李 龍， 章傳國(guó)， 孫磊磊， 鄭 磊， 胡 平

（寶鋼中央研究院鋼管技術(shù)中心， 上海 201900）

0 前 言

油砂是一種非常規(guī)的石油資源， 是由瀝青、水、 砂及粘土組成的半固態(tài)混合物， 其儲(chǔ)量豐富， 約占石油儲(chǔ)量的30%， 主要分布于加拿大、委內(nèi)瑞拉和美國(guó)。 目前， 加拿大已經(jīng)進(jìn)入了大規(guī)模商業(yè)開(kāi)發(fā)階段。 由于油砂粘度大， 開(kāi)采時(shí)需要向油井內(nèi)注入高溫高壓蒸汽以增加油砂的流動(dòng)性， 蒸汽的溫度和壓力可達(dá)350 ℃和17 MPa，因此， 要求蒸汽輸送用管道必須具備足夠的高溫強(qiáng)度及抗蠕變性能以保證輸送管道的長(zhǎng)時(shí)安全服役。

早期， 用于蒸汽輸送管道的鋼管為調(diào)質(zhì)型X65 鋼級(jí)無(wú)縫管[1]， 近年來(lái)， 為了提高蒸汽輸量并降低管道建設(shè)成本， X80 鋼級(jí)焊管開(kāi)始嘗試應(yīng)用于蒸汽輸送系統(tǒng)。 2002 年， Bishop 等[2]成功在354 ℃/17.2 MPa 條件下進(jìn)行了X80 鋼級(jí)UOE 焊管的中試。 2004 年， Muraoka 等[3]使用Larson-miller （L-M） 參數(shù)模擬并測(cè)試了X80 鋼級(jí)UOE 焊管在350 ℃下服役20 年后的主要性能， 結(jié)果表明該UOE 焊管的高溫強(qiáng)度、 蠕變壽命和沖擊韌性均滿(mǎn)足使用要求。 2014 年， Toyoda 等[4]對(duì)X80 鋼級(jí)HFW 焊管進(jìn)行了研究， 結(jié)果表明該HFW 焊管也具有良好的高溫強(qiáng)度、 蠕變壽命和夏比沖擊能。 然而， 對(duì)于X80 鋼級(jí)焊管在高溫下長(zhǎng)時(shí)服役的研究仍然較少， 尤其是對(duì)X80 鋼級(jí)焊管管體和焊縫在高溫下的蠕變行為的研究相對(duì)缺乏。

對(duì)于高溫服役的材料， 良好的抗蠕變性能是保證材料長(zhǎng)時(shí)安全服役的關(guān)鍵之一。 但對(duì)于蠕變?cè)O(shè)計(jì)壽命動(dòng)輒數(shù)萬(wàn)至數(shù)十萬(wàn)小時(shí)的材料，使用真實(shí)的服役條件來(lái)測(cè)試蠕變持久壽命顯然是不現(xiàn)實(shí)的， 因此耐熱鋼等相關(guān)高溫構(gòu)件預(yù)測(cè)蠕變持久壽命時(shí)采用的方法是在更高溫度、 更高應(yīng)力條件下對(duì)材料進(jìn)行蠕變?cè)囼?yàn)， 在相對(duì)較短的時(shí)間內(nèi)獲得蠕變斷裂的數(shù)據(jù)， 再通過(guò)外推的方法來(lái)預(yù)測(cè)材料在真實(shí)服役條件下的蠕變持久壽命[5]。 對(duì)于高溫蒸汽輸送用管， 設(shè)計(jì)壽命通常為20 年， 管道在約350 ℃， 工作應(yīng)力約200 MPa的條件下服役。 雖然管線(xiàn)鋼相比于耐熱鋼合金含量更低， 但在350～450 ℃環(huán)境下服役時(shí)， 管線(xiàn)鋼組織不會(huì)發(fā)生重大改變， 蠕變機(jī)制也相近，因此， 在450 ℃、 200 MPa 加載應(yīng)力作用下進(jìn)行的蠕變?cè)囼?yàn)也可用外推法預(yù)測(cè)蠕變壽命。 綜上所述， 本研究以X80 鋼級(jí)雙縫埋弧焊UOE 焊管為研究對(duì)象， 管體和焊縫在試驗(yàn)溫度450 ℃、加載應(yīng)力分別為500 MPa、 470 MPa、 435 MPa和400 MPa 下進(jìn)行蠕變?cè)囼?yàn)， 測(cè)試了從試驗(yàn)開(kāi)始至蠕變?cè)嚇訑嗔阉掷m(xù)的時(shí)間， 以預(yù)測(cè)真實(shí)服役條件下管道的蠕變持久壽命， 并對(duì)蠕變斷口進(jìn)行分析。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)材料取自試制的X80 鋼級(jí)高溫蒸汽輸送用雙縫埋弧焊UOE 焊管， 規(guī)格為Φ1 219 mm×22 mm， 其化學(xué)成分見(jiàn)表1， 室溫和高溫下的力學(xué)性能見(jiàn)表2。 由表1 和表2 可以看出， 該X80鋼級(jí)高溫蒸汽輸送用雙縫埋弧焊UOE 焊管具備足夠的室溫和高溫強(qiáng)度。

表1 X80 鋼級(jí)UOE 焊管化學(xué)成分%

表2 X80 鋼級(jí)UOE 焊管室溫和高溫下的力學(xué)性能

蠕變?cè)嚇尤∽怨荏w和焊縫橫向壁厚中心， 試樣尺寸如圖1 所示， 使用RDL50 電子式持久蠕變?cè)囼?yàn)機(jī)按照標(biāo)準(zhǔn)ASTM E139-11 進(jìn)行蠕變?cè)囼?yàn)， 將試樣置于試驗(yàn)機(jī)加熱爐內(nèi)加熱， 在試樣平行長(zhǎng)度兩端固定熱電偶監(jiān)控試驗(yàn)溫度， 并控制在450±3 ℃， 到達(dá)加熱溫度后保溫10 min 開(kāi)始加載應(yīng)力， 試驗(yàn)應(yīng)力分別為500 MPa、 470 MPa、435 MPa 和400 MPa， 試驗(yàn)進(jìn)行至試樣斷裂為止， 記錄時(shí)間-伸長(zhǎng)率曲線(xiàn)。 同時(shí)制取金相試樣， 采用4%硝酸酒精溶液進(jìn)行表面腐蝕， 采用體視顯微鏡和掃描電子顯微鏡對(duì)蠕變斷口的微觀組織形貌進(jìn)行觀察。

圖1 X80 鋼級(jí)UOE 焊管蠕變?cè)嚇映叽纾▎挝唬簃m）

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 管體和焊縫的高溫蠕變行為

管體和焊縫在450 ℃不同應(yīng)力下的蠕變曲線(xiàn)如圖2 所示。 管體的蠕變曲線(xiàn)呈典型的三段式分布[6]， 第Ⅰ階段為減速蠕變階段， 隨著形變加工硬化不斷增強(qiáng)， 位錯(cuò)開(kāi)動(dòng)和滑移阻力增大， 蠕變速率不斷降低； 第Ⅱ階段為恒速蠕變階段， 此時(shí)加工硬化與動(dòng)態(tài)回復(fù)達(dá)到相對(duì)平衡， 蠕變以相對(duì)恒定的速率進(jìn)行； 第Ⅲ階段為加速蠕變階段， 空洞萌生長(zhǎng)大， 斷裂開(kāi)始。 隨著蠕變加載應(yīng)力從400 MPa 升高至500 MPa， 管體的恒速蠕變階段不斷縮短， 在450 ℃/500 MPa 的條件下恒速蠕變階段基本消失。

焊縫的蠕變曲線(xiàn)明顯不同于管體， 首先，焊縫蠕變的持久時(shí)間短于管體， 尤其是450℃/400 MPa 的試驗(yàn)條件下， 管體蠕變持久時(shí)間為4 200 h， 而焊縫僅為1 200 h； 其次， 從曲線(xiàn)形態(tài)看， 焊縫加速蠕變的第Ⅲ階段基本不存在； 再次， 從伸長(zhǎng)率看， 焊縫蠕變的伸長(zhǎng)率僅為1%～2%， 遠(yuǎn)低于管體蠕變接近10%的伸長(zhǎng)率， 這些現(xiàn)象表明焊縫蠕變的斷裂更具有脆性斷裂的特征。 圖3 為管體和焊縫的蠕變斷裂試樣照片， 可見(jiàn)管體蠕變斷裂試樣具有明顯的頸縮特征， 而焊縫蠕變?cè)嚇踊緹o(wú)頸縮， 這種差別也表明焊縫蠕變斷裂更具有脆性斷裂傾向。

圖2 X80 鋼級(jí)UOE 焊管管體和焊縫450 ℃不同應(yīng)力下的蠕變曲線(xiàn)

圖3 X80 鋼級(jí)UOE 焊管管體和焊縫蠕變斷裂試樣

圖4 為管體和焊縫蠕變加載應(yīng)力-蠕變斷裂時(shí)間曲線(xiàn)， 通過(guò)線(xiàn)性回歸和外推預(yù)測(cè)了材料在200 MPa 下的蠕變持久壽命。 可見(jiàn)， 管體的預(yù)測(cè)壽命高于焊縫， 但兩者的預(yù)測(cè)壽命均滿(mǎn)足高溫蒸汽輸送用管20 年的設(shè)計(jì)壽命。 值得注意的是，焊縫在450 ℃/400 MPa 的蠕變?cè)囼?yàn)條件下， 持久壽命出現(xiàn)了較明顯的向下轉(zhuǎn)折， 這可能與低應(yīng)力長(zhǎng)時(shí)間的蠕變中， 斷裂由韌轉(zhuǎn)脆有關(guān)[8]， 這種轉(zhuǎn)變會(huì)造成抗蠕變性能的惡化， 因此焊縫的蠕變持久壽命預(yù)測(cè)需要更多的試驗(yàn)數(shù)據(jù)進(jìn)行驗(yàn)證。

圖4 管體和焊縫蠕變加載應(yīng)力-蠕變斷裂時(shí)間曲線(xiàn)

2.2 管體和焊縫的蠕變斷口形貌

圖5 為使用SEM 觀察的不同加載應(yīng)力下管體蠕變斷口， 除400 MPa 的條件外， 管體蠕變斷口均呈杯錐狀， 由中心的纖維區(qū)和四周的剪切唇構(gòu)成， 纖維區(qū)分布著尺寸大小不一的等軸狀韌窩， 韌窩底部可以觀察到一些球形夾雜，呈現(xiàn)出典型的韌性斷裂特征[7]， 如圖6 所示。 另外， 隨著加載應(yīng)力降低， 中心纖維區(qū)面積不斷增大， 當(dāng)加載應(yīng)力達(dá)到400 MPa 時(shí)， 纖維區(qū)面積較大， 此時(shí)宏觀斷口不再呈杯錐狀。

不同加載應(yīng)力下焊縫蠕變斷口的體視顯微鏡照片如圖7 所示， 觀察焊縫蠕變斷口表面， 可以發(fā)現(xiàn)斷口不同區(qū)域的氧化色存在明顯差異， 按氧化色可以將斷口分為較深和較淺氧化色兩個(gè)部分， 這可能與蠕變斷口的形成過(guò)程有關(guān)， 較深氧化色部分可能為斷口的起裂端， 在高溫下與空氣接觸時(shí)間較長(zhǎng)， 因此形成了較深的氧化色； 較淺氧化色部分為斷口的擴(kuò)展部分， 高溫下與空氣接觸時(shí)間較短， 因此顏色較淺。

圖5 不同加載應(yīng)力下管體蠕變斷口的SEM 形貌

圖6 500 MPa 下管體蠕變斷口的SEM 形貌（局部放大）

圖7 不同加載應(yīng)力下焊縫蠕變斷口的體視顯微鏡照片

使用SEM 觀察焊縫蠕變斷口形貌， 500 MPa、470 MPa 和435 MPa 焊縫蠕變斷口形貌類(lèi)似， 僅展示500 MPa 下焊縫蠕變斷口形貌， 如圖8 所示， 體視顯微鏡下氧化色較深的部分呈現(xiàn)典型的沿晶斷裂形貌， 而氧化色較淺的部分出現(xiàn)了較淺的撕裂狀韌窩， 斷口整體呈現(xiàn)出沿晶型和韌窩型的混合斷口， 因此蠕變的斷裂始于沿晶型斷口，之后快速以撕裂狀韌窩形式擴(kuò)展到整個(gè)區(qū)域。

圖8 X80 鋼級(jí)UOE 焊管焊縫蠕變斷口的SEM 形貌（450 ℃/500 MPa）

圖9 為焊縫蠕變400 MPa 應(yīng)力條件下的斷口形貌， 與500 MPa、 470 MPa 和435 MPa 明顯不同， 其氧化色較深的部分出現(xiàn)較淺的韌窩， 但氧化色較淺的部分出現(xiàn)了典型的解理斷裂形貌，這表明在較低應(yīng)力下焊縫蠕變脆性斷裂特征更加明顯， 從而導(dǎo)致蠕變持久壽命逐漸減小。

圖9 X80 鋼級(jí)UOE 焊管焊縫蠕變斷口的SEM 形貌（450 ℃/400 MPa）

2.3 焊縫蠕變斷口的顯微組織

為了進(jìn)一步分析焊縫蠕變斷口的斷裂模式，將所有焊縫蠕變斷口按圖10 中的紅色虛線(xiàn)進(jìn)行剖分， 觀察縱截面的顯微組織。

圖10 X80 鋼級(jí)UOE 焊管焊縫蠕變斷口的剖分方式與觀察方向

由于500 MPa、 470 MPa 和435 MPa 蠕變條件下焊縫斷口宏微觀形貌相似， 此處以500 MPa蠕變條件下的形貌為例。 圖11 為450 ℃/500 MPa蠕變?cè)囼?yàn)條件下焊縫斷口的宏觀形貌和顯微組織。 從宏觀形貌看， 可以發(fā)現(xiàn)起裂點(diǎn)出現(xiàn)在焊縫熱影響區(qū)靠近熔合線(xiàn)的位置， 在焊縫兩側(cè)均出現(xiàn)起裂點(diǎn)， 其中一側(cè)起裂后向管體擴(kuò)展造成斷裂，管體部分存在少量頸縮； 從顯微組織看， 蠕變斷裂起始于HAZ 的粗晶區(qū)， 晶粒尺寸粗大， 之后沿粗晶區(qū)擴(kuò)展至管體部分， 粗晶區(qū)斷口形貌對(duì)應(yīng)于圖8 （b） 中的沿晶斷口， 管體區(qū)斷口形貌對(duì)應(yīng)于圖8 （d） 中的撕裂狀韌窩斷口。

圖12 為450 ℃/400 MPa 蠕變?cè)囼?yàn)條件下焊縫斷口的宏觀形貌和顯微組織。 此時(shí)斷裂的擴(kuò)展路徑發(fā)生了變化， 起裂點(diǎn)雖然也位于焊縫HAZ粗晶區(qū)， 但未擴(kuò)展至管體， 而是在粗晶區(qū)以解理斷裂的形式發(fā)生裂紋擴(kuò)展， 如圖9 （d） 所示，這可能是由于低應(yīng)力下晶界滑動(dòng)減弱， 從而抑制了沿晶斷口的形成[9]， 同時(shí)在高溫環(huán)境中， 晶粒發(fā)生粗化， 晶粒內(nèi)部析出第二相， 從而加劇了HAZ 粗晶區(qū)解理斷裂的傾向， 使其斷裂機(jī)制由沿晶斷裂變?yōu)榻饫頂嗔选?/p>

圖11 X80 鋼級(jí)UOE 焊管焊縫蠕變斷口顯微組織（450 ℃/500 MPa）

圖12 X80 鋼級(jí)UOE 焊管焊縫蠕變斷口顯微組織（450 ℃/400 MPa）

圖13 X80 鋼級(jí)UOE 焊管管體顯微組織

圖14 X80 鋼級(jí)UOE 焊管焊縫蠕變斷口縱截面SEM 顯微組織（450 ℃/500 MPa）

圖13 為管體顯微組織照片， 可以看出晶粒尺寸十分細(xì)小。 圖14 為450 ℃/500 MPa 蠕變?cè)囼?yàn)條件下焊縫斷口縱截面的SEM 顯微組織， 在粗晶區(qū)的晶界上可以觀察到較多的空洞和夾雜。 這與國(guó)內(nèi)外對(duì)高溫焊接接頭失效研究相一致[10]， 蠕變開(kāi)裂大多發(fā)生在焊接接頭的HAZ 粗晶區(qū)，這是因?yàn)榇志^(qū)晶粒晶界粗大， 雜質(zhì)元素易在晶界偏聚弱化晶界， 且熱影響區(qū)經(jīng)歷焊接熱循環(huán)后晶界上易析出夾雜[11]， 這些都促進(jìn)了蠕變空洞在晶界的形核， 降低管體的抗蠕變性能，因此粗晶區(qū)抗蠕變性能較差， 成為了蠕變斷裂的起始部位。

3 結(jié) 論

（1） 高溫蒸汽輸送用X80 鋼級(jí)UOE 焊管管體抗蠕變性能優(yōu)于焊縫， 預(yù)期蠕變持久壽命長(zhǎng)于焊縫， 兩者預(yù)期壽命均達(dá)到蒸汽輸送管20 年設(shè)計(jì)壽命。

（2） 管體和焊縫蠕變斷口存在顯著差異， 管體試樣出現(xiàn)明顯頸縮， 表現(xiàn)為韌性斷裂， 斷口呈韌窩狀； 焊縫試樣無(wú)明顯頸縮， 表現(xiàn)出部分脆性斷裂特征， 斷口為沿晶型和韌窩型的混合斷口；在400 MPa 下， 焊縫蠕變斷口還出現(xiàn)了部分解理形貌， 進(jìn)一步降低了其抗蠕變性能。

（3） 相比于管體細(xì)小的晶粒組織， 焊縫HAZ粗晶區(qū)晶粒粗大， 且在晶界上存在較多夾雜， 空洞易在晶界處形核并長(zhǎng)大， 進(jìn)而形成裂紋源并發(fā)生沿晶斷裂， 從而降低了焊縫的蠕變性能。