L360M管线钢管水压爆破试验开裂分析

罗华权, 陈晓丽, 范 炜, 杨力能, 吕乃欣

(1. 中国石油集团 石油管工程技术研究院, 西安 710077; 2. 长庆油田分公司苏里格气田研究中心, 西安 710018)

L360M管线钢管水压爆破试验开裂分析

罗华权1, 陈晓丽2, 范 炜1, 杨力能1, 吕乃欣1

(1. 中国石油集团 石油管工程技术研究院, 西安 710077; 2. 长庆油田分公司苏里格气田研究中心, 西安 710018)

通过断口宏观和微观分析、化学成分分析、力学性能试验、金相分析等理化性能试验，对L360M直缝埋弧焊钢管水压爆破试验出现纵向开裂和横向断裂的原因进行了分析。结果表明：钢管纵向开裂和横向断裂主要是由于管体材料韧性较差，钢管材料中铁素体-珠光体带状组织严重则是导致其韧性较差的主要原因，而管材中严重的带状组织与钢中锰含量偏高导致锰偏析有关；建议合理控制锰元素含量，还可以通过降低钢管用板材终轧温度、增加控冷冷却速率、微合金化等措施来降低板材的带状组织级别。

管线钢管；水压爆破试验；开裂；韧性；带状组织；锰偏析

焊接钢管水压爆破试验是验证钢管承载能力，判断到达设计压力后钢管安全性是否合格的一项重要试验[1]。某钢管厂生产的规格为φ813 mm×30 mm的L360M直缝埋弧焊接钢管，在水压爆破试验后出现了纵向开裂和横向断裂的情况(一般只纵向开裂)，起裂位置位于管体。通过断口宏观形貌分析，初步判断失效是由钢管材料韧性较差造成的。爆裂管材料采用的是管线钢管常用材料L360M，采用“JCOE”成型方式，即直缝埋弧焊接。该成型方式主要过程为采用多轴控制的智能化液压成型设备，按照钢管的曲率，对钢板的两个边同时进行弯曲，实现钢板的“J”成型，经过“J”成型的钢板快速横向送进给至指定位置，从另一端开始对未成型的钢板进行多步逐次弯曲，实现钢板后半部分的 “C”成型；最后对“C”型管环的下部进行一次弯曲，将弯边后的钢板压制成O型管坯，进入下一道焊接工序。其主要加工工序包括铣边、预弯边、成型、预焊、内外焊、无损探伤、补焊、机械扩径、水压试验、管端倒棱、无损探伤、外观及几何尺寸检查等。

该焊接钢管采用双面多层焊接方式:预焊采用熔化极气体保护焊，焊丝型号为BH-503，直径为1.2 mm，保护气体为氩气和CO2(两者体积比为4∶1)，焊接电流为255 A，电压为30 V，焊接速率为30 cm·min-1；内焊和外焊均为埋弧焊，焊丝型号为BHM-8，直径为4.0 mm，焊剂型号为SJ-101，焊接电流为550 A，电压为32 V，焊接速率为50 cm·min-1。焊缝成型良好，无损检测未发现任何焊接缺陷。L360M直缝埋弧焊接钢管水压爆破试验出现纵向开裂和横向断裂的情况较少，为了进一步查明该钢管失效原因，笔者对其进行了一系列的理化性能试验和失效原因分析，并提出了改进措施。

1 理化检验

1.1 断口宏观分析

钢管纵向断口和横向断口宏观形貌见图1(a)～(b)，可见断口表面呈现带有金属光泽的晶粒状，有明显的人字纹，断口面较为平直，为典型的脆性断口[2]。根据整个横断面人字纹尖端所指的方向，断裂源为纵向裂纹的末端，即钢管的膨胀起爆点，见图1(c)。

图1 钢管纵、横向断口和起爆点宏观形貌Fig.1 Macro morphology of (a) longitudinal fracture, (b) transverse fracture and (c) initiation point of the steel pipe

1.2 化学成分分析

按照ASTM A751-14a[3]要求，采用ARL 4460直读光谱仪对管体化学成分进行分析。结果如表1所示，可见除锰元素含量稍高于GB/T 9711-2011《石油天然气工业 管线输送系统用钢管》[4]技术要求外，其余元素含量均符合标准技术要求。GB/T 9711-2011还指出根据碳含量比规定值的减少量，可以允许锰含量有适当提高。

表1 化学成分分析结果(质量分数)Tab.1 Chemical composition analysis results (mass fraction) %

1.3 力学性能试验

1.3.1 拉伸试验

在距焊缝180°管体位置和焊接接头位置取样，进行管体和焊接接头拉伸试验，试验按照ASTM A370-14[5]进行。拉伸试验结果见表2，可见钢管的各项力学性能均符合GB/T 9711-2011技术要求。

表2 拉伸试验结果Tab.2 Tensile test results

1.3.2 弯曲试验

在焊接接头位置取2个试样，进行焊缝导向弯曲试验，试验按照ASTM A370-14[5]进行，试样尺寸为400 mm×38 mm×30 mm(长×宽×厚)，两个试样一个面弯，一个背弯，分别弯曲180°。结果两个试样均未出现裂纹，试验结果符合GB/T 9711-2011技术要求。

1.3.3 冲击试验

在距离焊缝90° 管体、焊缝、热影响区取3组冲击试样，每组试样各3个，进行夏比冲击试验，试验按照ASTM A370-14进行。由表3可见，各位置试样的冲击性能也均符合GB/T 9711-2011技术要求。

表3 夏比冲击试验结果Tab.3 Charpy impact test results

从表3可以看出，管体横向试样在0 ℃的夏比冲击吸收能量虽然满足标准技术要求，但是余量不是很大，剪切断面率最小为60%，平均值为68%，可见剪切断面率也不高。0 ℃时，通常同钢级管体横向试样的夏比冲击吸收能量平均值一般都在100 J以上。管体纵向试样的夏比冲击吸收能量单个最小值为80 J，平均值为102 J，较横向值高，但剪切断面率最小值为65%，平均值为70%，也不是太高。钢管的韧性一般由夏比冲击吸收能量结合剪切断面率来评价，不能简单地以夏比冲击吸收能量的高低来评价材料的韧性，因为管线钢材料在受到冲击载荷时，其冲击吸收能由裂纹形成能和裂纹扩展能组成，而其中裂纹扩展能对材料的韧性起决定作用，剪切断面率正好反映了裂纹扩展能在冲击吸收总能量中所占的比例。

1.3.4 落锤撕裂试验

在距离焊缝90°管体取305 mm×76 mm×30 mm(长×宽×厚)的3组试样，每组试样2个，分别在20，0，-20 ℃进行落锤撕裂试验，试验按照SY/T 6476-2013[6]进行，落锤撕裂试验结果见表4。

通过表4可以看出，其落锤试验剪切面积分数很低，在0 ℃时，只有3%，可见其止裂韧性极低。在-20 ℃时，其剪切面积分数为0，基本没有什么止裂韧性。所以钢管在起裂后，止裂能力很弱。

1.3.5 硬度试验

分别在距离焊缝90° 管体和焊接接头位置取样，进行硬度试验，具体测试位置见图2～3，按照ASTM E384-11e1[7]进行。试验结果见表5，可见所有测试点硬度均符合GB/T 9711-2011技术要求。

表4 落锤撕裂试验结果Tab.4 Drop weight tear test results

图2 管体维氏硬度试验位置示意图Fig.2 Schematic diagram of Vickers hardness test positions of the tube

图3 焊接接头维氏硬度试验位置示意图Fig.3 Schematic diagram of Vickers hardness test positions of the welded joint

1.4 金相分析

在钢管管体上取样，进行金相分析，使用MEF4M金相显微镜及图像分析系统，试验按照ASTM E3-11,ASTM E45-13,ASTM E112-13,GB/T 13299-1991进行，金相分析结果见表6。

在生产检验中，一般采用对带状组织进行评级的方法来表征带状组织的严重程度。试验结果表明，该钢管的带状组织级别为4.0级，带状级别较高，带状程度较严重。

表5 维氏硬度试验结果Tab.5 Vickers hardness test results HV10

表6 金相分析结果Tab.6 Metallographic analysis results

图4 管体显微组织形貌Fig.4 Microstructure morphology of the tube

图5 管体带状组织形貌Fig.5 Banded structure morphology of the tube

1.5 断口微观分析

根据钢管断口宏观形貌，可以看出钢管起裂于管体爆破口位置，裂纹源宏观形貌如图6(a)所示。裂纹源源区微观形貌如图6(b)所示，裂纹源扩展区形貌如图6(c)所示。从裂纹源源区和扩展区微观形貌可以看出，钢管断裂为韧窝+解理复合型断裂。

图6 裂纹源源区和扩展区断口形貌Fig.6 Morphology of fracture of the crack source and propagation area:(a) macro morphology of the crack source; (b) micro morphology of the crack source area; (c) micro morphology of the crack propagation area

在图7所示管体横向断裂坡口边沿取纵向断口试样，编号为1号，其宏观形貌如图8(a)所示。在管体横向断裂坡口边沿取横向断口试样，编号为2号，其宏观形貌如图9(a)所示。

图7 纵向断口和横向断口取样位置Fig.7 Sampling positions of the longitudinal and transversal fractures

图8 1号试样断口宏观形貌和微观形貌Fig.8 The (a) macro and (b) micro fracture morphology of No.1 specimen

图9 2号试样断口宏观形貌和微观形貌Fig.9 The (a) macro and (b) micro fracture morphology of No.2 specimen

通过1号和2号试样的断口宏观分析可知，管道的截面为矩形截面，宏观断口上的放射状条纹呈人字花样，人字纹的头部指向断裂源。从裂纹源源区和扩展区的微观形貌可以看出，源区和扩展区都有一定程度的解理形貌。从1号和2号试样断口的微观形貌来看，有大量高密度的、短而弯曲的撕裂棱线条，为较为典型的解理断口，如图8(b)和图9(b)所示。解理断口一般呈脆性断裂特征，塑性变形很少，宏观上为结晶状。低温、高应变速率、粗大晶粒和应力集中(如有缺口时)均有利于解理的发生，裂纹一经形成，便会快速传播，因为不能快速止裂，往往会造成灾难性的破坏。

2 分析与讨论

钢管管体和焊接接头的拉伸试验、导向弯曲试验、夏比冲击试验及硬度试验结果均符合GB/T 9711-2011技术要求。从夏比冲击试验结果可以看出，钢管管体横向的夏比冲击吸收能量平均值为58 J,单个值最小为49 J，略高于标准技术要求的40 J；剪切断面率平均值为68%，单个值最小为60%，可见剪切断面率也不高。管体纵向试样的冲击功吸收能量较横向试样的高一些，最小值为80 J，但剪切断面率最小值为65%，平均值为70%，也不高。落锤撕裂试验结果表明，钢管管体0 ℃时的剪切面积分数为3%，-20 ℃时为0，表明钢管的止裂韧性极低，这与夏比冲击试验结果一致。扫描电镜观察结果表明，裂纹源区和扩展区都有一定程度的解理形貌，横向断裂坡口边沿横向和纵向断口试样的微观形貌均为解理，由此判断该钢管管体材料韧性很低，基本属于脆性断裂的范畴，这也与夏比冲击试验和落锤撕裂试验结果相互印证。

上述分析结果综合表明：钢管材料的韧性很差。该钢管在23.9 MPa静水压试验压力下保压10 min未发生泄漏，试验结果符合GB/T 9711-2011技术要求，继续加压至36.3 MPa时，管体发生爆破失效。从钢管水压爆破试验失效的宏观形貌来看，钢管纵向断口位置为非焊缝位置，爆破口起裂部位有明显的膨胀突出变形，起裂部位壁厚明显减薄。断口处壁厚最小值为18.05 mm，壁厚减薄量为11.95 mm。为了对钢管变形及爆破过程有一个清晰的了解，对钢管的受力情况进行了分析[8]。钢管中的静水压力既产生环向应力，也引起轴向应力，其纵向截面上的受力如图10所示，横向截面上的受力如图11所示。

根据切向力平衡条件，可得：

图10 管道纵向截面受力示意图Fig.10 Schematic diagram of stress of longitudinal section of the pipeline

图11 管道横向截面受力示意图Fig.11 Schematic diagram of stress of cross section of the pipeline

式中：σb为环向应力，MPa;p为静水内压力，MPa;d为管道内径，mm；t为管道壁厚，mm。

根据轴向力平衡条件, 可得：

式中：σa为轴向应力，MPa;D为管道外径，mm。

则管道轴向应力与环向应力的比值为：

图12 管道噘嘴部位形貌Fig.12 Morphology of distortion of the pipeline

因此，造成该管道纵向开裂和横向断裂的主要原因是管道材料韧性较差。而影响材料冲击韧度的因素主要有材料的化学成分、显微组织和材料本身内部的缺陷。为了进一步弄清该L360M级钢管韧性较差的原因，笔者从以下几个方面进行了分析。

(1) 化学成分

钢材的化学成分是材料韧性影响因素之一，不同的化学成分，其韧性可能不同。该L360M钢级材料为低合金钢，加入了微量的合金元素。由前文的化学成分分析结果可知，除锰含量稍高外，其他元素含量均在标准技术要求范围内。锰元素有较强的固溶作用，其作用在于提高管线钢的强度，比如常见的高强度钢都为锰钢。锰元素还可以降低奥氏体→铁素体(γ→α)相转变温度，细化铁素体晶粒。锰元素还可以起到脱硫作用，防止热裂，适量的锰可以提高材料韧性，降低钢的韧-脆转变温度。但是锰含量过高则会导致控轧钢板的中心锰偏析严重[10]，热轧后成为带状偏析，形成带状组织，而带状组织会降低钢材的韧性、塑性。因此，从化学成分来看，管体的锰含量为1.47%，含量稍高，钢管管体材料中严重的带状组织可能与锰偏析有关。

(2) 显微组织

金相分析结果表明，钢管材料显微组织为多边形铁素体+珠光体。材料的带状组织评级较高，为4.0级，为多边形铁素体-珠光体带状组织，一般管线钢标准要求材料的带状组织级别不超过3.0级，所以该材料的带状组织较为严重。晶粒度被评为8.0级，作为油气输送用的常见管线钢管，其晶粒度级别基本在10.0级以上，所以该材料的晶粒尺寸也较为粗大。铁素体-珠光体带状组织对材料塑性和韧性有较大影响，其作用机理如下[11]：钢坯凝固时溶质元素(碳和其他元素等)发生偏析而富集在枝间，热轧加热时，碳能优先达到均匀，而其他代位原子的均匀化却很困难，这就使得钢中各区域的Ar3点温度(钢材冷却时奥氏体开始析出先共析铁素体的实际临界温度)不一致。

亚共析钢从终轧时的奥氏体态冷却时，先在Ar3点温度析出先共析铁素体，当冷却到Ar1点温度(钢材冷却时奥氏体开始析出珠光体的实际临界温度)时才开始形成珠光体。如果在钢中各处都同时形成先共析铁素体，就不会形成带状组织，也就是说各个区域的Ar3点温度相同时，就不会形成带状组织。但是实际上，结晶时形成枝晶偏析，热轧后成为带状偏析，枝间部分和枝干部分各元素含量不同，其Ar3点温度也就不同，所以会导致先共析铁素体析出的不同时性。Ar3点温度高的带状偏析区优先共析铁素体，Ar3点温度低的部位后转变，而由于富集碳而形成珠光体，这样就形成铁素体-珠光体带状组织，也称为二次带状组织或纤维组织带状。铁素体-珠光体带状组织往往具有脆性大的特点，会造成钢材的各向异性，使钢材的冲击韧度、塑性和可切削性变差。带状组织的严重程度取决于合金元素的枝晶偏析程度、冷却速率及奥氏体晶粒的大小。因此，很有可能，该材料夏比冲击吸收能量和剪切断面率偏低、韧性较差是由严重的铁素体-珠光体带状组织引起的。带状组织的特点是有很强的方向性，在变形过程中容易产生应力集中。带状组织是脆弱的部位，容易萌生裂纹，有利于裂纹的形成和扩展。

消除和减弱带状组织的方法有降低终轧温度、增加控冷冷却速率、微合金化等措施。降低终轧温度，可以提高钢中的形变能而诱发先共析铁素体的形核，减小先共析铁素体析出的不同时性；当控冷冷却速率增加后，带状组织急剧减弱；合金元素铌、钛会在奥氏体中析出，可以成为先共析铁素体的形核中心，促进先共析铁素体的均匀形核，从而消除或减弱带状组织；上述方法都能减轻带状组织程度，需要视具体情况选用。

(3) 材料缺陷

钢管管体中的缺陷包括分层、夹杂、气孔等。通过观察，在冲击试样断口、落锤撕裂试样断口以及钢管纵向开裂和横向断裂断口的宏观形貌中，并未发现上述缺陷，钢管材料中的非金属夹杂物含量也较低。

3 结论及建议

(1) 钢管水压试验纵向开裂和横向断裂主要是由于其材料韧性较差，而材料带状组织较为严重为其韧性较差的重要原因之一。钢管化学成分中锰含量稍高，易导致锰偏析，锰偏析可能是钢管材料铁素体-珠光体带状组织产生的原因之一，因此钢中锰含量需要控制在合理的范围内。

(2) 为了降低L360M钢级材料的带状组织级别，减小其晶粒尺寸，可以采取合理控制锰元素含量、降低钢管用板材终轧温度、增加控冷冷却速率、微合金化等措施。

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Analysis on Cracking of a L360M Pipeline Steel Pipe during Hydraulic Burst Test

LUO Hua-quan1, CHEN Xiao-li2, FAN Wei1, YANG Li-neng1, LÜ Nai-xin1

(1. CNPC Tubular Goods Research Institute, Xi’an 710077, China; 2. Changqing Sulige Gas Field Research Center, Xi’an 710018, China)

The causes of longitudinal cracking and transversal fracture of a L360M longitudinal submerged arc welding steel pipe during hydraulic burst test were analyzed by macro and micro fracture analysis，chemical composition analysis, mechanical property test, metallographic analysis and other test methods. The results show that the longitudinal cracking and transversal fracture of the steel pipe were mainly caused by the poor toughness of the pipe material which was related to the serious ferrite-pearlite banded structure, and the segregation of element manganese was the main reason for the serious banded structure. Measures such as controlling the element manganese content reasonably, reducing the final rolling temperature, increasing control cooling rate and micro alloying were suggested to reduce the banded structure grade of the steel plate used for making the pipe.

pipeline steel pipe; hydraulic burst test; cracking; toughness; banded structure; manganese segregation

10.11973/lhjy-wl201704011

2016-04-22

罗华权(1983-)，男，工程师，硕士，主要从事石油管材质量监督检验及研究工作，luohuaquan@cnpc.com.cn。

TE973.91

B

1001-4012(2017)04-0273-07

质量控制与失败分析