王漢奎，商學(xué)欣，柳 旺，宋 明，何仁洋

(中國特種設(shè)備檢測(cè)研究院，北京 100013)

0 引言

油氣管線是一種環(huán)保、高效的能源輸送基礎(chǔ)設(shè)施。采用高鋼級(jí)材料建造管線，在提高管線輸送能力的同時(shí)，降低金屬使用量，降低管線的建造成本，因此X70，X80等高鋼級(jí)的管材廣泛用于新近建造的管線[1-5]。對(duì)接環(huán)焊縫是管線建設(shè)的重要環(huán)節(jié)，影響管線安全運(yùn)行。目前，管線施工現(xiàn)場(chǎng)有多種環(huán)焊縫焊接方式，綜合考慮適用性、施工條件及焊接效率等因素，國內(nèi)多數(shù)X70，X80管線焊接采用手工電弧焊(SMAW)打底、自保護(hù)藥芯焊絲(FCAW-S)填充和蓋面。

自高鋼級(jí)管線投用以來，國內(nèi)外已發(fā)生多起事故，其原因與管線環(huán)焊縫失效相關(guān)。美國、加拿大等監(jiān)管部門總結(jié)一系列大口徑、高鋼級(jí)管線事故后發(fā)布了安全公告。2010年，美國危化品與管線安全管理局PHMSA針對(duì)大口徑高鋼級(jí)管線的環(huán)焊縫發(fā)布公告ADB-10-03，該公告強(qiáng)調(diào)由X70及以上鋼級(jí)建造大口徑長輸管線的對(duì)接環(huán)焊縫焊接質(zhì)量、對(duì)接公差和無損檢測(cè)，特別是山地、穿越和地質(zhì)不穩(wěn)定等軸向力較大區(qū)域等方面，應(yīng)當(dāng)嚴(yán)格滿足相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求。加拿大能源局CER也針對(duì)高鋼級(jí)長輸管線的對(duì)接環(huán)焊縫發(fā)布安全警告SA-2020-01，關(guān)注的內(nèi)容為管線對(duì)接環(huán)焊縫熱影響區(qū)軟化和焊縫塑性累積導(dǎo)致的韌性破壞。

近年來，國內(nèi)高鋼級(jí)油氣管線發(fā)生了多起環(huán)焊縫失效事故，環(huán)焊縫脆斷是事故的直接原因，如2018年貴州省和2019年山東省發(fā)生的事故。兩起事故的斷口均呈現(xiàn)出脆性破壞特征；均為大口徑、高鋼級(jí)管線(X65等級(jí)以上)；采用相近的焊接方式，都采用手工電弧焊打底、自保護(hù)藥芯焊絲填充及蓋面；失效焊縫為不等厚焊接，失效口為大角度彎管與直管連接焊口。兩起國內(nèi)事故與美國、加拿大安全公告中提及的事故不同，國內(nèi)事故斷口為脆性破壞，加拿大提及的事故為焊縫及熱影響區(qū)軟化引起的韌性破壞；美國PHMSA報(bào)告中提及的事故是由于使用纖維素焊條而引起的氫助開裂[6]，而國內(nèi)事故管線未采用纖維素焊條。

應(yīng)變時(shí)效脆化可能是自保護(hù)藥芯焊絲所焊焊縫金屬的脆斷原因。應(yīng)變時(shí)效脆化由COTTRELL等[7]于1949年提出，機(jī)理為塑性變形使金屬中位錯(cuò)密度增加，碳、氮等間隙原子擴(kuò)散至位錯(cuò)周圍，阻礙位錯(cuò)移動(dòng)，使材料強(qiáng)度增加、韌性降低。本文選取已投用的3條高鋼級(jí)管線為研究對(duì)象，對(duì)管線母材、管體焊縫金屬和環(huán)焊縫金屬中的氮、氧含量測(cè)定，再開展時(shí)效拉抻、時(shí)效彎曲試驗(yàn)，說明應(yīng)變時(shí)效對(duì)環(huán)焊縫金屬性能的影響。

1 試驗(yàn)過程

1.1 氮氧含量測(cè)定

測(cè)定3條高鋼級(jí)管線母材、管體焊縫和環(huán)焊縫中的氮、氧含量。分別命名為管線A、管線B和管線C，管線A的材料為X70，規(guī)格D1016 mm×17.5 mm，管體焊接采用埋弧焊(SAW)，環(huán)焊縫焊接采用手工電弧焊打底(SMAW)、自保護(hù)藥芯焊絲(FCAW-S)填充與蓋面；管線B的材料為X80，規(guī)格D1016 mm×15.3 mm，焊接方式與管線A相同；管線C的材料為X80，規(guī)格D1016 mm×22 mm，環(huán)焊縫采用手工電弧焊打底、氣保焊藥芯焊絲(FCAW-G)填充與蓋面，其他與管線B相同。樣品氮無素測(cè)定根據(jù)GB/T 20124—2006《鋼鐵 氮含量的測(cè)定 惰性氣體熔融熱導(dǎo)法(常規(guī)方法)》中惰性氣氛熔融熱導(dǎo)法；氧元素測(cè)定根據(jù)GB/T 11261—2006《鋼鐵 氧含量的測(cè)定 脈沖加熱惰氣熔融-紅外線吸收法》中脈沖加熱惰氣熔融紅外線吸收法。由于環(huán)焊縫中打底焊與填充、蓋面的焊接方式不同，氮、氧含量樣品需近外壁周向取樣，具體見圖1。樣品經(jīng)線切割下料后精加工成6 mm直徑的小圓柱，由氧氮?dú)錅y(cè)試儀自動(dòng)完成測(cè)定。

圖1 氮氧含量樣品取樣位置 Fig.1 The sampling location for the N-O specimen

氮、氧含量的測(cè)定結(jié)果見表1，可見自保護(hù)藥芯焊絲焊接所形成的焊縫金屬中氮含量遠(yuǎn)大于其他焊材焊接的焊縫金屬。

表1 氮氧含量測(cè)定結(jié)果

從表1可看出，管線A、管線B的環(huán)焊縫的氮含量為0.017 4%,0.022 5%，管線C環(huán)焊縫的氮含量為0.006 4%；管體焊縫的氮含量為0.006 4%，母材中氮含量為0.004 2%。自保護(hù)藥芯焊絲焊接引入的氮元素最多，約為其他焊接方式的3倍。不同焊接方式形成的焊縫金屬中氧含量差異較小，管線A、管線B和管線C的環(huán)焊縫金屬中氧含量為0.007 4%,0.006 7%,0.006 5%，管體焊縫金屬中氧含量為0.005 9%，基本處于同一水平。不同管線的管體焊縫和母材中的氮、氧含量差異較小，因此在表1的統(tǒng)計(jì)中不予區(qū)分。

1.2 時(shí)效拉伸試驗(yàn)

為研究應(yīng)變時(shí)效對(duì)焊縫性能的影響，對(duì)焊縫進(jìn)行時(shí)效拉伸試驗(yàn)。試樣取自管線B環(huán)焊口3點(diǎn)鐘位，試樣為直徑5 mm的標(biāo)準(zhǔn)圓棒形全焊縫拉伸試樣。試驗(yàn)分三步：首先，采用0.000 25的應(yīng)變速率分別將兩個(gè)試樣拉伸至2%的總應(yīng)變后卸載，確保試樣有等量塑性應(yīng)變；其次，將其中的一個(gè)試樣經(jīng)200 ℃，1 h時(shí)效處理[8]，另一個(gè)試樣為對(duì)照試樣，無時(shí)效處理；最后，待試樣溫度恢復(fù)，繼續(xù)以原有的試驗(yàn)條件拉伸，兩個(gè)試樣的應(yīng)力-應(yīng)變曲線見圖2。

圖2 時(shí)效拉伸試驗(yàn)應(yīng)力-應(yīng)變曲線 Fig.2 The strain-stress curve of the strain aging tensile test

由圖2可以看出，首次拉伸試驗(yàn)的總應(yīng)變小于2%，兩個(gè)試樣的應(yīng)力應(yīng)變曲線較為接近。兩個(gè)試樣的屈服強(qiáng)度分別為525，530 MPa，當(dāng)載荷超過屈服強(qiáng)度，試樣進(jìn)入塑性變形階段。當(dāng)總應(yīng)變達(dá)到預(yù)設(shè)值2%后卸載，總應(yīng)變2%所對(duì)應(yīng)的載荷分別為597，607 MPa。經(jīng)過時(shí)效處理后再次拉伸的曲線有明顯差別，對(duì)于無時(shí)效處理的試樣再次拉伸的載荷至600 MPa時(shí)(597 MPa，2%)，試樣開始塑性變形，再次拉伸曲線近似為首次拉伸曲線的延續(xù)。時(shí)效處理后試樣再次拉伸的載荷超過690 MPa才啟動(dòng)塑性變形，該載荷超過首次拉伸最大載荷的14%。對(duì)于焊縫金屬，200 ℃不足以引起焊縫金屬組織變化，但會(huì)使氮原子向位錯(cuò)處擴(kuò)散而釘扎位錯(cuò)，因此，時(shí)效處理后的試樣需要更大的載荷才會(huì)啟動(dòng)塑性變形。

1.3 時(shí)效彎曲試驗(yàn)

時(shí)效彎曲試驗(yàn)是本文提出的一種用于評(píng)估焊縫時(shí)效敏感性的試驗(yàn)方法。該方法是在焊接接頭側(cè)向彎曲試驗(yàn)的基礎(chǔ)上，增加時(shí)效、開缺口、二次彎曲等步驟，最后依據(jù)二次彎曲斷口特征評(píng)定焊縫的時(shí)效敏感性。整個(gè)試驗(yàn)過程分為三步：首先，利用常規(guī)焊接接頭側(cè)向彎曲試驗(yàn)檢驗(yàn)焊縫缺欠類型及大小，在焊縫內(nèi)引入塑性變形，相關(guān)要求參見GB/T 2653—2008《焊接接頭彎曲試驗(yàn)方法》；其次，對(duì)經(jīng)過彎曲試驗(yàn)的試樣進(jìn)行200 ℃，1 h的時(shí)效處理，促進(jìn)氮原子擴(kuò)散；最后，線切割開2 mm深缺口并再次彎曲直至破壞。試驗(yàn)除時(shí)效過程外，均在室溫下進(jìn)行，具體流程見圖3。

圖3 時(shí)效彎曲試驗(yàn)流程 Fig.3 The testing procedure of the strain aging bending test

管線A的時(shí)效彎曲斷口見圖4，同一斷口存在韌性脆性兩種不同破壞特征，韌性破壞區(qū)與脆性破壞區(qū)的分界線呈“L”形。依據(jù)形貌特征，斷口分為3個(gè)區(qū)，由外弧面至內(nèi)弧面依次為線切割區(qū)、韌性區(qū)和脆斷區(qū)。線切割區(qū)是試樣再次彎曲前加工缺口形成；韌性破壞區(qū)與線切割區(qū)相鄰，韌性破壞區(qū)的微觀特征為韌窩，見圖5右邊部分；脆性破壞區(qū)與韌性破壞區(qū)相鄰，脆性破壞區(qū)宏觀斷口有光亮的反光，微觀特征有河流樣花紋，見圖5左邊部分。韌性破壞區(qū)與脆性破壞區(qū)有平行于缺口的縱向分界線，表明焊縫破壞的斷口特征與焊縫經(jīng)歷的塑性變形量有關(guān)，與焊縫內(nèi)材料晶粒度無關(guān)。

圖4 管線A環(huán)焊縫時(shí)效彎曲斷口形貌 Fig.4 The fracture appearance of pipeline girth weld A from the strain aging bending test

圖5 時(shí)效彎曲斷口微觀形貌(圖4左側(cè)樣品) Fig.5 The microscopic fracture appearance from the strain aging bending test,taken by SEM (left part in Fig.4)

圖4中宏觀斷口的下邊緣為橫向韌性剪切帶，該剪切帶與脆性區(qū)有橫向分界線，橫向分界線與縱向分界線組成“L” 形。宏觀斷口上邊緣為脆性破壞，下邊緣處有橫向剪切帶，為韌性破壞。上邊緣靠近管線外壁，為蓋面焊部分；下邊緣靠近管線內(nèi)壁，為打底焊部分。在時(shí)效彎曲試驗(yàn)中，打底焊與填充、蓋面焊的變形、時(shí)效歷程完全相同，但破壞模式迥異。經(jīng)時(shí)效處理后，打底焊部分未展現(xiàn)出脆性斷口，脆性破壞僅在藥芯焊絲自保焊部分，說明環(huán)焊縫破壞模式與焊接方式有關(guān)。

管線C的時(shí)效彎曲斷口為韌性破壞，無脆性特征。管線C的時(shí)效彎曲斷口見圖6，斷口為灰色、無反光亮面，斷口上、下邊緣均為剪切破壞。對(duì)比圖4，6，采用藥芯焊絲氣保焊的環(huán)焊口C在焊縫發(fā)生塑性變形并經(jīng)時(shí)效處理后，依然能夠保持良好的韌性，相比之下，采用藥芯焊絲自保焊的環(huán)焊口A再次彎曲表現(xiàn)出脆性特征，室溫下復(fù)現(xiàn)出脆性斷口。

圖6 管線C環(huán)焊縫時(shí)效彎曲斷口形貌 Fig.6 The fracture appearance of pipeline girth weld C from the strain aging bending test

通過時(shí)效彎曲斷口的定量比較，說明應(yīng)變時(shí)效對(duì)高氮含量焊縫性能的影響。從管線B的11點(diǎn)逆時(shí)針取40個(gè)彎曲試樣，首次彎曲后，編號(hào)為奇數(shù)的20個(gè)試樣進(jìn)行200 ℃、1 h時(shí)效處理;編號(hào)為偶數(shù)的20個(gè)試樣不經(jīng)時(shí)效處理，全部試樣經(jīng)線切割開缺口后再次彎曲。測(cè)量斷口的幾何尺寸，包括側(cè)向高度h和韌性區(qū)寬度占比b/a，側(cè)向高度h及韌性區(qū)寬度占比b/a的定義見圖4。側(cè)向高度h的物理意義與夏比沖擊試驗(yàn)中側(cè)向膨脹量類似，描述破壞時(shí)試樣的側(cè)向變形量，同尺寸試樣，側(cè)向高度h越大表明材料的塑性越好。韌性區(qū)寬度占比b/a的物理意義類似于沖擊試驗(yàn)中剪切斷面率，指試樣破壞時(shí)，斷口中心塑性區(qū)寬度b與彎曲破壞總寬度a的比值，由定義可知0≤b/a≤1。當(dāng)b/a=0時(shí)，塑性區(qū)寬度b=0，斷口為全脆性破壞。

40個(gè)試樣的對(duì)比試驗(yàn)結(jié)果見圖7。可以看出，經(jīng)過時(shí)效處理后，斷口的側(cè)向高度h、韌性區(qū)寬度占比b/a均減小。時(shí)效處理后的斷口呈現(xiàn)更多脆性破壞特征，部分經(jīng)時(shí)效處理試樣的斷口韌性區(qū)寬度占比為0，為全脆性破壞。

圖7 時(shí)效彎曲斷口定量比較 Fig.7 Quantitative comparison of the fractures from the strain aging bending test

2 討論

焊縫發(fā)生應(yīng)變時(shí)效脆化破壞的兩個(gè)條件是塑性變形和自由氮原子，高鋼級(jí)管線的環(huán)焊縫在某些工況下滿足這兩個(gè)條件。長距離輸送用的油氣管線多埋設(shè)于地下，管線鋪設(shè)距離長、服役時(shí)間久。管線經(jīng)過的地質(zhì)條件多樣，如地質(zhì)不穩(wěn)定區(qū)、斷層帶和沉降區(qū)等；管線在服役期內(nèi)可能多次經(jīng)歷地震、山體滑坡等地質(zhì)災(zāi)害，地質(zhì)變化會(huì)引起管線軸向變形。高鋼級(jí)管線鋼(母材)在生產(chǎn)過程中通常采用了控軋控冷(TMCP)工藝，母材的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度能夠保持在標(biāo)準(zhǔn)允許范圍內(nèi)較高水平，而管線建造標(biāo)準(zhǔn)中，對(duì)環(huán)焊縫的屈服強(qiáng)度未作要求。環(huán)焊縫受施工條件限制，焊縫金屬屈服強(qiáng)度低于母材的情況普遍存在。在這種情況下，當(dāng)管線軸向變形時(shí)，焊縫金屬先于母材屈服而產(chǎn)生塑性變形，尤其是不等厚連接焊縫和大角度彎管兩端焊縫。

依據(jù)環(huán)焊縫變形量的大小，由地質(zhì)變化引起的焊縫變形可分為三類，即彈性變形、韌性剪切破壞和塑性變形。第一類，管線變形量小，焊縫、母材均處于彈性范圍內(nèi)；第二類，管線軸向變形量極大，超過管線允許的變形極限而發(fā)生韌性剪切破壞，破壞位置在環(huán)焊縫或環(huán)焊縫熱影響區(qū)，破壞特點(diǎn)參見加拿大CER通報(bào)的案例；第三類，管線變形量較大，超過了焊縫的彈性極限但未達(dá)到韌性破壞量，焊縫為塑性變形。該情況焊縫內(nèi)塑性變形將長期存在，焊縫應(yīng)變時(shí)效脆化成為可能。

試驗(yàn)表明，采用自保護(hù)藥芯焊絲焊接時(shí)，會(huì)向焊縫金屬中引入氮元素，焊縫內(nèi)部分氮以原子形式固溶于金屬中，部分與某些金屬元素結(jié)合形成氮化物。自由氮是應(yīng)變時(shí)效脆化的條件，室溫下，固溶的氮原子向位錯(cuò)處擴(kuò)散速率緩慢，時(shí)效對(duì)比試驗(yàn)中采用200 ℃，1 h的加速處理，使氮原子盡快向位錯(cuò)位置擴(kuò)散以釘扎位錯(cuò)而使材料脆性增加，該過程在室溫下可能需要數(shù)年[9]。另一部分氮與焊縫中的鋁在高溫下結(jié)合成生成AlN顆粒，AlN顆粒脆、幾何外形有棱角，AlN會(huì)降低焊縫沖擊韌性[10]。AlN顆粒熱穩(wěn)定性好，材料中的AlN顆粒需要再次加熱至1 250 ℃才能分解[11]。時(shí)效對(duì)比試驗(yàn)所采用的200 ℃，1 h的熱處理不會(huì)改變AlN顆粒對(duì)焊縫脆性的影響。

應(yīng)變時(shí)效脆化是一種與時(shí)間相關(guān)的脆化因素，采用自保焊藥芯焊絲的高鋼級(jí)管線在焊縫內(nèi)有塑性變形后開始脆化，當(dāng)管線再次變形較大時(shí)，時(shí)效后的焊縫可能發(fā)生脆性破壞。與AlN等時(shí)間不相關(guān)的脆化因素不同，焊縫應(yīng)變時(shí)效脆化難以通過當(dāng)前焊接工藝評(píng)定、施工時(shí)焊縫抽查檢驗(yàn)發(fā)現(xiàn)。焊縫脆性還受鋁含量、材料微觀組織和焊接過程熱輸入量等因素的影響，應(yīng)變時(shí)效脆化占比及定量表征有待進(jìn)一步研究。

3 結(jié)語

本文以X70/X80管線自保護(hù)藥芯焊絲焊接的環(huán)焊縫為研究對(duì)象，測(cè)試了焊縫金屬氮氧含量，試驗(yàn)發(fā)現(xiàn)自保焊藥芯焊絲形成的焊縫含有約0.02%的氮，該含量是氣保焊藥芯焊絲、埋弧焊形成焊縫金屬的3倍，是母材的5倍。通過預(yù)應(yīng)變時(shí)效拉伸和預(yù)應(yīng)變時(shí)效彎曲試驗(yàn)，研究了環(huán)焊縫金屬時(shí)效脆化行為，復(fù)現(xiàn)出事故環(huán)焊口的破壞形貌，提出應(yīng)變時(shí)效脆化是高鋼級(jí)管線高氮環(huán)焊縫脆性破壞的成因之一。