分析模型及计算方法。
(2)根据极限状态理论,应用基于应变准则的失效判据判定悬空管道的安全状态,此准则允许管道达到甚至超过其屈服应力,可充分发挥现代管道抗大变形的能力。
(3)运用大型有限元仿真软件ABAQUS对X80悬空管道进行模拟分析,可知,最大应力、应变及挠度与悬空长度、管径比呈正相关,即减小管径比可提高悬空管道的安全性;悬空管道危险点,位于埋设段和悬空段交汇处。
X80管线 篇2
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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X80管线 篇3
目前, 发达国家已广泛使用X80级别管线钢, 并部分使用X100/120级别的管线钢, 国内也开始生产X80级别管线钢。从管线建设的发展趋势来看, X80管线钢在工程上的应用将逐渐增加。因此, X80级别的高强度管线钢具有重要的研究价值与应用前景。
带钢热连轧是当前钢铁工业应用计算机控制最成熟而且也是最有成效的一个部门。为了实现计算机控制, 必须首先建立起相应的数学模型。
1 生产条件
钢水经转炉冶炼和炉外精炼后连铸成厚度250 mm的管线钢铸坯, 经粗轧机轧制两道次, 再经2 250 mm六机架热连轧机组连续轧制成厚为15.7 mm、宽为1 700 mm的热轧板卷。连铸薄板坯经过隧道式加热炉, 出炉后经过高压水除鳞, 开轧温度1 150℃。其他参数见表1和表2。
2 应力场模拟的解析条件
采用DEFORM-3D软件对轧制过程的应力场进行模拟。
2.1 单元划分
带钢模型定为长×宽×高为 (10 000×1 700×250) mm3的长方体。在长方体上划分等参单元, 其长×宽的二维平面划分104个单元, 三维共划分3 744个单元, 过程为计算200步, 一步一记。
2.2 解析条件
坯料横断面尺寸为 (250×1 700) mm2, 其中的宽展忽略不计, 其成品横断面尺寸为 (135×1 700) mm2。本文主要模拟第一道粗轧时应力场的分布。
3 模拟结果及分析
3.1 轧制过程的应力分布
为了更好地了解各点的应力状态, 分别在轧件边部、角部, 以及表面中心位置上定义几个点P1点、P2点、P3点。
而在同一时刻, 轧件上各点的应力分布状态也不一样。通过模拟, 我们得出在轧向平面轧向侧面的两个平面的不同应力分布。
3.2 轧件应力场分析
从以上模拟应力场可以看出, 模拟结果与实测值符合良好。带钢在经过变形后应力值急剧上升, 而中部的应力值要高于边部的应力值。
3.2.1 轧件上有代表性点的应力场分析
分析有代表性的各点的应力分布得:在开始变形的时候, 表面中部 (P1点) 的应力上升至600 MPa左右, 同时角部 (P2) 的应力值上升得更快, 之后又急剧下降, 而边部 (P3) 的应力情况则相对平稳。这是因为在高温情况下, 由于发生动态再结晶, 导致应力产生后又以较快的速度消失。
3.2.2 轧件轧向平面应力场分析
分析轧件轧向侧面应力场的分布情况得:由于变形的原因, 从而导致的应力场的变化。在变形区的应力值较高, 主要是由于变形使轧件内部产生应力, 且分布比较均匀。
3.2.3 轧件轧向侧面应力场分析
轧向侧面的温度分布和轧向平面的情况类似, 也是变形区的应力较高, 但由于在边部, 其变形程度不如中部剧烈, 且由于金属的宽展程度不一样, 所以应力值的变化有起伏, 属于正常现象。
4 结语
1) 通过采用DEFORM-3D对X80管线钢轧制过程的应力场进行了模拟, 得到带钢热轧过程中轧向平面, 侧面的应力场分布图和曲线。通过实测, 轧制过程的应力情况与模拟结果一致。
2) 在轧制过程中, 轧件中部和角部的应力值较大, 而边部的应力值较小。
3) 轧件在轧向平面上变形区和未变形区的应力差别比较大, 变形区的应力值要远远高于未变形区的应力值。
4) 轧件在轧向侧面上变形区和未变形区的应力差别比较小, 且由于宽展程度不同, 其应力分布有所起伏。
参考文献
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X80管线 篇4
1 前言
材料焊接性的评价一直是焊接工作者面临的最艰巨的任务, 在焊接过程中, 焊接技术非常复杂, 焊件质量的优劣与大量参数的相互作用以及焊接过程中的组织转变有关[1]。为保证焊件无缺陷, 并能满足结构的使用性能要求, 就必须对这些相互作用的参数进行控制。焊接性常用的评定方法有以下几种[2]: (1) 经验公式:如碳当量 (Ceq) 、裂纹敏感系数 (Pcm) 等; (2) 对实际焊接结构进行观察、检测以确定焊接性; (3) 通过对焊接CCT图测定对焊接热影响区的组织、性能及冷裂纹倾向进行预测; (4) 通过对HAZ的硬度测定预测HAZ的冷裂纹倾向及脆化倾向; (5) 通过专门的焊接性试验, 如插销试验、斜Y坡口试验等对焊接性进行试验评价等。本文将选用碳当量和斜Y型坡口焊接裂纹试验方法来对三种X80管线钢进行焊接性评价, 之后选用焊接性最好的一种X80管线钢做后续的返修焊焊接工艺试验。
2、试验材料与试验方法
2.1 试验材料
本文选用的母材以三个不同厂家生产的X80-1、X80-2和X80-3作为试验对象, 板厚均为18.4mm。分别从各钢卷板上取样, 各材料的化学成分如表1所示。
2.2 斜Y坡口焊接裂纹试验方法[3]
本试验方法所产生的裂纹多出现于焊根尖角处的热影响区。当焊缝金属的抗裂性能不好时, 裂纹可能扩展到焊缝金属, 甚至贯穿至焊缝表面。裂纹可能在焊后立即出现, 也可能在焊后数分钟, 乃至数小时后才开始出现。本次试验焊接方法选用手工电弧焊, 焊条选用SH-J770, 在350℃下烘烤1小时保温使用;焊接规范为:焊接电流为170±10A, 电弧电压为22±2V, 焊接速度为150±l0mm/min。试件的形状和尺寸、手工焊试验焊缝位置如图1。
试验中根据公式 (1) 计算出表面裂纹率:
根据公式 (2) 计算出根部裂纹率:
根据公式 (3) 计算出断面裂纹率:
3 试验结果及分析
3.1 焊接性试验
3.1.1 碳当量评价
采用国际焊接学会推荐的碳当量计算公式 (4) 分别计算了三种试验钢的碳当量。
计算结果为:X80-1的CEIIW=0.43, 焊接性最好;X80-3的CEIIW=0.47, 焊接性次之;X80-2的CEIIW=0.48, 焊接性较差。
3.1.2 斜Y坡口焊接裂纹试验
采用肉眼或其他适当的方法来检查焊接接头的表面和断面是否有裂纹, 并分别计算出表面裂纹率、根部裂纹率和断面裂纹率。五个横断面的位置是:按试验焊缝宽度开始均匀处与焊缝弧坑中心之间的距离四等分而确定。计算所得的各种裂纹率如表2所示。
对于斜Y坡口试验来讲, 通常我们认为当裂纹率小于20%时, 在实际的焊接过程中就不会产生裂纹, 由此来看X80-1和X80-3的表面裂纹率和根部裂纹率都小于20%, 断面裂纹率大于20%, 但综合裂纹率都在20%以内, 因此认为这两种钢材的可焊性良好, 且适用于该种焊接工艺。而X80-2的各项裂纹率均大于20%, 表明该种钢材的可焊性相比前两者较差, 且不适合该焊接工艺。
3.2 焊接工艺试验
采用上述相同的焊接工艺对X80-1管线钢进行了返修焊的焊接工艺试验 (焊接规范参数略) 。焊接完成后对焊接接头进行了各项力学性能试验和金相组织分析。拉伸试验采用矩形拉伸试样, 测的抗拉强度为750MPa;导向弯曲结果表明, 面弯、背弯均无裂纹;从冲击韧性试验结果看, 焊缝的冲击韧性平均值为220J (-10℃) , 热影响区的冲击韧性平均值为242J (-10℃) 。从各项力学性能结果看, 焊接接头均符合相关标准的要求。焊接接头各区域的金相组织如图2所示。
从图2可以看出, 熔合区的组织为粒状贝氏体, 焊缝的组织为晶内针状铁素体+粒状贝氏体+少量多边形铁素体, 细晶区组织为细小的多边形铁素体+少量的珠光体和M/A岛。均符合相关标准的要求。
4 结论
(1) 从碳当量计算结果和斜Y坡口试验结果可以看出:X80-1的焊接性最好, X80-3的焊接性次之:X80-2的焊接性较差。
(2) X 8 0-1管线钢具有良好的焊接性, 采用优化后的返修焊工艺参数进行焊接后, 可以得到性能良好的焊接接头。
摘要：本文采用斜Y坡口焊接裂纹试验对三种X80管线钢材料进行了焊接性研究, 之后采用优化的手工电弧焊焊接工艺对X80-1管线钢进行了返修焊焊接工艺试验。实验结果表明:X80-1的焊接性最好, X80-3的焊接性次之:X80-2的焊接性最差。试验用X80管线钢具有良好的焊接性, 选用的焊接工艺参数合理, 采用该工艺参数焊接, 可以得到性能良好的接头。
关键词：X80,斜Y坡口,焊接性,焊接工艺试验
参考文献
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X80管线 篇5
关键词：X80管线钢,Nb,抗腐蚀性能,抗硫化物应力腐蚀,抗氢致开裂
进入21世纪以来,我国在高强度管线钢管开发领域取得了显著进展[1,2,3,4],高钢级管线钢通常采用控轧控冷及微合金方式生产,为进一步降低管线钢的成本,需要采用新的合金设计和新型工艺。以超快速冷却设备为核心的新一代TMCP技术可以实现细晶强化、析出强化、相变强化等多种强化机制,充分挖掘钢材的潜力,提升钢材性能,节省资源和能源[5,6,7,8,9]。管线运输是长距离输送石油天然气最经济合理的运输方式,输气管道的服役条件多为潮湿环境,输送介质含硫化氢、二氧化碳等酸性物质较多,硫化氢、二氧化碳等引起的管道腐蚀失效事故时有发生[10,11,12,13]。超快冷工艺生产的X80管线钢充分利用其细化晶粒的优势,减少合金元素的加入,降低了生产成本,节约了资源,但同时可能对产品的其他性能产生影响。本工作研究了新型超快冷工艺生产的高Nb成分X80管线钢及其对抗腐蚀性能的影响。
1化学成分与生产工艺
1.1化学成分
实验材料成分采用高Nb设计,主要利用Nb有效提高未再结晶温度和固溶强化效果,实现两阶段大压下控制轧制。同时采用Nb+Ti进行复合微合金化,减少贵重合金元素Ni,Mo,Cr的用量,以降低管线钢的合金成本。X80管线钢的冶炼化学成分如表1所示。
1.2生产工艺
充分利用热连轧机的轧制能力,并结合超快冷工艺的优点,以满足X80管线钢的高强度与高韧性。采用二段式轧制,在粗轧阶段进行7道次轧制变形,精轧阶段进行7道次轧制,将终轧温 度设定为790~850℃。轧后进行控制冷却,采用超快冷并辅以层流冷却的冷却方式,保证超快冷冷却速率大于30℃/s,出口温度小于680℃,再采用层流进行冷却,卷取温度设定为380℃时进行卷取。X80管线钢轧制工艺参数如表2所示。
2实验结果
2.1X80管线钢的抗SSCC腐蚀性能
在试制的X80管线钢钢卷上取样,对其抗SSCC腐蚀性能进行测试。采用标准NACETM0177-2005(C法),在5%NaCl+0.5%CH3COOH的饱和H2S水溶液中分别进行不同应力加载水平的C形环恒载荷加载实验,应力加载 水平最高 为95%σs,最低为65%σs。σs为X80管线钢的屈服强度,本实验设定为590MPa。实验开始后每隔24h取出试样观察裂纹情况,发现试样裂纹则记录观察时间,实验最长时间为720h。实验结果如表3所示。
表3中720﹡表示试样腐蚀720h后,未发现宏观裂纹,试样腐蚀开裂时间应大于720h。随着加载水平的降低,腐蚀开裂时间延长,在65%σs的加载应力下观察未发现宏观裂纹,当加载水平高于70%σs时,试样发生开裂的时间小于300h,并且随加载水平增加,时间缩短,在95%σs时,时间减少到88h。开裂时间与加载水平关系曲线如图1所示,试样产生开裂的临界应力值在65%σs为390MPa左右。超过此临界值,试样的腐蚀敏感性较高,抗腐蚀能力较差,在95%σs加载水平下,应力敏感性极高。另外,观察腐蚀试样的表面,发现C环内外表面均存在灰褐色的腐蚀产物,且分布均匀。试样沿外表面最大拉应力截面开裂,裂纹呈直线、细长状,贯穿整个C环的宽度方向,无二次裂纹,在内环压应力表面未发现开裂现象。
对比谢广宇等关于X70级管线钢硫化物应力腐蚀开裂的研究结果[14]:其强度为605MPa(达到APIX80级管线钢的标准≥551MPa),实验加载名义应力为347MPa,在饱和H2S水溶液中实验720h后试样表面有少量的微蚀坑,未发现裂纹,具有良好的抗SSCC性能。本次实验所得临界应力值为390MPa,对于本次试制的X80级管线钢在该应力下未发生开裂。因此,比较分析得出其具有优良的抗SSCC性能。
2.2X80管线钢的抗 HIC腐蚀性能
在试制的X80管线钢钢 卷上取样,采用NACETM0284—2003标准进行抗HIC性能检测。将不受力的试样暴露于常温、常压、含饱和H2S的人工海水中,在规定的实验时间(96h)以后,取出试样,根据试样所产生的裂纹数量、长度及宽度评定其阶梯形破裂敏感性,实验数据如表4所示。
其中CLR为裂纹长 度百分比 ,CTR为裂纹厚 度百分比,CSR为裂纹敏感百分比。腐蚀后试样表面形貌如图2所示。通过观察试样表面无氢鼓泡,剖面金相观察无HIC裂纹。
根据API规定的CLR<15%,CTR<3%,CSR<1.5%的酸性环境用管线钢抗阶梯开裂性能的要求,来评价新工艺试制的X80管线钢的抗HIC性能。由表4和图2可见,新型超快速冷却工艺生产的X80管线钢具有很好的抗氢致开裂性能,可以满足管线钢使用要求。
2.3X80管线钢的抗 CO2腐蚀性能
在试制的X80管线钢钢卷上取样。实验装置为带有旋转装置的34.4MPa高温高压釜,实验介质为5% NaCl+ 0.5%CH3COOH溶液,CO2压力为0.1MPa。实验温度为30℃,实验时间为96h。在釜中通入高纯度N212h,去除釜中O2后加入腐蚀介质3L,然后用高纯度N2进行二次除O22h,除O2完毕后,升温到指定温度,关闭N2,通入CO2,逐渐升压到实验预设定值,并开始计时,实验结束后,打开釜盖,取出腐蚀试样,用蒸馏水冲洗试样表面,去掉试样表面残留的溶液,随后对试样表面进行扫描电镜观察及腐蚀产物分析,其余试样去除腐蚀产物,用无水酒精脱水后冷风吹干,计算其失重和腐蚀速率。X80管线钢腐蚀失重及腐蚀速率数据如表5所示。
本次实验 平均腐蚀 速率为0.6843mm/a,张雷等[15]关于抗CO2腐蚀低Cr管线钢的实验结果为:5%NaCl+0.5%CH3COOH溶液中腐蚀速率为2.2mm/a。由于本次实验中二氧化碳的分压为0.1MPa,而文献中二氧化碳分压为1MPa。一般随着CO2分压增加10倍,腐蚀速率增加3~4倍,且文献中 实验温度 为60℃,所以本次实验与张雷等所得结果相比,腐蚀速率相当。腐蚀表面微观形貌如图3所示,由图3可以看出试样表面腐蚀产物膜较薄,腐蚀比较轻,没有出现明显的点蚀,但还是存在少量的微小裂纹。腐蚀表面宏观形貌如图4所示。由图4可以看出试样表面,去除腐蚀产物后试片表面比较平,没有明显的点蚀坑,说明该条件下的腐蚀形式主要是均匀腐蚀。上述对比观察表明,新型超快速冷却工艺生产的X80管线钢具有良好的抗CO2腐蚀性能。
图3腐蚀后未除锈试样表面形貌(a)下表面SEM 腐蚀表面形貌;(b)上表面SEM 腐蚀表面形貌Fig.3Norustremovedsamplesurfacemorphologyaftercorrosion(a)SEMcorrosionsurfacemorphologyundersurface;(b)SEMcorrosionsurfacemorphologyuppersurface
图4腐蚀前后宏观形貌(a)腐蚀前;(b)腐蚀后;(c)去除腐蚀产物后Fig.4Macromorphologybeforeandaftercorrosion(a)beforecorrosion;(b)aftercorrosion;(c)afterremovalofcorrosionproducts
3讨论
3.1显微组织
本次实验用X80管线钢采用控制轧制和新型超快速冷却工艺,此工艺在奥氏体区间,在适于变形的温度区间完成连续大变形和应变积累,得到硬化的奥氏体,轧后立即进行超快速冷却,使轧件迅速通过奥氏体相区,保持轧件奥氏体硬化状态,将硬化奥氏体“冻结”到动态相变点,以进一步细化铁素体晶粒。图5为X80管线钢的显微组织图片,由图5可以看出,显微组织以均匀细小的针状铁素体(AF)为主,以及少量的粒状贝氏体(GB)和马氏体/残留奥氏体(M/A)组织。X80管线钢组织的定量分析见表6,其晶粒度为14级,带状组织为0级。
将X80管线钢制备成金属薄膜样,在透射电子显微镜下观察,其TEM组织照片如图6所示。从图6(a)可以看出铁素体基体中有许多尺寸小于30nm析出物,这些析出物周围有大量位错网络见图6(b)。组织均匀性尤其带状组织是影响管线钢抗腐蚀性能的重要因素,从本研究结果可以看出,利用超快速冷却工艺生产的X80管线钢,得到了以 针状铁素 体为主的 组织,而且组织非常细小和均匀,无带状组织存在。因此,利用新型超快冷工艺生产的管线钢具有优良的抗腐蚀性能。
3.2耐腐蚀性
管线内部的H2S,CO2是输气管线主要腐蚀介质之一。其主要腐蚀形式有硫化物应力腐蚀开裂(简称SSCC)、氢致裂纹(HIC)和CO2酸性腐蚀。其硫化物应力腐蚀开裂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,氢致裂纹是指金属材料处在含H2S的介质环境中,由于电化学腐蚀过程中析出的氢进入金属材料内部.产生阶梯形裂纹,这些裂纹的形成与扩展最终使材料发生开裂。CO2腐蚀是指金属材料处在含CO2的介质环境中,在一定的温度、压力下,CO2溶于水时与水发生化学反应,生成碳酸,与金属产生电化学腐蚀。采用超快速冷却工艺生产的管线钢由于材料的组织细小均匀,无带状组织,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,或CO2溶解产生的H+有更多的晶粒可以吸收,降低腐蚀电流,降低腐蚀倾向。即使有微裂纹源或腐蚀源,微裂纹或腐蚀在扩展过程中将会受到较多晶界的阻碍而难以扩展下去。针状铁素体晶粒之间形成相互连锁的组织结构,裂纹或腐蚀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板条的阻碍,使得裂纹或腐蚀不易扩展。X80经过控制轧制及超快速冷却,在转变成针状铁素体的奥氏体晶粒内有大量形变位错产生,而且位错网络上有大量分散的纳米级析出颗粒,这些细小分散的析出颗粒对位错起到钉扎作用,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,固定了氢原子,阻碍了氢在金属中的运动和聚 集.防止了氢 脆及CO2腐蚀的发生,明显增加了裂纹扩展的阻力,降低了氢致开裂的敏感性、硫化物应力腐蚀开裂及CO2腐蚀速率[14,16]。
4结论
(1)抗SSCC腐蚀实验表明,产生开裂的临界应力值在65%σs(390MPa)左右。超过此临界值,试样的腐蚀敏感性较高,抗腐蚀能力较差,在95%σs加载水平下,应力敏感性极高。在饱和H2S水溶液中实验720h后试样表面有少量的微蚀坑,未发现裂纹,具有优良的抗SSCC性能。
(2)抗HIC腐蚀实验表明,在实验条件下,裂纹敏感率、裂纹长度率和裂纹厚 度率均为零,说明此X80管线钢具有优良的抗氢致开裂性能。
X80管线 篇6
关键词：X80管线钢,土壤腐蚀,电化学,动电位极化,交流阻抗,腐蚀速率
0前言
X80管线钢具有良好的强度和韧性,广泛应用于我国西气东输二线工程,随着管线钢的冶炼与轧制、钢管制造及焊接等相关技术日益成熟,X80钢将成为大口径、高压输送管线用钢的主要选择[1,2]。管线钢在服役过程易受土壤因素的影响而发生腐蚀,其中局部腐蚀危害性较大,可能会萌发应力腐蚀裂纹[3]。目前,土壤模拟溶液一般为高p H值( 9. 0 ~ 11. 0) 和近中性( 5. 5 ~ 8. 5 ) 土壤溶液,如NS4溶液( 0. 483 g /L Na HCO3,0. 122 g /L KCl,0. 137 g /L Ca Cl2,0. 131 g /L Mg SO4·7H2O) 常用于模拟埋地管线涂层剥落处的腐蚀环境。在管线钢服役过程中,由于涂层剥落而致使电解液渗透到管线钢表面形成局部的电解液层,该局部电解液薄层随周围环境不同而有差异,其形成和演变是涂层剥落位置、涂层类型、失效形式、土壤因素及阴极保护等因素共同作用的结果[4]。目前的相关研究主要集中在涂层和阴极保护方面,而对电解液层因素和离子浓度变化的影响研究较少。基于此,本工作采用交流阻抗和动电位极化曲线技术研究NS4模拟溶液的土壤环境因素对X80管线钢腐蚀行为的影响,考察了外部环境气氛、温度和溶液阴离子浓度变化对其腐蚀行为的影响。
1试验
1. 1试材及腐蚀溶液
试材为X80管线钢,其化学成分( 质量分数) : 0. 040% C,0. 200% Si,1. 870% Mn,0. 010% P,0. 002% S,0. 140% Cu,0. 260% Cr,0. 200% Ni,0. 100% Mo, 0. 056% Nb,0. 015% Ti,余量Fe。试样尺寸10 mm × 10 mm × 2 mm,用铜导线与其焊接,再用环氧树脂封装,暴露工作面积1 cm2。试验前用240 ~ 1 500号砂纸将工作面逐级打磨至光滑,用丙酮去油,无水乙醇和去离子水清洗,冷风吹干后置于干燥器皿中待用。
腐蚀溶液为NS4模拟土壤溶液,由分析纯化学试剂和超纯水配制而成,其组成为0. 483 g /L Na HCO3, 0. 122 g / L KCl,0. 137 g / L Ca Cl2,0. 131 g /L Mg SO4· 7H2O。在此基础上,通过改变腐蚀溶液温度、腐蚀溶液气氛、腐蚀溶液主要离子浓度来研究腐蚀溶液环境因素对X80管线钢腐蚀行为的影响。
(1)温度
通过恒温水浴锅控制腐蚀溶液温度分别为15,25,40,60 ℃。
(2)气氛
通入的气氛分别为空气暴露( 不通入任何气体) 、100% N2、100% CO2、50% N2+ 50% CO2( 体积分数,下同) 和75% N2+ 25% CO2,所用气体均为高纯气体。
(3)主要离子浓度
以NS4溶液为基准,通过添加Na Cl、Na2SO4和Na HCO3等试剂分别增加溶液中的Cl-,SO42-,HCO3-浓度,浓度变化分别选取基准溶液阴离子浓度的5,10,15,20倍。
1. 2测试分析
电化学测试设备为CS多通道电化学工作站,采用三电极体系,工作电极为X80管线钢试样,辅助电极为高纯石墨棒,参比电极为饱和甘汞电极( SCE) ,所有电位如无特殊注明,均相对于SCE而言。测试介质为上述不同条件下的NS4模拟土壤溶液。测试前,将工作电极在- 1. 2 V恒电位阴极极化10 min以去除表面的氧化膜,稳定15 min后进行测试。
交流阻抗谱测试在开路电位下进行,扫描频率范围为1. 0 × ( 10- 2~ 105) Hz,正弦波信号的幅值5 m V, 对数扫描10点/10倍频。动电位极化曲线测试的扫描范围为- 0. 3 ~ 0. 6 V( 相对开路电位) ,扫描速率为0. 33 m V / s。当电流大于1 m A / cm2时测试停止。采用CView数据分析软件对动电位极化曲线数据进行拟合分析,采用ZSimp Win软件对交流阻抗数据进行拟合分析。
2结果与讨论
2. 1温度对腐蚀行为的影响
图1为X80管线钢在暴露于空气中的不同温度NS4溶液中的动电位极化曲线,其对应的电化学参数拟合结果见表1。从图1和表1可知: 随着NS4溶液温度的升高,X80管线钢在其中的自腐蚀电位Ecorr逐渐降低,同时,其自腐蚀电流密度Jcorr逐渐增大; 当温度从25 ℃ 增大到40 ℃ 时,Ecorr变化不大,而Jcorr大幅增加,腐蚀速率增大2倍; 温度从40 ℃升高60 ℃ 时,Ecorr减小,而Jcorr继续增大,腐蚀速率增大。这是因为温度升高既能提高电极表面的活性,促进阳极反应,又能促进物质的扩散与传输,所以随着温度升高腐蚀电流密度增大[5]。
图2为温度对X80管线钢EIS谱的影响,图3为相应的等效电路图,其拟合结果见表2。其中Rs代表溶液电阻,Q为常相位角元件,以CPE表示,是描述电容C参数发生偏离的物理量,Rct为电荷转移电阻,W为Warburg扩散阻抗( 以拟合后的导纳系数YO表示) 。
由图2和表2可知,随着温度的增加,N80管线钢表面活性提高,反应表现为半无限扩散阻抗过程,电荷转移电阻Rct逐渐减小,介质中的离子迁移到X80管线钢表面受到的阻力减小,反应速率增大,使其腐蚀速率增大。
2. 2溶液气氛对腐蚀行为的影响
图4为25 ℃下,X80管线钢在不同气氛NS4溶液中的极化曲线,相应的拟合结果见表3。从图4可以看出,在不同气氛条件下,X80管线钢在模拟土壤溶液中均没有活化-钝化区间,只有活性溶解区。因此,CO2、 O2、N2等气体不会改变X80钢在NS4溶液中的腐蚀类型,O2和CO2的存在会增大X80管线钢在该模拟溶液中的腐蚀速率。由表3可知: 当气氛中CO2含量从零逐渐增大时,Ecorr也逐渐增大,这是因为CO2溶于溶液中, 易与材料表面形成Fe CO3薄膜,使Ecorr增大; 当CO2浓度从零增加到25% 时,Jcorr明显增加,腐蚀速率增加至2倍左右,CO2浓度从25% 增加到50% 时,其Ecorr变化不大,且腐蚀速率增幅较小,而当CO2浓度从50% 增加到100% 时,后者的Jcorr为前者的2倍多。
在无氧环境下,X80管线钢的腐蚀速率最慢,而当有氧存在时,其腐蚀速率会增加,溶液中的溶解氧会使其自腐蚀电位增大,其反应机理分析如下。
( 1) 空气中暴露:
(2)无氧无CO2时:
(3)在含有CO2的溶液中,其腐蚀机理一直是研究的热点且存在争议[6],普遍认可CO2腐蚀机理如下[7]:
CO2进入溶液后,近中性NS4溶液会产生HCO3-和H2CO3等阴极还原活性物质,反应受活化控制,管线钢受到腐蚀[7]。在含有CO2的介质中,腐蚀产物Fe CO3及结垢物Ca CO3或不同的生成物膜在钢铁表面不同区域的覆盖度不同,膜或垢下的金属因缺氧电位较负,发生阳极溶解,不同覆盖度的区域之间形成了具有很强自催化特性的腐蚀电偶[8],造成全面腐蚀和一种典型的沉积物下方的局部腐蚀[7]。
图5为X80管线钢在不同气氛NS4溶液中的EIS谱,其相应的等效电路和拟合结果见图6和表4。其中,L为感抗,RL为感抗所对应的电阻,其他符号含义同前。
从图5及表4可以看出,在CO2气氛下,其EIS谱包含高频容抗弧、低频感抗弧和低频容抗弧。而100% N2和空气中暴露的情况由高频容抗弧和低频Warburg阻抗组成。由表4可知,在NS4模拟溶液中,CO2的通入会使其生成中间产物HCO3-和H2CO3,产生感抗,直接影响X80管线钢的传质和扩散过程,且随着浓度增大,转移电阻Rct逐渐减小,CO2会加快反应的传质速率,从而使腐蚀速率增大。在无O2无CO2时,即只有电极电位E一个状态变量扰动时,其反应表现为半无限扩散过程,电荷转移电阻Rct高达2 387 Ω·cm2,NS4溶液暴露在空气中时,氧气的存在会降低Rct,增大反应速率。
2. 3离子浓度变化对腐蚀行为的影响
图7为NS4溶液中Cl-,SO42-,HCO3-浓度对X80管线钢腐蚀行为的影响。
从图7可以看出: Cl-浓度增大对X80钢的Ecorr和Jcorr均没有明显影响,但是Cl-浓度增大至0. 02 mol / L,会使阳极塔菲尔斜率Ba减小,阳极反应加剧; SO42-浓度增大至0. 005 mol/L时,其阳极塔菲尔斜率Ba减小,促使阳极反应加剧; Cl-,SO42-对于阴极反应没有明显影响,其浓度变化主要影响阳极反应速率; 当HCO3-浓度低于0. 029 mol/L时,其极化类型为阳极溶解型,腐蚀控制由阳极溶解转变为阳极溶解-钝化,当其浓度大于0. 029 mol/L时,出现了活化-钝化区,且其致钝电流密度Jp随着HCO3-浓度增大而减小,这是因为HCO3-的存在抑制Fe CO3的溶解,其含量增加促进Fe CO3或Fe( OH)2沉积在X80管线钢表面形成一层钝化膜,同时NS4溶液中的腐蚀性离子Cl-和SO42-会致使Fe CO3产物膜破裂,这个生成与破裂的过程会使X80钢局部产生缺陷,形成微电池,使Ecorr下降,增加了腐蚀敏感性。
3结论
( 1) X80管线钢在NS4模拟溶液中的腐蚀类型属于阳极溶解型。气氛不同不会改变腐蚀类型,但会影响腐蚀速率。O2和CO2的存在均会在X80管线钢表面形成钝化膜,但O2存在会增大Ecorr,加速其阳极反应, 使腐蚀速率增加; CO2的通入会影响电化学反应的传质和扩散过程,且随着其浓度增大,电荷转移电阻Rct逐渐减小,反应的传质速率增大,同时加速其阴极反应, 致使腐蚀速率增加。
( 2) 随着温度升高,X80管线钢在NS4溶液中的Ecorr减小,更易于发生腐蚀,同时,Jcorr增大,腐蚀速率增大,从25 ℃ 升高至40 ℃ 时,电荷转移电阻Rct大幅减小,介质中的离子迁移到X80管线钢表面受到的阻力减小,腐蚀速率急剧增大。
( 3) 增大Cl-浓度和SO42-浓度对X80管线钢在NS4溶液的Ecorr和Jcorr没有明显影响,但浓度增大会加速阳极反应。而增大HCO3-浓度大于0. 029 mol/L时, 会出现明显的活化-钝化区,腐蚀控制由阳极溶解转变为阳极溶解-钝化,随着其浓度增大,其致钝电流会变小,说明其表面产生了钝化膜,更易钝化。
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X80管线 篇7
材料的土壤腐蚀问题不仅是腐蚀科学研究中一个重要的基础性课题,而且也是地下工程应用急需解决的一个实际问题[1,2]。埋地油气输送管道长期与各种不同类型的土壤相接触而遭受着不同程度的腐蚀,土壤腐蚀已成为威胁管道安全运行的重要潜在因素,也是导致管道腐蚀穿孔的基本原因。我国西气东输二线工程首次应用了X80级钢管,目前其使用越来越多,一旦遭到腐蚀破坏,便会造成重大损失。由于X80管线投入使用的时间不久,对其耐腐蚀性能方面的研究尚处于起步阶段,未形成系统。因此,深入研究X80钢在我国典型土壤中的腐蚀行为是十分必要的。
目前,国内外主要对X80钢的应力腐蚀开裂性能进行了研究[3,4,5,6,7,8],对其在我国实际土壤环境中腐蚀性能的研究则鲜见报道。西气东输二线途经西部盐渍土地区,库尔勒土壤是我国西部典型的荒漠盐渍土壤之一,土壤溶液呈碱性,含盐量较高[2,9],对材料的腐蚀性极大,是管线钢发生点蚀最可能的土壤环境之一。土壤腐蚀中土壤溶液介质是材料腐蚀的重要影响因素,为此,本工作采用电化学技术结合表面分析方法,对X80钢在库尔勒土壤溶液介质中的电化学腐蚀行为进行了模拟研究(暂不讨论其他因素和土壤湿度、电导率等的影响),以探索X80钢在该模拟溶液中的腐蚀机理及腐蚀规律。
1 试验材料与方法
1.1 试样制备
试验材料为X80管线钢,化学成分见表1。直接取壁厚为22 mm的直缝焊管线切割成40 mm×20 mm×3 mm和10 mm×10 mm×2 mm 2种规格的试样,前者用于腐蚀形貌观察,后者用于电化学测量。试样状态分为原始态和退火热处理态2种,退火热处理条件为650 ℃、3 h,目的是消除管材的残余应力。2种状态X80钢的力学性能见表2。
原始态与退火态X80管线钢的显微组织形貌见图1。由图1可以看出,X80钢的原始组织(图1a)由粒状贝氏体+多边形铁素体+珠光体组成,均为典型的针状铁素体[10],退火后组织(图1b)中已开始出现块状铁素体和珠光体组织,粒状贝氏体消失,珠光体主要分布在晶界上,而铁素体晶粒较原始组织粗大,晶粒大小不一,晶界清晰,致使X80钢力学性能下降。
1.2 模拟试验
模拟库尔勒土壤环境介质配制的模拟溶液成分为:0.231 7% Cl-,0.085 2% SOundefined,0.106 0% HCO-3,pH值为9.10。溶液采用分析纯NaCl、NaSO4、NaHCO3及去离子水配制。
采用美国EG&G公司的M 2273电化学测试系统进行电化学测量,试验采用三电极体系,X80钢为工作电极,饱和甘汞电极为参比电极,铂片为辅助电极,对浸泡不同时间的X80钢试样进行极化曲线测量,扫描速度为0.5 mV/s,依据Tafel曲线外推法比较自腐蚀电流密度Jcorr,观察其变化规律。
1.3 试样表征
取出浸泡了一定时间的X80钢试片,用JED - 2200型扫描电子显微镜(SEM)观察表面微观形貌,用其附带的能谱仪(EDS)分析腐蚀产物的成分。用小刀刮取表面少许腐蚀产物,用D/max 2400型X射线衍射仪(XRD)分析腐蚀产物的结构。
2 试验结果与讨论
2.1 腐蚀形貌
图2和图3是X80钢试样在库尔勒土壤模拟溶液中浸泡90 d后的腐蚀产物特征及其EDS分析结果。由图2可以看出,原始态与退火态X80钢表面的腐蚀产物分为3层:外锈层呈团簇状分布,为厚度不均匀的多孔锈层,相当一部分已经脱落,不具有保护性;中间锈层呈花瓣状分布,比较松散,腐蚀性离子可以通过其间隙侵入,也不具有保护性;内锈层均匀致密,与基体结合紧密,对钢基体具有一定的保护性,但是内锈层表面存在许多细长的裂缝,腐蚀性离子可以通过裂缝渗入基体表面发生反应,从而诱发局部腐蚀。从图3可知,原始态与退火态的X80钢表面腐蚀产物中存在较高含量的铁和氧,表明该腐蚀产物主要为铁的氧化物。对90 d后的原始态和退火态X80钢试片表面腐蚀产物的XRD分析结果表明,表层腐蚀产物主要有α - FeOOH和γ - FeOOH,FeOOH质地疏松,起不到保护作用,内层主要为Fe3O4,比较致密,可起一定的保护作用(见图4)。EDS与XRD分析表明,在浸泡过程中,没有发生硫酸盐还原反应,说明SOundefined基本上不参与反应,文献[11,12]表明土壤的pH值对金属的腐蚀影响不大,其他离子对腐蚀过程的影响也很小。因此在库尔勒盐渍土模拟溶液中,Cl-对X80钢的腐蚀起主导作用。通过对比图2a和图2b可以看出,退火态试样的内锈层比原始态更厚,表面存在的裂缝更宽、更深,根据表面形貌初步判断其腐蚀速率大于原始态。
2.2 极化曲线分析
图5为X80钢浸泡不同时间后的极化曲线。表3为X80钢浸泡时间不同的极化曲线拟合结果。由图5可以看出,X80钢在2种状态下的阳极区均不存在钝化区,说明X80钢在库尔勒土壤模拟溶液中没有钝态出现,腐蚀过程的阳极反应主要为铁原子的氧化。
从表3可以看出,2种状态的X80钢在模拟溶液中的Ecorr均随浸泡时间的延长而降低,Ecorr越低,腐蚀倾向越大;由Farady第二定律可知,自腐蚀电流密度与腐蚀速率之间存在一一对应关系,Jcorr越大,腐蚀速率越大,原始态X80钢的自腐蚀电流密度Jcorr随浸泡时间的延长先减小,后增大,说明腐蚀速率先减小,后增大;而退火态X80钢的Jcorr随浸泡时间的延长而增大,说明腐蚀速率呈增大趋势。以上结果表明:在反应初期,钢基体表面电位较低的部位,如夹杂物周围、凹点内,会优先发生腐蚀,形成腐蚀产物,但是由于这些腐蚀产物薄且不均匀,没有完全覆盖金属表面,对基体没有保护作用,腐蚀速率会逐渐增大;在反应中期,腐蚀产物膜厚度增加,并形成连续的具有保护性的膜,对钢基体具有一定的保护性,因而可以观察到原始态X80钢的自腐蚀电流密度随着浸泡时间的延长而逐渐降低,但是在退火态X80钢表面的腐蚀产物膜之间存在裂纹,对钢基体不具有一定的保护性,腐蚀性离子可以通过裂纹进入基体表面加速局部腐蚀,因而可以观察到退火态X80钢的Jcorr随着浸泡时间的延长而增大;在反应后期,生成的锈层进一步增厚,最外层锈层由于疏松多孔从内层大量脱落,锈层厚度减小,致密性降低,内层腐蚀产物膜之间进一步出现裂缝,并且裂缝随浸泡时间的延长而变宽、变深,所以腐蚀速率增大。由表3还可以看出,浸泡到中后期,退火态X80钢的腐蚀速率均高于原始态,这可能是经退火后X80钢组织内出现的块状铁素体+珠光体组织部分代替了针状铁素体,导致材料性能恶化,致使X80钢耐蚀性降低。这一结论与X80钢的腐蚀形貌分析结果一致。
2.3 腐蚀机理
阴极反应过程:
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这是锈层增厚、颜色加深的原因。
阳极反应过程:
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一方面,Fe(OH)2会被继续缓慢氧化为更稳定的Fe3O4,另一方面,FeOOH也可以与X80钢表面的Fe2+结合形成Fe3O4,这就是内层Fe3O4含量较高且具有保护性的原因[13]。
3 结 论
(1)在库尔勒盐渍土壤模拟溶液中,X80钢退火后组织中的块状铁素体+珠光体组织部分代替了针状铁素体,导致其性能恶化,耐蚀性低于原始态。
(2)原始态和退火态的X80钢在库尔勒土壤模拟溶液中浸泡90 d后,其腐蚀产物均主要为α - FeOOH、γ - FeOOH(表层)及Fe3O4(内层),对钢基体大致发生3个过程:腐蚀初期,锈层不连续、不致密,对钢基体起不到保护作用;腐蚀中期,锈层有足够的厚度和致密性,具有一定保护性,但是锈层表面存在的裂纹可以使腐蚀性离子通过,并进入基体表面加速腐蚀;腐蚀后期,外锈层从内锈层脱落,对钢基体的保护性降低,腐蚀速率进一步增大。
(3)在库尔勒土壤模拟溶液中,随浸泡时间延长,原始态X80钢的腐蚀速率呈增大 - 减小 - 增大趋势,退火态X80钢的腐蚀速率呈增大趋势;Cl-对X80钢的腐蚀起主导作用。
摘要：X80管线钢在油气输送中广泛使用,而对其在土壤溶液的腐蚀情况研究尚不够系统、深入。为此,采用电化学测试、扫描电镜观察、表面能谱分析及X射线衍射等方法,研究了原始态与退火处理态的X80管线钢在库尔勒土壤模拟溶液中的电化学腐蚀行为与机理,分析了热处理和腐蚀时间等因素对X80钢极化曲线的影响。结果表明,退火态X80钢的耐蚀性低于原始态,这主要与X80钢的组织因热处理而发生改变有关;随浸泡时间的延长,两种状态X80钢总的腐蚀倾向均增加,但原始态时的腐蚀速率呈增大-减小-增大趋势,退火态时的腐蚀速率则呈增大趋势;腐蚀产物主要由FeOOH(表层)和Fe3O4(内层)组成,而腐蚀产物膜的完整性和致密性影响了X80钢表面的腐蚀行为与过程,使管线钢表面的局部腐蚀破坏程度增加。研究还发现C l-对X80钢的腐蚀起主导作用。