通過斷口宏觀和微觀分析、化學成分分析、力學性能試驗、金相分析等理化性能試驗,對L３６０M 直縫埋弧焊鋼管水壓爆破試驗出現(xiàn)縱向開裂和橫向斷裂的原因進行了分析.結果表明:鋼管縱向開裂和橫向斷裂主要是由于管體材料韌性較差,鋼管材料中鐵素體Ｇ珠光體帶狀組織嚴重則是導致其韌性較差的主要原因,而管材中嚴重的帶狀組織與鋼中錳含量偏高導致錳偏析有關;建議合理控制錳元素含量,還可以通過降低鋼管用板材終軋溫度、增加控冷冷卻速率、微合金化等措施來降低板材的帶狀組織級別.

關鍵詞:管線鋼管;水壓爆破試驗;開裂;韌性;帶狀組織;錳偏析

中圖分類號:TE９７３．９１ 文獻標志碼:B 文章編號:１００１Ｇ４０１２(２０１７)０４Ｇ０２７３Ｇ０７

收稿日期:２０１６Ｇ０４Ｇ２２

作者簡介:羅華權(１９８３－),男,工程師,碩士,主要從事石油管

材質量監(jiān)督檢驗及研究工作,luohuaquan＠cnpc．com．cn.

      焊接鋼管水壓爆破試驗是驗證鋼管承載能力,判斷到達設計壓力后鋼管安全性是否合格的一項重要試驗[１].某 鋼 管 廠 生 產 的 規(guī) 格 為 ?８１３ mm×３０mm 的L３６０M 直縫埋弧焊接鋼管,在水壓爆破試驗后出現(xiàn)了縱向開裂和橫向斷裂的情況(一般只縱向開裂),起裂位置位于管體.通過斷口宏觀形貌分析,初步判斷失效是由鋼管材料韌性較差造成的。

爆裂管材料采用的是管線鋼管常用材料 L３６０M,采用“JCOE”成型方式,即直縫埋弧焊接.該成型方式主要過程為采用多軸控制的智能化液壓成型設備,按照鋼管的曲率,對鋼板的兩個邊同時進行彎曲,實現(xiàn)鋼板的“J”成型,經過“J”成型的鋼板快速橫向送進給至指定位置,從另一端開始對未成型的鋼板進行多步逐次彎曲,實現(xiàn)鋼板后半部分的 “C”成型;最后對“C”型管環(huán)的下部進行一次彎曲,將彎邊后的鋼板壓制成 O 型管坯,進入下一道焊接工序.其主要加工工序包括銑邊、預彎邊、成型、預焊、內外焊、無損探傷、補焊、機械擴徑、水壓試驗、管端倒棱、無損探傷、外觀及幾何尺寸檢查等。

１．２ 化學成分分析

      按 照 ASTM A７５１－１４a[３] 要 求,采 用 ARL４４６０直讀光譜儀對管體化學成分進行分析.結果

如 表 １ 所 示,可 見 除 錳 元 素 含 量 稍 高 于 GB/T９７１１－２０１１«石油天然氣工業(yè) 管線 輸 送 系 統(tǒng) 用 鋼管»[４]技術要求外,其余元素含量均符合標準技術要求.GB/T９７１１－２０１１還指出根據(jù)碳含量比規(guī)定值的減少量,可以允許錳含量有適當提高。

１.３ 力學性能試驗

１.３.１ 拉伸試驗

      在距焊縫１８０°管體位置和焊接接頭位置取樣,進行管 體 和 焊 接 接 頭 拉 伸 試 驗,試 驗 按 照 ASTMA３７０－１４[５]進行.拉伸試驗結果見表２,可見鋼管的各項力學性能均符合 GB/T９７１１－２０１１技術要求。

１.３.２ 彎曲試驗

       在焊接接頭位置取２個試樣,進行焊縫導向彎曲試驗,試驗按照 ASTM A３７０－１４[５]進行,試樣尺寸為４００mm×３８mm×３０mm(長×寬×厚),兩個試樣一個面彎,一個背彎,分別彎曲１８０°.結果兩個試樣均未出現(xiàn)裂紋,試驗結果符合 GB/T９７１１－２０１１技術要求。

１．３．３ 沖擊試驗

      在距離焊縫９０°管體、焊縫、熱影響區(qū)?。辰M沖擊試樣,每組試樣各３個,進行夏比沖擊試驗,試驗按照 ASTM A３７０－１４進行.由表３可見,各位置試樣的沖擊性能也均符合 GB/T９７１１－２０１１技術要求。

      從表３可以看出,管體橫向試樣在０℃的夏比沖擊吸收能量雖然滿足標準技術要求,但是余量不是很大,切斷面率最小為６０％,平均值為６８％,可見剪切斷面率也不高.０℃時,通常同鋼級管體橫向試樣的夏比沖擊吸收能量平均值一般都在１００J以上.管體縱向試樣的夏比沖擊吸收能量單個最小值為８０J,平均值為１０２J,較橫向值高,但剪切斷面率最小值為６５％,平均值為７０％,也不是太高.鋼管的韌性一般由夏比沖擊吸收能量結合剪切斷面率來評價,不能簡單地以夏比沖擊吸收能量的高低來評價材料的韌性,

因為管線鋼材料在受到沖擊載荷時,其沖擊吸收能由裂紋形成能和裂紋擴展能組成,而其中裂紋擴展能對材料的韌性起決定作用,剪切斷面率正好反映了裂紋擴展能在沖擊吸收總能量中所占的比例.

１.３.４ 落錘撕裂試驗

      在距 離 焊 縫 ９０°管 體 取 ３０５ mm×７６ mm×３０mm(長×寬×厚)的３組試樣,每組試樣２個,分別 在 ２０,０,－２０℃ 進 行 落 錘 撕 裂 試 驗,試 驗 按 照SY/T６４７６－２０１３點硬度均符合 GB/T９７１１－２０１１技術要求.點硬度均符合 GB/T９７１１－２０１１技術要求。

１.３.５ 硬度試驗

      分別在距離焊縫９０°管體和焊接接頭位置取樣,進行硬度試驗,具體測試位置見圖２~３,按照 ASTME３８４－１１e１[７]進行.試驗結果見表５,可見所有測試。

１．４ 金相分析

      在鋼 管 管 體 上 取 樣,進 行 金 相 分 析,使 用MEF４M 金相 顯 微 鏡 及 圖 像 分 析 系 統(tǒng),試 驗 按 照ASTM E３－１１,ASTM E４５－１３,ASTM E１１２－１３,GB/T １３２９９－１９９１ 進 行,金 相 分 析 結 果見表６.在生產檢驗中,一般采用對帶狀組織進行評級的方法來表征帶狀組織的嚴重程度.試驗結果表明,該鋼管的帶狀組織級別為 ４．０ 級,帶狀級別較高,帶狀程度較嚴重。

１．５ 斷口微觀分析

      根據(jù)鋼管斷口宏觀形貌,可以看出鋼管起裂于管體爆破口位置,裂紋源宏觀形貌如圖６(a)所示.

圖６ 裂紋源源區(qū)和擴展區(qū)斷口形貌

Fig.６ Morphologyoffractureofthecracksourceandpropagationareaa macromorphologyofthecracksource bmicromorphologyofthecracksourcearea c micromorphologyofthecrackpropagationarea

      在圖７所示管體橫向斷裂坡口邊沿取縱向斷口試樣,編號為１號,其宏觀形貌如圖８(a)所示.在管體橫向 斷 裂 坡 口 邊 沿 取 橫 向 斷 口 試 樣,編 號 為２號,其宏觀形貌如圖９(a)所示.通過１號和２號試樣的斷口宏觀分析可知,管道的截面為矩形截面,宏觀斷口上的放射狀條紋呈人字花樣,人字紋的頭部指向斷裂源.從裂紋源源區(qū)和擴展區(qū)的微觀形貌可以看出,源區(qū)和擴展區(qū)都有一定程度的解理形貌.從１號和２號試樣斷口的微觀形貌來看,有大量高密度的、短而彎曲的撕裂棱線條,為較為典型的解理斷口,如圖８(b)和圖９(b)

      所示.解理斷口一般呈脆性斷裂特征,塑性變形很少,宏觀上為結晶狀.低溫、高應變速率、粗大晶粒和應力集中(如有缺口時)均有利于解理的發(fā)生,裂紋一經形成,便會快速傳播,因為不能快速止裂,往往會造成災難性的破壞.

        有一定程度的解理形貌.從１號和２號試樣斷口的微觀形貌來看,有大量高密度的、短而彎曲的撕裂棱線條,為較為典型的解理斷口,如圖８(b)和圖９(b)所示.解理斷口一般呈脆性斷裂特征,塑性變形很少,宏觀上為結晶狀.低溫、高應變速率、粗大晶粒和應力集中(如有缺口時)均有利于解理的發(fā)生,裂紋一經形成,便會快速傳播,因為不能快速止裂,往往會造成災難性的破壞.看出,鋼管管體橫向的夏比沖擊吸收能量平均值為５８J,單個值最小為 ４９J,略高于標準技術要求的４０J;剪 切 斷 面 率 平 均 值 為 ６８％,單 個 值 最 小 為６０％,可見剪切斷面率也不高.管體縱向試樣的沖擊功吸收能量較橫向試樣的高一些,最小值為８０J,但剪切斷面率最小值為６５％,平均值為７０％,也不高.落錘撕裂試驗結果表明,鋼管管體０ ℃時的剪切面積分數(shù)為３％,－２０ ℃時為０,表明鋼管的止裂韌性極低,這與夏比沖擊試驗結果一致.掃描電鏡觀察結果表明,裂紋源區(qū)和擴展區(qū)都有一定程度的解理形貌,橫向斷裂坡口邊沿橫向和縱向斷口試樣的微觀形貌均為解理,由此判斷該鋼管管體材料韌性很低,基本屬于脆性斷裂的范疇,這也與夏比沖擊試驗和落錘撕裂試驗結果相互印證.上述分析結果綜合表明:鋼管材料的韌性很差.

      該鋼管在２３．９MPa靜水壓試驗壓力下保壓１０min未發(fā)生泄漏,試驗結果符合 GB/T９７１１－２０１１技術要求,繼續(xù)加壓 至 ３６．３ MPa時,管 體 發(fā) 生 爆 破 失效.從鋼管水壓爆破試驗失效的宏觀形貌來看,鋼管縱向斷口位置為非焊縫位置,爆破口起裂部位有明顯的膨脹突出變形,起裂部位壁厚明顯減薄.斷口處壁厚最小值為１８．０５mm,壁厚減薄量1１１．９５mm.為了對鋼管變形及爆破過程有一個清晰的了解,對鋼管的受力情況進行了分析[８].鋼管中的靜水壓力既產生環(huán)向應力,也引起軸向應力,其縱向截面上的受力如圖１０所示,橫向截面上的受力如圖１１所示.根據(jù)切向力平衡條件,可得:

     有一定程度的解理形貌.從１號和２號試樣斷口的微觀形貌來看,有大量高密度的、短而彎曲的撕裂棱線條,為較為典型的解理斷口,如圖８(b)和圖９(b)

      所示.解理斷口一般呈脆性斷裂特征,塑性變形很少,宏觀上為結晶狀.低溫、高應變速率、粗大晶粒和應力集中(如有缺口時)均有利于解理的發(fā)生,裂紋一經形成,便會快速傳播,因為不能快速止裂,往往會造成災難性的破壞.

２ 分析與討論

     鋼管管體和焊接接頭的拉伸試驗、導向彎曲試驗、夏比 沖 擊 試 驗 及 硬 度 試 驗 結 果 均 符 合 GB/T９７１１－２０１１技術要求.從夏比沖擊試驗結果可以看出,鋼管管體橫向的夏比沖擊吸收能量平均值為５８J,單個值最小為 ４９J,略高標準技術要求的４０J;剪 切 斷 面 率 平 均 值 為 ６８％,單 個 值 最 小 為６０％,可見剪切斷面率也不高.管體縱向試樣的沖擊功吸收能量較橫向試樣的高一些,最小值為８０J,但剪切斷面率最小值為６５％,平均值為７０％,也不高.落錘撕裂試驗結果表明,鋼管管體０ ℃時的剪切面積分數(shù)為３％,－２０ ℃時為０,表明鋼管的止裂韌性極低,這與夏比沖擊試驗結果一致.掃描電鏡觀察結果表明,裂紋源區(qū)和擴展區(qū)都有一定程度的解理形貌,橫向斷裂坡口邊沿橫向和縱向斷口試樣的微觀形貌均為解理,由此判斷該鋼管管體材料韌性很低,基本屬于脆性斷裂的范疇,這也與夏比沖擊試驗和落錘撕裂試驗結果相互印證.

      上述分析結果綜合表明:鋼管材料的韌性很差.該鋼管在２３．９MPa靜水壓試驗壓力下保壓１０min未發(fā)生泄漏,試驗結果符合 GB/T９７１１－２０１１技術要求,繼續(xù)加壓 至 ３６．３ MPa時,管 體 發(fā) 生 爆 破 失效.從鋼管水壓爆破試驗失效的宏觀形貌來看,鋼管縱向斷口位置為非焊縫位置,爆破口起裂部位有明顯的膨脹突出變形,起裂部位壁厚明顯減薄.斷口處壁厚最小值為１８．０５mm,壁厚減薄量為１１．９５mm.為了對鋼管變形及爆破過程有一個清晰的了解,對鋼管的受力情況進行了分析[８].鋼管中的靜水壓力既產生環(huán)向應力,也引起軸向應力,其縱向截面上的受力。

如圖１０所示,橫向截面上的受力如圖１１所示.

根據(jù)切向力平衡條件,可得:

式中:σb 為環(huán)向應力,MPa;p 為靜水內壓力,MPa;d 為管道內徑,mm;t為管道壁厚,mm.

根據(jù)軸向力平衡條件,可得:

式中:σa 為軸向應力,MPa;D 為管道外徑,mm.則管道軸向應力與環(huán)向應力的比值為:

     因此σb＞２σa,即環(huán)向應力大于２倍的軸向應力,影響承壓的主要因素是環(huán)向應力.鋼管水壓試驗時,由于環(huán)向應力較大,爆破失效時,首先是環(huán)向應力達到爆破應力,管道縱向起爆后被撕裂.該鋼管的水壓爆破試驗壓力為３６．３MPa,壁厚最小值為１８．０５mm,將其代入式(１)可得:σb＝３６．３×７５３２×１８．０５＝７５７．１７ MPa.

     此時,σb 大大超過了管體的橫向抗拉強度和焊縫的抗拉強度,因而鋼管縱向起裂.從鋼管斷裂的整體宏觀形貌和斷口分析結果可知,在鋼管內部壓力逐漸增加的情況下,當鋼管環(huán)向截面內的應力超過鋼管的屈服強度后,在鋼管環(huán)向起爆點位置產生塑性變形(從裂紋源位置有一定數(shù)量的韌窩存在可以得出),鋼管壁厚減薄,塑性變形到一定程度后產生細小裂紋,而裂紋在管道強大的應力下迅速擴展,管道瞬間縱向爆裂,縱向開裂后迅速脆性斷裂.大量的鋼管靜水壓爆破試驗表明,管道塑性變形大的縱向開裂部分(起爆點噘嘴很大的部位一側)有向橫向撕裂的趨勢(圖１２),所以管道縱向迅速斷裂后,在塑性變形大的一側由縱向脆性斷裂轉化為橫向斷裂(在該鋼管爆裂的宏觀形貌中,較為圓滑的過渡角也證實了 由 縱 向 斷 裂 轉 換 為 橫 向 斷 裂 的 過 程,見圖７).材料的塑性和韌性對裂紋擴展存在較大的影響,如果材料的韌性和塑性較差,承受大載荷時,

      裂紋尖端局部塑性變形較小,裂紋擴展阻力小,就容易失穩(wěn)擴展而迅速斷裂[９].如果該鋼管材料的塑性和韌性較高,橫向撕裂長度可能極小,而失效管道材料韌性較低,管道橫向撕裂后,無法迅速止裂,最終造成整個管道橫向也斷裂.

      因此,造成 該 管 道 縱 向 開 裂 和 橫 向 斷 裂 的 主要原因是管道材料韌性較差.而影響材料沖擊韌度的因素主 要 有 材 料 的 化 學 成 分、顯 微 組 織 和 材料本身 內 部 的 缺 陷.為 了 進 一 步 弄 清 該 L３６０M級鋼管韌性 較 差 的 原 因,筆 者 從 以 下 幾 個 方 面 進行了分析.

(１)化學成分

      鋼材的化學成分是材料韌性影響因素之一,不同的化學成分,其韌性可能不同.該 L３６０M 鋼級材料為低合金鋼,加入了微量的合金元素.由前文的化學成分分析結果可知,除錳含量稍高外,其他元素含量均在標準技術要求范圍內.錳元素有較強的固溶作用,其作用在于提高管線鋼的強度,比如常見的高強度鋼都為錳鋼.錳元素還可以降低奧氏體→鐵素體(γ→α)相轉變溫度,細化鐵素體晶粒.錳元素還可以起到脫硫作用,防止熱裂,適量的錳可以提高材料韌性,降低鋼的韌Ｇ脆轉變溫度.但是錳含量過高則會導致控軋鋼板的中心錳偏析嚴重[１０],熱軋后成為帶狀偏析,形成帶狀組織,而帶狀組織會降低鋼材的韌性、塑性.因此,從化學成分來看,管體的錳含量為１．４７％,含量稍高,鋼管管體材料中嚴重的帶狀組織可能與錳偏析有關。

(２)顯微組織

     金相分析結果表明,鋼管材料顯微組織為多邊形鐵素體＋珠光體.材料的帶狀組織評級較高,為４．０級,為多邊形鐵素體Ｇ珠光體帶狀組織,一般管線鋼標準要求材料的帶狀組織級別不超過３．０級,所以該材 料 的 帶 狀 組 織 較 為 嚴 重. 晶 粒 度 被 評 為８．０級,作為油氣輸送用的常見管線鋼管,其晶粒度級別基本在１０．０級以上,所以該材料的晶粒尺寸也較為大.鐵素體Ｇ珠光體帶狀組織對材料塑性和韌性有較大影響,其作用機理如下[１１]:鋼坯凝固時溶質元素(碳和其他元素等)發(fā)生偏析而富集在枝間,熱軋加熱時,碳能優(yōu)先達到均勻,而其他代位原子的均勻化卻很困難,這就使得鋼中各區(qū)域的 Ar３點溫度(鋼材冷卻時奧氏體開始析出先共析鐵素體的實際臨界溫度)不一致.

     亞共析 鋼 從 終 軋 時 的 奧 氏 體 態(tài) 冷 卻 時,先 在Ar３點溫度析出先共析鐵素體,當冷卻到 Ar１點溫度(鋼材冷卻時奧氏體開始析出珠光體的實際臨界溫度)時才開始形成珠光體.如果在鋼中各處都同時形成先共析鐵素體,就不會形成帶狀組織,也就是說各個區(qū)域的 Ar３ 點溫度相同時,就不會形成帶狀組織.但是實際上,結晶時形成枝晶偏析,熱軋后成為帶狀偏析,枝間部分和枝干部分各元素含量不同,其Ar３點溫度也就不同,所以會導致先共析鐵素體析出的不同時性.Ar３點溫度高的帶狀偏析區(qū)優(yōu)先共析鐵素體,Ar３點溫度低的部位后轉變,而由于富集碳而形成珠光體,這樣就形成鐵素體Ｇ珠光體帶狀組織,也稱為二次帶狀組織或纖維組織帶狀.鐵素體Ｇ珠光體帶狀組織往往具有脆性大的特點,會造成鋼材的各向異性,使鋼材的沖擊韌度、塑性和可切削性變差.帶狀組織的嚴重程度取決于合金元素的枝晶偏析程度、冷卻速率及奧氏體晶粒的大小.因此,很有可能,該材料夏比沖擊吸收能量和剪切斷面率偏低、韌性較差是由嚴重的鐵素體Ｇ珠光體帶狀組織引起的.帶狀組織的特點是有很強的方向性,在變形過程中容易產生應力集中.帶狀組織是脆弱的部位,容易萌生裂紋,有利于裂紋的形成和擴展.消除和減弱帶狀組織的方法有降低終軋溫度、增加控冷冷卻速率、微合金化等措施.降低終軋溫度,可以提高鋼中的形變能而誘發(fā)先共析鐵素體的形核,減小先共析鐵素體析出的不同時性;當控冷冷卻速率增加后,帶狀組織急劇減弱;合金元素鈮、鈦會在奧氏體中析出,可以成為先共析鐵素體的形核中心,促進先共析鐵素體的均勻形核,從而消除或減弱帶狀組織;上述方法都能減輕帶狀組織程度,需要視具體情況選用。

(３)材料缺陷

     鋼管管體中的缺陷包括分層、夾雜、氣孔等.通過觀察,在沖擊試樣斷口、落錘撕裂試樣斷口以及鋼管縱向開裂和橫向斷裂斷口的宏觀形貌中,并未發(fā)現(xiàn)上述缺 陷,鋼 管 材 料 中 的 非 金 屬 夾 雜 物 含 量 也較低

３ 結論及建議

     (１)鋼管水壓試驗縱向開裂和橫向斷裂主要是由于其材料韌性較差,而材料帶狀組織較為嚴重為其韌性較差的重要原因之一.鋼管化學成分中錳含量稍高,易導致錳偏析,錳偏析可能是鋼管材料鐵素體Ｇ珠光體帶狀組織產生的原因之一,因此鋼中錳含量需要控制在合理的范圍內。

      (２)為了降低 L３６０M 鋼級材料的帶狀組織級別,減小其晶粒尺寸,可以采取合理控制錳元素含量、降低鋼管用板材終軋溫度、增加控冷冷卻速率、微合金化等措施。

（來源材料測試網(wǎng)）