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摘要：某核电站316L奥氏体不锈钢碱液储罐发生泄漏。 通过宏观观察、化学成分分析、金相检验、硬度试验和残余应力分析等手段分析罐体开裂的原因。 结果表明，储罐内壁两侧存在平行于焊缝的环向裂纹和垂直轴向裂纹，前者主要受焊接残余拉应力影响，后者主要受冷加工残余拉应力影响，两种裂纹均为碱致应力腐蚀开裂。

关键词：316L奥氏体不锈钢； 储存罐; 残余应力； 碱致应力腐蚀开裂

CLC 编号：TG142.1 文档代码：B 文章编号：1001-4012(2022)05-0022-04

碱引起的不锈钢材料应力腐蚀开裂，简称“碱脆性”或“碱开裂”，在许多文献中已有报道[1-8]，但大多数研究集中在高温条件下，而不锈钢中低温条件下碱裂脆性的相关研究较少。 不锈钢的碱脆失效案例也多发生在高温环境下[9-10]，中低温失效案例相对较少。 国内某核电站制氢装置储罐采用316L奥氏体不锈钢制造，罐内介质为KOH溶液，工作压力为700kPa～800kPa。 储罐使用8年后，下封头出现裂纹。 笔者对储罐进行了理化试验，分析了不同区域的受力状态，研究了储罐开裂的原因，并提出了改进建议。

1 理化试验

1.1 宏观观察与穿透探测

泄漏储罐由圆柱体和椭圆封头焊接而成，封头可分为直段和弯段，如图1a)所示。 外壁贯通裂纹位于封头直边，裂纹上尖距熔合线约8mm，下尖距熔合线约13mm，裂纹全长为约 5 毫米。

对储罐进行液体渗透检测，结果表明储罐外壁除贯穿裂纹外，未发现其他裂纹； 靠近焊缝的内壁两侧发现许多裂纹，包括垂直于焊缝的轴向裂纹和平行于焊缝的裂纹。 接缝环向裂纹如图1b)所示。 轴向裂纹仅位于封头直边段距焊缝熔合线约13mm以内，沿圆周方向均匀分布，长短不一。 较长裂纹的上端距熔合线1~2mm，下端距熔合线约13mm； 较短裂纹的上端距熔合线约 4 毫米，下端距熔合线约 10 毫米。 裂缝为A级裂缝。 环向裂纹位于焊缝两侧，距熔合线1~3mm。 气缸侧面的裂纹标记为 B1 裂纹，头部侧的裂纹标记为 B2 裂纹。 泄漏储罐裂纹分布宏观图如图 2所示。

1.2 化学成分分析

采用PMIMASTERSmart直读光谱仪分析了壳体和头部基材的化学成分。 结果如表1所示。两者的化学成分均符合ASTM A473-2017不锈钢锻件标准规范的要求。

1.3 金相检验

在缸体和缸盖的基体金属处取样，采用AxioObserver A3光学显微镜进行金相检验。 储罐母材显微组织如图3所示。筒体母材组织为奥氏体+少量退火孪晶，晶粒度为6级； 封头母材组织为奥氏体+大量形变孪晶和滑移带，晶粒度为3.5级。

1.4 硬度测试

使用MHV-50Z/V3.0数显维氏硬度计测试储罐各部位的硬度。 壳体和封头的母材硬度分别为165HV和248HV。 焊缝硬度、壳侧热影响区、封头侧热影响区分别为171HV、188HV、165HV，壳侧、封头侧平均厚度为分别为 3.71 毫米和 4.24 毫米。 机筒为正常固溶退火状态下的 316L 钢。 ASTM A473-2017标准没有规定316L钢的硬度，但参考GB/T3280-2015《不锈钢冷轧钢板和钢带》标准储罐取样口，可以看出对316L钢的硬度没有要求大于220HV，说明封头硬度较高，与其组织中存在大量变形孪晶和滑移带有关，为冷加工硬化状态的316L钢。

1.5 裂纹形貌分析

1.5.1 裂纹面分析

对储罐内壁A型和B型裂纹表面进行取样分析，取样位置如图4所示，试样经曲面压平、抛光、侵蚀后，观察用光学显微镜。 微观形貌如图5所示，可以看出两种裂纹均沿表面晶粒扩展。 A型裂纹中心较宽，两端较细。 头侧热影响区有明显的粗晶区和细晶区，总长约4mm； 筒体侧热影响区仅出现粗晶区，长度约0.8mm。 , 没有发现细粒度区域。 封头侧母材含有大量变形孪晶和滑移带，变形畸变程度高，焊接加热时发生静态再结晶。 由于焊缝附近温度高，再结晶后晶粒长大，形成粗晶区，稍远离焊缝的区域仅发生静态再结晶，晶粒不长大，形成细晶区。 筒体侧母材处于固溶退火状态，变形畸变差，再结晶驱动力不足。 由于焊缝附近温度高储罐取样口，晶粒直接长大，形成粗晶区； 由于距离焊缝较远区域的温度低于晶粒生长温度，所以只发生回复而没有发生结晶，也没有类似封头侧的细晶区，所以热的范围- 无法直接判断受影响的区域。 筒体和封头体均采用316L不锈钢，导热系数相同，焊缝两侧热影响区范围基本相同。 从机头侧面的热影响区范围来看，气缸热影响区的宽度约为4mm。 可以看出，部分A型裂纹的一侧尖端位于热影响区，另一侧尖端位于封头直边段，中心位于直边头部的部分； 另一部分A型裂纹均位于封头直边段； B级裂纹均位于焊缝两侧的热影响区。

1.5.2 裂纹截面分析

图 6 和图 7 分别显示了两种类型裂纹在壁厚方向的显微组织形貌。 A型裂纹从储罐内壁沿纹路向外壁扩展，延伸深度不一。 严重的部分几乎已经穿透储罐的整个壁厚。 裂纹尖端分叉，晶界未敏化。 B1、B2级裂纹主要位于焊缝两侧热影响区，裂纹沿晶粒扩展，尖端分叉，晶界不敏化，具有典型的晶间应力腐蚀开裂特征. A、B1、B2裂纹的显微硬度分别为242HV、171HV、157HV。 B2裂纹区硬度急剧下降的原因是焊后原始变形奥氏体晶粒发生静态再结晶。

为进一步分析储罐内壁A型裂纹的起源位置，沿同一裂纹的长度方向，在中心及两侧剖开，测量其深度。 结果如图8所示，裂纹中部沿壁厚方向延伸最深，说明A型裂纹起源于裂纹长度方向的中部，由内壁面向两侧扩展。

1.6 残余应力分析

使用残余应力分析仪，以焊缝为界，分别对筒体和缸盖进行残余应力测试，分别在0°（平行于焊缝方向）和90°（垂直于焊缝方向）两个位置进行测试向焊缝方向）。 方向，试验结果如图9所示，筒体侧0°方向和90°方向的残余拉应力区分别位于距焊缝中心线约20和12mm处； 头侧0°方向和90°方向的残余拉应力区分别约为17.15mm。 A型裂纹和B型裂纹位于残余拉应力区。

2 综合分析

A型和B型裂纹均位于储罐残余拉应力区，均沿壁厚方向由内壁向外壁沿晶生长。 A型裂纹起源于封头母材区，并在垂直于焊缝的表面向两侧扩展。 图9 储罐内壁不同区域的残余应力测试结果； 焊缝膨胀。 封头的制造工艺为冷冲压，封头的直边是将原板料的边缘向内“翻边”而成，会产生较大的塑性变形和残余拉应力[11]。 在原始冷加工残余应力、温度65~70℃、KOH碱液服役条件的长期作用下，发生垂直于焊缝的晶间应力腐蚀开裂。 由于焊后热影响区奥氏体晶粒回复再结晶，原有残余应力基本消失。 由于奥氏体晶粒冷却收缩，在热影响区产生焊接残余拉应力。 平行于焊缝的晶间应力腐蚀开裂。

罐体开裂机理可以用碱致应力腐蚀开裂的膜破裂理论来解释[7,12]。 在KOH碱液环境中，储罐内壁表面形成一层钝化膜，钝化膜在高残余拉应力作用下发生破裂。 钝化膜破裂后，破裂区金属表面未及时形成钝化膜，裸露的金属与KOH碱液接触，OH-在表面破裂区富集，进而发生反应与裸露的金属，裸露的金属与浓碱液发生反应，形成一层金属氧化膜，这层氧化膜在应力作用下再次破裂，然后钝化-破裂-钝化-破裂的循环不断重复，裂纹不断延伸膨胀延伸，最终导致储罐开裂、渗漏。

3 结论与建议

(1)储罐内壁环向裂纹和轴向裂纹为碱致应力腐蚀开裂。 环向裂纹主要受焊接残余拉应力影响，而轴向裂纹主要受封头直边段冷加工残余拉应力影响。

(2)控制焊接热输入，降低焊接残余应力，避免环向裂纹； 封头冷成型后增加去应力处理工艺，降低冷加工残余应力，避免轴向裂纹。

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