异径管-大小头 法兰与异径管环焊接接头 材料：不锈钢 碳钢 合金钢 交期：标准产品常年现货 描述：联系站长免费领取相关标准及重量表 规格： DN20-DN3000 在线咨询 产品详情 通过化学分析 、力学性能试验 、扫描电镜及 X 射线能谱 、金相分析等方法对某管道工程法兰 与异径管对接焊缝的打底环焊缝开裂的原因进行分析 。 分析认为 ，此次开裂的原因是焊接时焊缝 中存在 S 低熔点共晶杂质元素而造成的热裂纹以及焊接产生的淬硬组织 、较大的焊接拘束力造成 的冷裂纹共同作用所致 。 某管道工程现场施工时 ，将 DN４００ mm 材质为 F６０ 的法兰与 DN６００ mm × ４００ mm 、材质为 X６０ 的 异径管间的对接环焊缝打底焊接完成后 ，再进行焊 接之前第一道打底环焊缝产生裂纹（图 １ ） ，该裂纹 环向长度约为 ２１０ mm ，最大宽度约为 ２ mm. DN４００ mm 、材质为 F６０ 的法兰生产执行标准为 ASTM A６９４枟高压传输用管法兰 、管件 、阀门和 零件用碳钢和合金钢锻件标准规范枠［１ ］ ，DN６００ mm × ４００ mm 、材质为 X６０ 的异径管生产执行标准为 Q／SY GIX １０６ — ２００９ 枟油 气 输 送 管 道 工 程 用 DN４００ 及以上管件技术条件枠［２ ］ 。 为探讨该打底环焊缝产生裂纹的原因 ，笔者通 过材料化学成分分析 、硬度试验 、扫描电镜及 X 射 线能谱以及金相组织分析等对其进行分析 ，具体情 况介绍如下。 清洗裂纹扩展方向的断口后用扫描电镜观察 ， 结果显示该断口具有多源特征 ，图 ５ 为起源于异径 管侧焊根处的 A 裂纹源形貌 ，裂纹源区为沿晶形 貌 ，扩展区呈沿晶加解理形貌 。 图 ６ 为起源于异径 管侧焊根处的 B 裂纹源形貌 ，裂纹源区呈沿晶加解。 从分析的环焊缝上截取含有开裂断口的试样 作为金相分析试样 ，依据 GB／T １３２９８ — １９９１ 枟金 属显微组织检验方法枠 、GB／T １０５６１ — ２００５枟钢中 非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验 法枠以及 GB／T ６３９４ — ２００２ 枟金属平均晶粒度测 量枠［５‐７ ］ ，经 ４ ％ 的硝酸酒精腐蚀之后 ，在 M EF４M 金相显微镜及图像分析系统下观察 ，结果显示 ，法 兰基体显微组织为铁素体加珠光体 ，晶粒度评定 结果为 １０ ．０ 级。 根据上述分析 ，法兰和异径管原材料成分符合 文献［１ ，２］的要求 ，维氏硬度测量结果显示 ，其中异 径管硬度结果符合文献［２］的要求 。 裂纹断口试样扫描电镜观察显示 ，A 裂纹源区 呈沿晶断口形貌 ，其扩展区呈沿晶与解理断口形貌 ， 裂纹源 X 射线能谱分析结果表明 ，该处除了 Fe 、 M n 、O 、Si 等元素外 ，还存在 S 元素 ，S 元素为低熔点 共晶杂质元素 ，由此可知该裂纹源为热裂纹 ，且应该 为凝固裂纹 ，凝固裂纹一般产生在焊缝金属凝固过 程后期的脆性温度区间 ，此时焊缝金属结晶完成 ，但 晶粒间尚存在着很薄的液相层 ，塑性很低 ，当冷却不 均匀收缩而产生的拉伸变形超过临界值时 ，即沿晶 界液相层开裂 。 这种裂纹常出现在含 S 、P 较多的碳 钢焊缝中 ，而对文中所分析的法兰及异径管而言 ，其 S 质量分数非常低 ，因此焊缝熔敷金属中的 S 元素 可能来自焊材或在焊接时的外来污染［８‐１０ ］ 。 通过扫描电镜观察发现 ，B 裂纹源区呈沿晶加 解理形貌 ，扩展区呈解理加韧窝形貌 ，属于冷裂纹 形貌 。 金相分析表明 ，断口周围组织中存在淬硬马氏 体 ，显微硬度值较高 ，这可能因法兰及异径管壁厚较 大 ，焊接预热不充分或焊接时冷却速度较快而产生 淬硬马氏体组织 。 此外 ，断口处组织有明显变形流线 ，说明焊接时 接头承受较大的拘束应力 ，导致焊缝局部产生明显 形变 。 因为现场多采用拉板定位焊及坡口内直接定 位焊的方法 ，结构拘束度大时 ，焊接接头内的拘束应 力和残余应力也大 ，不利于抗裂 。 在大壁厚钢管组 对时 ，其刚性也大 ，强力组装定位焊或增设拉承附件 等也会导致拘束应力和残余应力增加 ，使抗裂性能 降低 。 综上所述 ，该打底环焊缝断口具有多个裂纹源 区的特征 ，断裂的原因是由于焊接时焊缝中存在低 熔点共晶杂质 S 元素而造成的热裂纹以及焊接产生 的淬硬组织 、较大的焊接拘束力造成的冷裂纹共同 作用所致
