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1、目录1.引言11.1 X80管线钢发展背景11.2 X80管线钢的研究现状21.2.1 X80管线钢的发展历史21.2.2 X80管线钢的成分、组织性能41.2.3 X80管线钢的焊接技术51.2.4 X80管线钢焊接热影响区组织62. X80管线钢的应力腐蚀断裂72.1 管线钢应力腐蚀破裂的特点72.2 管线钢应力腐蚀破裂的机理92.2.1 硫化氢应力腐蚀开裂机理92.2.2 IGSCC 破裂机理122.2.3 TGSCC 破裂机理133. X80 管线钢焊接接头的低温断裂143.1 管线钢的低温脆断韧性143.2 低温脆断韧性研究144.西气东输二线X80管线钢焊接失效性分析154.1 X
2、80管线钢在西气东输二线中的应用154.2 X80管线钢焊接失效的原因分析154.2.1 宏观观察154.2.2 微观组织观察164.2.3 能谱分析164.2.4 扫描电镜分析174.2.5 金相显微组织观察184.2.6 综合分析195.总结191.引言1.1 X80管线钢发展背景随着全球能源结构的优化调整，石油天然气的需求增加，极大地促进了管线工程的发展，同时也推动了 X80 管线钢的开发步伐，2002 年 8 月，国家经贸委、中国石油天然气集团公司、中国钢铁协会等单位组织召开了“十五”国家重大技术装备研制和国产化会议，与会专家一致通过“大口径输气管线用 X80 板材国产化及评价”课题的
3、可行性论证，并报国家经贸委批准，正式列入“十五”国家重大技术装备研制和国产化项目。2005 年 3 月 26 日，宝钢应用高强度高韧性 X80管线钢制成的管径为 1016mm，壁厚为 15.3mm 的螺旋缝埋弧焊钢管，在河北景县成功对接，首条 X80 输气管线应用工程正式开工建设，标志着我国长输管线向高强度、高压力、大口径方向发展。随着我国天然气工业的发展，长输管道建设将在未来几年进入高速发展期，高钢级管线钢拥有广阔的应用前景。X80管线钢作为我国重点发展的长输管道高钢级管线钢，已经少量应用于我国管道工程建设中。随着“西气东输”天然气管道的全面投产和中俄、中哈跨国油气管道建设高潮的来临，油气田
4、逐渐向高寒地区、海上以及高含硫等资源进展，油气管线使用的安全性成为学术界普遍关心的问题，从而对管道材料提出了更高的要求。长输管道在服役过程中，通常遇到土壤、原油或天然气等强腐蚀介质，其中许多是在高温、高压和高流速等条件下服役，其腐蚀问题显得更为突出和严重。长输管线穿越沙漠、沼泽和盐碱等复杂地区，管线外壁长期与土壤中的腐蚀性介质相接触，内有强腐蚀的输送介质，腐蚀状况非常严重。我国的埋地管道投产 12 年后即发生腐蚀穿孔的情况已屡见不鲜。对于埋地管道最普遍发生的全面腐蚀，一般采用防腐蚀涂料涂装以及实施阴极电流保护的方法进行保护。但管线在长期服役过程中，防腐涂层有可能发生破损和剥落，使管线钢重新暴露
5、于腐蚀环境中，此时管线钢在应力的作用下会产生微裂纹，并在腐蚀作用下不断扩展，当裂纹扩展到足够大时，就会导致管线的应力腐蚀破裂（Stress Crossion Craking，SCC）。应力腐蚀破裂是一种没有预兆的失效形式，所造成的损失非常巨大。随着高寒地带油气田的开发以及管道输送压力和钢材等级的提高，管道发生脆性断裂的问题尤为突出。压力管道作为一种典型的焊接结构，由于焊接过程常使焊接接头的组织性能劣化及焊接缺陷处严重的应力集中，使焊接缺陷处成为整个焊接管道中最薄弱部位，服役过程中往往成为裂纹的源头，造成裂纹的扩展甚至失稳断裂。X80 管线钢是控轧控冷的低碳合金钢，具有高强度和良好的抗延性断裂能
6、力，是输气管道的主导钢材。针对国产 X80 管线钢的研究还局限在制管技术及焊接性等方面的研究。而关于国产 X80 管线钢在环境中的应力腐蚀以及低温断裂评定的研究尚处于空白，加强对国产 X80管线钢管道安全可靠方面的研究，增加高压、高强管线钢的技术储备显得尤为重要。1.2 X80管线钢的研究现状1.2.1 X80管线钢的发展历史管线运输是长距离输送石油、天然气最经济、合理的运输方式，为了提高输送效益、降低能耗、减少投资，国际管线输送技术正朝着长距离、大口径、高压力方向发展，高压输送要求使用强度更高、韧性更好的管线钢，高钢级管线钢可以减少钢材消耗，降低材料费用，因此高压输送管道采用高钢级管材呈强劲
7、的发展趋势，工业发达国家普遍将 X80 管线钢列为 2l 世纪天然气输送管线的首选钢级。据 EuroPiPe 公司介绍，钢管费用占管道建设总投资的 l/3 左右，在同样的输量下，提高钢管强度就能降低壁厚，节约成本，1 条 250km 的输气管线，当输气量不变时，由 X80 管线钢代替 X70 管线钢，由于壁厚减薄可节省钢材 2 万 t，降低成本 7。X80 管线钢主要是通过细晶强化、析出强化、位错强化、亚晶强化以及置换强化提高钢的强度，虽然管线钢级的发展，提高强度是主要目的，但相应地也需要提高钢的韧性、焊接性、较低的韧脆转变温度和保证一定的耐腐蚀性等。 输送油气的大口径钢管，19 世纪末首先在
8、美国发展起来，1891 年美国建成第一条天然气长输管线（约 200km），1925 年建成第一条焊接钢管天然气管线。1928 年美国石油学会（American Petroleum Institution）制定了 API SPEC 5L 焊管标准，以后每年 API SPEC 5L 标准经过一次修订，至今已形成钢级从 X42、X60、X65、X70、X80 等比较完善的焊管标准体系。 随着管道输送压力的不断提高，输送钢管也相应地迅速向高钢级发展，20世纪 6070 年代一般采用 X52、X60、X65钢级，近年来国际上长输管道普遍采用 X70 管线钢，据统计其使用量占到供货总量的 90%左右。19
9、85 年德国Mannesmann 钢铁公司研制成功了 X80 管线钢，并铺设了 3.2 公里的试验管道，标志着高钢级管材应用的新开端，为了大幅度提高强度来降低管线钢管的运营成本，世界上许多大型企业都在进行更高强度级别的管线钢的研制，ExxonMobil公司和新日铁已经成功地完成了 X120 的开发，大大加快了管线钢高强度化的进程国外 X80管线钢的开发、生产应用已经渐趋成熟，在管线设计、炼钢轧钢、制管成型、焊接工艺、检测评定、防腐保护、运营维护、工艺优化等方面积累了丰富的经验。当前，X80管线钢的工业应用将逐步开始，德国、加拿大、日本、英国等国家均具备 X80 管线钢管规模生产的能力，并已经运
10、用到多条管线中。目前全球已建成的 X80输气管道见表 1-1。表 1-1 国外已建成的X80 输气管道Table 1-1 X80 gas pipeline of the whole world has been founded 我国管道工业的发展经历了三个高潮期。1958年开始建设长距离原油输送管道，1965年开始建设长距离天然气输送管道，在20世纪60年代中期至70年代初形成了第一个发展高潮，在此期间建成的主要管道有四川天然气管网和东北输油管道等。20世纪90年代逐渐形成第二个发展高潮，在此期间建成的主要有鄯乌输气管道、库鄯输油管道和陕京输气管道。随着我国对石油、天然气能源需求的急剧增加，又
11、迎来了一个前所未有的管线建设高潮。近期竣工的主要有涩宁兰输气管道、兰成渝成品油管道和西气东输管道；正在建设的有忠武输气管道、陕京二线输气管道、沿江原油管道(南京至荆门、岳阳)及环珠江三角洲输气管道等；正在规划的有中哈管道以及中俄管道等。在我国管道建设的不同阶段，管线钢的发展变化非常迅速。20世纪5070年代管线钢主要采用A3钢和16Mn钢；70年代后期和80年代采用从日本进口的TS52K钢(相当于X52级钢)；90年代，塔里木三条油气管道、鄯乌输气管道、库鄯输油管道和陕京输气管道采用的X52、X60、X65级热轧板卷主要由宝钢和武钢生产供应。“八五”期间，通过冶金部门和石油部门的联合攻关，成功
12、研制和开发了X52X70级高韧性管线钢，并逐步得到广泛应用。西气东输工程采用了X70级管线钢，其中螺旋缝埋弧焊管全面实现了国产化，前期的直缝埋弧焊管仍依赖进口，后期的采用了巨龙钢管公司生产的JCOE焊管。对于X80高钢级管材的研究和应用，石油部门与冶金部门联合开展了10余项国家基础攻关、应用基础研究和技术开发项目，其中包括国家“973”项目“高强度管线钢的重大工艺基础研究”，中油集团技术开发项目“X80管线钢管的开发与应用”、“X80管线钢的焊接及高韧性焊材选择”等等。宝钢、武钢、鞍钢等都相继成功开发了X80级热轧板卷和宽厚钢板，宝鸡、华油、巨龙等公司相继成功开发了X80级螺旋缝埋弧焊管和直缝
13、埋弧焊管。1.2.2 X80管线钢的成分、组织性能提高钢强度既简便又经济的方法是增加碳含量，但是碳含量的增加会使其他性能如成型性、焊接性、塑韧性等性能降低。管线钢的发展是碳含量持续降低，强度水平连续升高的发展历史，自上世纪 60 年代开始，随着油气管道输送压力和管径的增加，开始使用低合金高强钢（HSLA）并成为此时钢种的主流，这类钢主要以热轧及正火状态供货，其主要化学成分为：C0.20%，合金元素35%。随着管线钢的进一步发展，美国石油组织在 API 5LS 标准中提出了微合金控轧钢X56、X60、X65 三种钢，这种钢突破了传统钢的观念，碳含量为 0.10%-0.14%，在钢中加入0.20%
14、Nb、V、Ti 等合金元素，并通过控轧工艺使钢的力学性能得到显著改善。1973 年和 1985 年 API 标准又相继增加了 X70 和 X80 管线钢，而后又开发了 X100 管线钢，碳含量降到 0.01%-0.04%，真正出现了现代意义上的多元微合金控轧控冷钢。微合金化技术使钢不但获得了高强度而且保持了高水平的综合性能。 X80 管线钢采用了超低碳含量、高锰、超低硫、Nb-V-Ti 复合微合金化、控制组织的 Mo的低合金化成分设计。在制造工艺上综合了超低碳、超低硫、夹杂物形态控制的纯净钢冶炼技术和控轧控冷的热处理热轧工艺。通过成分和工艺的最佳配合，获得具有高强度、高韧性的针状铁素体组织。M
15、n 能够推迟铁素体-珠光体转变，降低 Bs 点，有利于形成细晶粒的针状铁素体，同时起固溶强化作用，但锰的含量不宜超过 2.0%，因锰易在钢中形成偏析带，造成钢的组织和硬度不均匀性。微合金化元素 Nb，V 和 Ti 都起到提高强度和韧性的作用，三个元素均是通过细化晶粒和沉淀强化提高强度，但每种机理强化程度不同。Nb 具有最强的细晶强化效果，而 V 具有最强的沉淀强化效果，Ti 介于上述两者之间。晶粒细化是唯一能够同时提高强度和韧性的强化机理。Nb 是能够同时提高强度和韧性的元素，Nb的晶粒细化引起的强烈效果与其在轧制时通过固溶，特别是碳氮化 Nb析出延迟奥氏体再结晶有关系；Nb 阻止在轧制最后阶
16、段奥氏体的再结晶，促进了扁平晶粒的变形，从而形成非常细的铁素体晶粒。Nb 的另一个重要影响是在中低碳钢中降低转变温度促使贝氏体组织的形成，降低转变温度是由于在轧制过程中仍有一部分 Nb留在固溶体中而没有发生沉淀反应。这一效果在同时加入 Nb 和 Mo 或同时加入 Nb 和 B 时由于协同作用而加强，X80 管线钢是一个应用实例，铁素体-低珠光体组织在得到韧性要求的同时却达不到强度级别。 在厚板中加入少量的钼（0.15%），钼使铁素体析出线明显右移，但并不明确推移贝氏体转变，所以在较宽的冷却范围内过冷奥氏体直接发生贝氏体转变，而没有或很少先共析铁素体析出，从而保证厚板的心部也能在较低的冷速下获得
17、贝氏体组织，提高钢的强度。 表 1-2 部分 X80 管线钢管产品的化学成分(质量分数，%) Table1-2 Chemical compositions of some X80 steel tubes (mass%) X80 管线钢不但通过微合金化保证钢材的性能，而且还要通过控轧控冷工艺获得优良的性能。控轧就是定量、预定程序地控制热轧钢的形变参数、终轧温度以及冷却时的轧制工艺，从而获得最佳的细化晶粒和第二相均匀分布的组织状态，有效的改善钢的性能。 X80 管线钢的典型组织为针状铁素体或低碳贝氏体。针状铁素体钢（一般C0.06%）的特点是，针状铁素体组织中含碳量低，铁素体板条相界面不存在碳化物
18、。同时由于转变温度低，晶内位错密度高。这类钢具有比铁素体-珠光体型钢更好的焊接性能（Pcm0.20%）、抗 HIC 性能以及相当高的冲击韧性和断裂韧性，是现代高压输气管线的专用钢种。 高钢级管线钢管的使用，虽然降低了钢管自重，减少了野外焊接工作量，节约了管线工程建设成本，但同时对钢材提出了更高的性能要求：高的屈服应力；高韧性和低的脆性转变温度；良好的野外焊接性能；一定的耐腐蚀能力；良好的成型性；高的钢质纯净度。1.2.3 X80管线钢的焊接技术X80 的焊接方法主要包括焊条电弧焊、药芯焊丝半自动焊、熔化极气体保护自动焊以及以上几种方法的混合焊。其中药芯焊丝半自动焊和极化气体保护焊主要在主线路焊
19、接中使用，焊条电弧焊则用于主线路返修和连头的焊接。由于 X80 钢的晶粒细小，在焊接热循环作用下，焊接热影响区（HAZ）会发生相变、晶粒粗化、再结晶等现象，使得线能量对 HAZ 软化有较大的影响。焊接线能量越大，软化区范围就越宽。另外，母材的强度和成分对 HAZ 软化也有一定的影响，当钢中含铌、钒、钛等微合金元素时，软化区宽度会变窄。焊缝金属与母材强度匹配对管线钢的断裂行为有较大的影响，焊缝金属和母材屈服强度在选材上的差别是防止由焊缝金属缺陷引起的严重的塑性变形的重要手段。如果焊缝金属的强度高于母材，那么母材就有可能发生屈服；如果焊缝金属的强度低于母材，屈服就不会发生在管道上，焊缝金属会发生应
20、变，这就要求焊缝具有更高的韧性，从而防止裂纹在缺陷处产生。一般来说，焊缝金属强度应该高于母材。因此，管线钢的级别越高，焊缝金属与母材的匹配也就越困难。1.2.4 X80管线钢焊接热影响区组织 在焊接过程中，焊缝两侧发生组织和性能变化的区域被称为焊接热影响区（HAZ）。焊接热影响区附近各区域距离焊缝远近不同，各区域晶粒的焊接热循环不同，就会出现不同的组织，表现出不同的性能。因此，焊接热影响区是一个具有组织阶梯和性能阶梯的非均匀连续体。 如图 1 所示：焊接热影响区组织按照其所晶粒的热循环的差异，分为熔合区、过热晶粒区、相变重结晶去、不完全结晶区、时效脆化区等五个区域。 图 1 焊接热影响区组织（
21、1） 熔合区是焊缝与基体组织的交界区。由于焊接过程中，这个部分的金属被加热到 熔化状态，奥氏体达到过热温度以上，故组织中包含了铸造组织，且形成粗晶区， 这个区域的塑性和冲击韧性很差，虽然在整个区域中很窄，但对焊接接头的性能 具有很大的影响。（2） 过热晶粒区的金属被加热到奥氏体过热温度，形成晶粒粗大的奥氏体过热组织，冷却后得到粗晶粒组织，使得塑性和冲击韧性大幅度降低，当钢中碳含量和合金元素较高时，这一区域的力学性能更差（3） 相变重结晶区又称为完全结晶区。这个区域的金属被加热到稍高于A3线以上到 1100，此区域的金属经历了由 及 的两次相变，故晶粒细小，力学 性能较好。（4） 不完全结晶区又
22、被称为不完全正火区。加热温度在 Acl-Ac3之间。由于只有一部分组织发生了相变重结晶，因此该区域在由发生相变的细小组织和未发生相变的组织构成，组织不均匀，力学性能比相变重结晶区差。（5） 时效脆化区只在低碳钢中发现，一般情况下，在低于 Ac1的温度对母材的组织不产生实质性的影响。2. X80管线钢的应力腐蚀断裂2.1 管线钢应力腐蚀破裂的特点应力腐蚀破裂（Stress Corrosion Cracking SCC）是金属材料在应力和腐蚀介质的联合作用下，产生的一种低应力脆断现象。应力腐蚀破裂影响因素众多，它是环境、力学、冶金等众多因素交织在一起，属于交叉学科，需要运用断裂力学、断裂物理和电化
23、学及材料学等方面的基础知识进行深入研究。到目前为止，应力腐蚀破裂机理仍在不断发展。因此需要进行更深入的研究，才能发展新的应力腐蚀破裂机理，从而找出有效防止应力腐蚀破裂的方法。 输油气管道的应力腐蚀破裂现象国内外均有发生，1965 年至 1985 年间，美国累计有 250 多条管线发生了起源于外表面的应力腐蚀开裂，1995 年在俄罗斯的中、北部和西伯利亚地区相继发生了管道应力腐蚀开裂失效事故，且裂纹多位于防腐层缺陷处的金属表面。输油气管道所处的腐蚀环境主要为：内部为输送油气中含有的硫化氢（HS2）、二氧化碳（CO2）等腐蚀介质；外部主要是潮湿土壤中的碳酸根离子（CO）、碳酸氢根离子（HCO）、硝
24、酸根离子(NO）、氢氧根离子（OH-）等腐蚀介质。 输油气管道的服役条件多为潮湿环境，输送介质含硫化氢等酸性物质较多，管线钢在湿硫化氢环境中的应力腐蚀断裂，一直是许多学者的研究热点，并取得了卓有成效的工作。不同材料、热处理状态、金相组织对湿硫化氢环境中的应力腐蚀破裂敏感性不同。一般认为，强度级别越高，对硫化氢的应力腐蚀越敏感。材料的硬度与硫化氢应力腐蚀的关系较大，硬度愈高，敏感性愈大。所以 NACE MR0175 推荐在酸性介质中，管线钢的硬度极限为 HV248 或 HRC22。硫化氢应力腐蚀裂纹从外观看无明显的均匀腐蚀痕迹，其形态呈稀松分布的网状或龟裂状，常产生大量分叉，并沿大致垂直于影响其
25、产生及扩展的应力方向上连续扩展。深入到金属内部的应力腐蚀裂纹，就如植物根须一样由表面向纵深发展。应力腐蚀的断口是典型的脆性断口。一般情况下，低碳钢、低合金高强度钢、黄铜、铝合金等大多属沿晶断裂，裂纹大致垂直于拉应力方向，由晶间向纵深发展，这类沿晶断裂在电镜下观察为冰糖状花样。 自20世纪60年代中期以来，世界各地油气管道不断发生管道外部应力腐蚀导致的管道断裂事故，其中绝大部分发生在输气管道上。 土壤介质引起的应力腐蚀可以分为高 pH SCC（IGSCC）和近中性pH SCC（TGSCC）两大类，前者为沿晶 SCC（IGSCC），后者为穿晶 SCC（TGSCC），二者的主要特征对比见表 1-3。
26、前者已有 40 余年的研究历史，而后者是 1985年首次在加拿大发现，研究初步认为，溶解和渗氢是近中性 pH SCC 裂纹扩展的主要原因。这种近中性环境中管线的 SCC 问题除了在加拿大出现外，世界上其他国家如澳大利亚、伊朗、伊拉克以及沙特阿拉伯等也有发生，几年来，逐渐成为加拿大和其他国家腐蚀与防护科技工作者所关注的研究热点，目前近中性 pH SCC 的研究还不成熟。 表 1-3 近中性 pH 和高 pH SCC 的条件和特征 Table 1-3 Condition and character of SCC in near neutral pH values and high pH value
27、s2.2 管线钢应力腐蚀破裂的机理2.2.1 硫化氢应力腐蚀开裂机理应力腐蚀开裂是一个非常复杂的问题，裂纹只是腐蚀破坏的一种形式，许多腐蚀学家认为，每一种“材料-环境”的特定体系各有其特定的机理。最早的有电化学腐蚀和活性通道理论开始，到膜破裂理论、腐蚀产物楔入理论、氢脆理论、化学脆化机械破裂两阶段理论、吸附理论和环境破裂三阶段理论等。近年来，又有许多学者提出了一些新的见解，如 Rebak 的沿晶界选择性溶解理论、Swan的溶解促进局部塑性变形从而导致应力腐蚀开裂理论，关于硫化氢应力腐蚀破裂机理，国内外做了大量工作，但由于影响因素太多，而且相互交错，迄今为止未曾获得统一的认识。就广义的 SCC
28、机理而言，主要分为两大类：（1） 阳极溶解机理阳极溶解型应力腐蚀机理认为金属或合金浸泡在腐蚀介质中，其金属表面会形成一层钝化膜，如应力能使位错发生滑移，则滑移台阶将使表面膜局部破裂，局部地区(如裂尖)露出无膜的金属，裸露的金属相对于膜表面为阳极，膜为阴极，从而发生瞬时溶解。新鲜金属在溶液中会发生再钝化，钝化膜重新生成后，溶解(裂纹扩展)就停止，已经溶解的区域由于存在应力集中，因而使该处的再钝化膜再一次破裂，又会发生瞬时溶解，这种膜破裂金属溶解再钝化过程的循环重复，就导致应力腐蚀裂纹的形核和扩展。 阳极溶解理论都包含电化学过程，但应力腐蚀过程中的一些现象，如环境的选择性，开裂临界电位与腐蚀电位的
29、关系，断口形貌匹配等问题，用电化学理论不能合理的解释。为此 Uhlig 提出应力吸附开裂理论，他认为应力腐蚀断裂是由于裂纹尖端某些特殊离子对金属内表面的吸附，削弱了金属原子间的键合力，即金属表面能降低，在拉应力作用下促使金属开裂。这是纯机械开裂模型，这个模型的最大支持是许多纯金属和合金在液态金属中的脆断。应力吸附理论可以解释应力腐蚀的一些特征现象，但该模型不能解释吸附离子对位错的钉扎作用以及裂纹的孕育期等问题。根据阳极溶解促进室温蠕变的实验结果，Jones 认为溶解产生的双空位促进刃型位错攀移，从而松弛应变硬化。 Magnin 认为，滑移使裂尖钝化膜局部破裂后，受力最大的裂尖原子将择优溶解，形
30、成一个台阶。这相当于使裂纹变尖，应力集中增大，从而促进位错从裂尖发出。Kanfman 认为，原子沿滑移带择优溶解能引起应力集中，应力升高能促进塑性变形并使它局限在裂尖附近；塑性应变愈大，溶解速率愈大，故局部塑性变形促进局部溶解，从而使裂尖应力进一步升高，形变进一步局部化，进而导致微裂纹形核。（2） 氢致开裂的机理氢致开裂的机理主要有氢压理论、氢吸附后降低表面能的理论、氢降低原子间结合力理论（弱键理论）、以及氢促进局部塑性变形的理论。前三种理论认为氢使材料脆断所需的临界应力场强度因子 KI下降，它们原则上不讨论塑性变形在氢致开裂和滞后断裂中的作用。氢促进局部塑性变形的理论则认为，任何断裂过程都是
31、局部塑性变形发展到临界状态的结果，氢能促进塑性变形过程，从而在较低的外应力下就能使局部塑性变形发展到临界值而引起氢致开裂。 氢压理论是由 Bennek 等提出的，由Zapffe进一步完善。氢压理论认为当金属或合金中的氢有较大的饱和度，它们将在各种缺陷处结合成氢分子，形成很大内压，形成材料内部的氢鼓泡甚至微裂纹，在外应力作用下微裂纹不断扩展，最终形成宏观裂纹。氢压理论成功地解释了电解充氢过程中产生的裂纹，钢中白点以及钢在硫化氢溶液中产生的微裂纹。 自从70 年代提出氢促进塑性变形导致断裂观点以来，进行了很多研究，在各种氢致开裂的机理中，褚武扬等认为氢促进局部塑性变形从而促进断裂的机理是最为主要的
32、。氢促进位错发射和运动(即促进局部塑性变形)，因此在比空拉更低的外应力下，氢促进的局部塑性变形就会发展到临界条件，使得局部地区的应力集中等于被氢降低了原子键合力，从而导致氢致微裂纹在该处形核。原子氢进入微裂纹就复合成 H2产生氢压，它能使微裂纹稳定化，同时也能协肋局部应力使之解理扩展。这个氢致开裂的新机理考虑了氢促进的局部塑性变形，氢降低原子键合力氢压的作用。根据这个理论导出的氢致滞后断裂力学参量，从而就可定性解释试样中可扩散氢浓度、氢陷阱、温度以及形变速度对氢致开裂敏感性的影 响，但氢致开裂机理的定量化还有很多工作要做。 为了进一步研究显微组织对 HIC 裂纹敏感性的影响规律，用扫描电镜背散
33、射电子成像（BSE）和能谱仪（EDS）对 HIC 实验后的试样进行分析，研究裂纹萌生的原因；通过对裂纹处的 SEM 和背散射衍射（EBSD）对裂纹扩展路径进行分析，判断氢致裂纹的扩展方式。氢致裂纹萌生为了研究 X80 钢中的夹杂物对 HIC 敏感性的研究，通过扫描电镜 BSE 和 EDS 对不同组织中的微裂纹和夹杂物成分进行分析，研究裂纹萌生的机理和扩展途径。图2中的 EDS 结果表明，在裂纹处的夹杂物主要有三种，富 Mn 夹杂（A），Al、Mg、Ca 夹杂（B），和富 Si 夹杂（C）。裂纹在 A 和 B 型夹杂处萌生或穿过，但是在C型夹杂处没有发现裂纹，这说明夹杂物的成分对 HIC 的形成
34、具有显著地影响。Al2O3夹杂是不连续分布的硬脆相，在该夹杂处晶格发生显著的畸变，因此很容易在夹杂物和基体的界面上形成缺陷。另外，氢进入钢基体以后倾向于在这些缺陷处聚集并最终形成裂纹。在 MnS 夹杂物处，由于局部溶解造成的孔洞能够为氢在钢中的聚集提供位置，并可能萌生形成裂纹。此外链条状的 MnS 夹杂是有效的可逆氢陷阱，在也能够产生氢致裂纹。富 SiO2夹杂容易发生形变从而能除残余应力，且其形状为圆形，夹杂物周围晶格畸变较小，故在 SiO2处没有发现裂纹的萌生。 图2 HIC 敏感性实验后微裂纹处的 BSE 和 EDSa原始组织、b 空冷组织、c 水淬组织 HIC 扩展方式分析 为了探究氢致
35、裂纹扩展的机理，用扫描电镜对三种组织试样断面上的微裂纹进行了观察，分析氢致裂纹的扩展方式，结果如图3所示 图3 不同组织 X80 钢裂纹扩展a：原始试样，b：空冷试样，c：水淬试样从图3中可以看出：试样中的氢致裂纹均为典型的阶梯状裂纹，三种组织中裂纹的扩展发生有一定的差异，原始和空冷试样中的氢致裂纹主要以穿晶裂纹为主，水淬试样中则以沿晶裂纹为主，并伴随着少量的穿晶裂纹。2.2.2 IGSCC 破裂机理对于 IGSCC 的机理较复杂，还在进一步的研究中。Parkins研究结果认为，对于沿晶应力腐蚀破裂（IGSCC），晶界区与晶粒内部的结构及成份存在很大区别。对于含碳量较低的管线钢，由于晶界碳化物
36、的偏析，使得晶界与晶内的成分有显著差异，晶界区原子能量较高，电位较负，在溶液中相对晶粒内部为阳极，优先溶解，引起强烈的沿晶腐蚀，在应力的作用下，裂纹尖端金属局部塑性变形导致其表面的保护膜破裂，导致阳极加速溶解，裂纹不断扩展。胡钢、徐淳淳等研究了 X70 管线钢在 NaHCO3/Na2CO3溶液中应力腐蚀敏感条件下的电极过程及钝化行为。在活化钝化过渡区，钢表面发生的反应比较复杂，电极过程包含 Fe 的阳极溶解、生成钝化膜、钝化膜的化学溶解三种过程，表面破坏处可能成为应力腐蚀裂纹源。Wang等人利用高分辨率 STEM 研究了 X52和 X65 管线钢的晶界成份，发现在珠光体与珠光体、珠光体与铁素体
37、、铁素体与铁素体的晶界上没有硫和磷元素的偏析，而在铁素体与珠光体的晶界上发现了 Mn 的周期性富集和贫化，并有渗碳体是富 Mn 的。在SEM 的微观结构研究中，发现在铁素体与铁素体晶界上由碳化物片层，珠光体可能是由这些碳化物片层起始的。由于 C 污染，在 STEM中，未能观察到晶界的碳含量分布，这说明 IGSCC 可能并非是晶界偏析所致。2.2.3 TGSCC 破裂机理近十年来，许多专家学者加强了 TGSCC 的研究，对 TGSCC 的产生机理进行了研究，但未达广泛的共识，总结起来有以下几种观点：（1） 阳极溶解机理Wang认为近中性 pH SCC 直接与腐蚀率有关，支持阳极溶解机理。而Par
38、kins、Beavers、Rebak等认为单纯的阳极溶解机理不能解释 TGSCC，在近中性溶液中的应力腐蚀破裂并非出现在活化-钝化过渡区，动电位扫描极化曲线表现为活性溶解，TGSCC 裂纹扩展速率至少比由 Faraday定律预测的高 1-2个数量级，因此 TGSCC 不可能是阳极溶解机制。（2） 氢脆机理Kushida、Harle等认为近中性 pH SCC 与氢脆机理相关。Rebak、Plumtree 和 Qiao 等证实了进入金属中的氢的作用。Zheng等认为开裂特征与氢脆特征一致，例如 TGSCC 的断口形貌为带有微孔的准解理断裂。汪兵等研究了 16Mn管道钢在近中性 pH 值溶液中的应力
39、腐蚀行为，并认为应力腐蚀开裂为氢脆型应力腐蚀开裂。（3） 阳极溶解和氢作用的混合机理Pakins、 Beavers等通过试验验证了在近中性溶液中的应力腐蚀机理为阳极溶解与氢的共同作用。裂纹在钢表面的蚀坑处萌生，蚀坑内有足够产生氢原子的低pH值，土壤介质中含有的大量 CO2维持着近中性水平。氢在近中性pH 土壤中，反应后生成氢原子，进入钢材，使金属脆化，韧性降低，在阳极溶解（降低了钝化膜的稳定性，加快了溶解速率）和氢脆的交互作用下，裂纹萌生和扩展。郭浩等研究了外加电位对 X70 钢在近中性溶液中的应力腐蚀破裂的影响，并认为阴极电位的应力腐蚀机理为氢脆占主导，而自腐蚀电位及阳极电位条件下是氢促进阳
40、极溶解。3. X80 管线钢焊接接头的低温断裂3.1 管线钢的低温脆断韧性断裂韧性作为材料的本质性能指标，在管线钢的抗断设计和安全评定中得到了广泛的应用，尤其是断裂韧性 CTOD （Crack Tip Opening Displacement 裂纹尖端张开位移）试验。由于断裂韧性 CTOD 试验的加载速率较低，与管线钢的起裂相近，因而在管线钢研究领域，CTOD 是经常使用的开裂型试验和常用的起裂准则。 断裂韧性 CTOD 是为了处理大范围屈服的弹塑性断裂而发展起来的，它是由应力强度因子 KI延伸而来的一种断裂应变判据。应力强度因子只适用于裂纹尖端处于线弹性和小范围屈服的条件，即裂纹尖端附近的塑
41、性区尺寸小于应力强度因子主导区时，才能应用线弹性断裂力学的理论去分析裂纹体的断裂问题。由于输油气管线的延性较好，因而受载时裂纹尖端会发生较大的塑性变形，导致屈服区较大。此时裂纹尖端已不能满足线弹性条件，尽管可以采用线弹性力学的方法加塑性区修正可以处理弹塑性问题，但对于含裂纹构件的承载能力往往预测错误。因而在管线钢的断裂韧性评定中，裂纹尖端位移 CTOD 方法为弹塑性问题的求解提供了可能，并通过大量实验数据积累，已经形成了基于值的管线钢韧性评定标准，已足以保证 CTOD 测试的准确性。同时不少学者已用物理概念明确、理论严密的应力应变场理论导出了c的表达式，为 CTOD 赋予了较严密的理论依据。
42、长输埋地管线经历的环境温度范围很广，从热带高温至高原冬季接近零下50的低温。目前我国常用的结构钢材在常温下韧性很好，低温条件下韧性降低，因此管线钢既有在常温下发生韧性断裂，也可能在低温条件下发生脆性断裂。裂纹尖端张开位移（CTOD）指标可以作为弹性阶段、小范围屈服直至大范围屈服各个阶段的断裂判据，在管线钢的断裂分析中 CTOD 指标将会发挥重要作用。3.2 低温脆断韧性研究 近年来，英国焊接研究所提出的测试断裂韧度 KIC、CTOD()和 JIC的统一试验标准 BS7448，受到国际焊接学会的重视并予以推广应用。目前已被国际标准局（ISO）采纳，编号为 ISO/TC164/SC4-N400。经
43、试验研究表明，随着试验温度的降低，表征 X80管线钢抗开裂性能行为的最大载荷 CTOD 呈现下降趋势，这表明随着工作温度的降低，材料的抗开裂能力变差，焊缝在试验低温时都具有较高的断裂韧度值，而热影响区CTOD 值已经很低，而在低温时仍然有较高的抗开裂性能。比较得到，热影响区仍然是焊接接头抗开裂能力薄弱区域。总结说明X80管线钢整体具有较好的低温抗开裂性能，母材和焊缝都达到了较高的抗开裂性能，热影响区也具备一定的低温抗开裂能力。 4.西气东输二线X80管线钢焊接失效性分析4.1 X80管线钢在西气东输二线中的应用西气东输二线西段西起霍尔果斯首站 ，东至宁夏中卫联络站，全长2434 km，设计压力
44、12Mpa，全部采用1219 mm18.4 mm规格的X80管材。管道走向途经沙漠、戈壁、平原、水网等多种地形、环境复杂的区域，由于X80管线钢具有高强度和良好的抗断裂韧性，采用X80管线钢作为输气管道材料，与西气东输一线比较，强度增加14%，投资降低10%，可以节约钢材14%以上，在减小钢管的壁厚和重量的同时，也提高天然气输送安全。4.2 X80管线钢焊接失效的原因分析 X80管线钢首次在西气东输二线西段大规模使用，之前未在国内管道工程中得到广泛应用，因此对于X80管线钢焊接的研究，国内行业存在实践经验上的空白。特别是在某站进行气密性试压过程中，曾发生X80管线钢对接环焊缝破裂现象，通过以下
45、步骤的分析研究，可以为我们提供X80管线钢焊接过程中宝贵的经验。4.2.1 宏观观察。 图4 焊缝裂纹表面宏观形貌 通过肉眼观察X80管线钢对接环焊缝裂纹两侧壁的变形情况及变形程度，裂纹起源于焊缝连接处，该处台阶较尖锐，有应力集中现象，肉眼可见的裂纹长度约占焊缝周长5/6以上，呈“C”型。通过观察，未发现塑性变形的痕迹，原始断裂面有明显反光感，氧化较轻微，宏观上看裂纹属于脆性断裂4.2.2 微观组织观察 图5 X80钢焊接裂纹区域断裂取样微观组织和裂纹形貌 通过对断裂区域取样进行微观组织和裂纹形貌分析，由图5可见，焊接裂纹源及裂纹内部有许多与溶合区组织不同且边界明显的金属填充物，金属形态为圆形
46、或半熔化后的流变形态。 图6 X80钢接裂纹区域断裂取样放大图片对该区域进行放大后观察，如图6，发现填充物的组织为伸长的索氏体组织形貌，裂纹右侧的焊缝组织为准多边形铁素体结构，裂纹左侧焊缝组织为沿填充物伸长方向形变的粒状贝氏体和铁素体组织，裂纹较远处组织为均匀的粒状贝氏体和铁素体组成。4.2.3 能谱分析对X80管线钢主裂纹区域取样进行能谱分析。在主裂纹附近的黑色区域的主要元素为Fe、C、Al、Si、Mn和Ni，说明焊接过程中，熔池中的金属在电弧吹力作用下产生搅拌时遇到了某些不能溶解的非金属物质，推断可能为未完全熔合的焊丝；衬度颜色较深区域的主要元素为O、Fe、Ca、Si、和S，为焊接熔渣的主要产物。说明断裂区域夹杂过多，与焊接工艺方式有关，在焊接过程中，未将坡口表面及坡口边缘内外侧不小于20 mm范围内的污垢、铁锈、毛刺清除干净，这是脆韧断裂的重要促进因素。4.2.4 扫描电镜分析用扫描电镜对X80管线钢断裂区域主裂纹进行观察。图7所示为X80管线钢裂纹断口扫描电镜宏观形貌。裂纹源区为少量的韧窝断口形貌向准解理断口过渡的特征，韧窝断口的韧窝较小、较浅。裂纹扩展区域为准解理断口形貌，扩展区的准
