蒸汽输送用X80 钢级UOE 焊管的高温蠕变行为研究及断口分析

李 龙， 章传国， 孙磊磊， 郑 磊， 胡 平

（宝钢中央研究院钢管技术中心， 上海 201900）

0 前 言

油砂是一种非常规的石油资源， 是由沥青、水、 砂及粘土组成的半固态混合物， 其储量丰富， 约占石油储量的30%， 主要分布于加拿大、委内瑞拉和美国。 目前， 加拿大已经进入了大规模商业开发阶段。 由于油砂粘度大， 开采时需要向油井内注入高温高压蒸汽以增加油砂的流动性， 蒸汽的温度和压力可达350 ℃和17 MPa，因此， 要求蒸汽输送用管道必须具备足够的高温强度及抗蠕变性能以保证输送管道的长时安全服役。

早期， 用于蒸汽输送管道的钢管为调质型X65 钢级无缝管[1]， 近年来， 为了提高蒸汽输量并降低管道建设成本， X80 钢级焊管开始尝试应用于蒸汽输送系统。 2002 年， Bishop 等[2]成功在354 ℃/17.2 MPa 条件下进行了X80 钢级UOE 焊管的中试。 2004 年， Muraoka 等[3]使用Larson-miller （L-M） 参数模拟并测试了X80 钢级UOE 焊管在350 ℃下服役20 年后的主要性能， 结果表明该UOE 焊管的高温强度、 蠕变寿命和冲击韧性均满足使用要求。 2014 年， Toyoda 等[4]对X80 钢级HFW 焊管进行了研究， 结果表明该HFW 焊管也具有良好的高温强度、 蠕变寿命和夏比冲击能。 然而， 对于X80 钢级焊管在高温下长时服役的研究仍然较少， 尤其是对X80 钢级焊管管体和焊缝在高温下的蠕变行为的研究相对缺乏。

对于高温服役的材料， 良好的抗蠕变性能是保证材料长时安全服役的关键之一。 但对于蠕变设计寿命动辄数万至数十万小时的材料，使用真实的服役条件来测试蠕变持久寿命显然是不现实的， 因此耐热钢等相关高温构件预测蠕变持久寿命时采用的方法是在更高温度、 更高应力条件下对材料进行蠕变试验， 在相对较短的时间内获得蠕变断裂的数据， 再通过外推的方法来预测材料在真实服役条件下的蠕变持久寿命[5]。 对于高温蒸汽输送用管， 设计寿命通常为20 年， 管道在约350 ℃， 工作应力约200 MPa的条件下服役。 虽然管线钢相比于耐热钢合金含量更低， 但在350～450 ℃环境下服役时， 管线钢组织不会发生重大改变， 蠕变机制也相近，因此， 在450 ℃、 200 MPa 加载应力作用下进行的蠕变试验也可用外推法预测蠕变寿命。 综上所述， 本研究以X80 钢级双缝埋弧焊UOE 焊管为研究对象， 管体和焊缝在试验温度450 ℃、加载应力分别为500 MPa、 470 MPa、 435 MPa和400 MPa 下进行蠕变试验， 测试了从试验开始至蠕变试样断裂所持续的时间， 以预测真实服役条件下管道的蠕变持久寿命， 并对蠕变断口进行分析。

1 试验材料与方法

试验材料取自试制的X80 钢级高温蒸汽输送用双缝埋弧焊UOE 焊管， 规格为Φ1 219 mm×22 mm， 其化学成分见表1， 室温和高温下的力学性能见表2。 由表1 和表2 可以看出， 该X80钢级高温蒸汽输送用双缝埋弧焊UOE 焊管具备足够的室温和高温强度。

表1 X80 钢级UOE 焊管化学成分%

表2 X80 钢级UOE 焊管室温和高温下的力学性能

蠕变试样取自管体和焊缝横向壁厚中心， 试样尺寸如图1 所示， 使用RDL50 电子式持久蠕变试验机按照标准ASTM E139-11 进行蠕变试验， 将试样置于试验机加热炉内加热， 在试样平行长度两端固定热电偶监控试验温度， 并控制在450±3 ℃， 到达加热温度后保温10 min 开始加载应力， 试验应力分别为500 MPa、 470 MPa、435 MPa 和400 MPa， 试验进行至试样断裂为止， 记录时间-伸长率曲线。 同时制取金相试样， 采用4%硝酸酒精溶液进行表面腐蚀， 采用体视显微镜和扫描电子显微镜对蠕变断口的微观组织形貌进行观察。

图1 X80 钢级UOE 焊管蠕变试样尺寸（单位：mm）

2 试验结果及分析

2.1 管体和焊缝的高温蠕变行为

管体和焊缝在450 ℃不同应力下的蠕变曲线如图2 所示。 管体的蠕变曲线呈典型的三段式分布[6]， 第Ⅰ阶段为减速蠕变阶段， 随着形变加工硬化不断增强， 位错开动和滑移阻力增大， 蠕变速率不断降低； 第Ⅱ阶段为恒速蠕变阶段， 此时加工硬化与动态回复达到相对平衡， 蠕变以相对恒定的速率进行； 第Ⅲ阶段为加速蠕变阶段， 空洞萌生长大， 断裂开始。 随着蠕变加载应力从400 MPa 升高至500 MPa， 管体的恒速蠕变阶段不断缩短， 在450 ℃/500 MPa 的条件下恒速蠕变阶段基本消失。

焊缝的蠕变曲线明显不同于管体， 首先，焊缝蠕变的持久时间短于管体， 尤其是450℃/400 MPa 的试验条件下， 管体蠕变持久时间为4 200 h， 而焊缝仅为1 200 h； 其次， 从曲线形态看， 焊缝加速蠕变的第Ⅲ阶段基本不存在； 再次， 从伸长率看， 焊缝蠕变的伸长率仅为1%～2%， 远低于管体蠕变接近10%的伸长率， 这些现象表明焊缝蠕变的断裂更具有脆性断裂的特征。 图3 为管体和焊缝的蠕变断裂试样照片， 可见管体蠕变断裂试样具有明显的颈缩特征， 而焊缝蠕变试样基本无颈缩， 这种差别也表明焊缝蠕变断裂更具有脆性断裂倾向。

图2 X80 钢级UOE 焊管管体和焊缝450 ℃不同应力下的蠕变曲线

图3 X80 钢级UOE 焊管管体和焊缝蠕变断裂试样

图4 为管体和焊缝蠕变加载应力-蠕变断裂时间曲线， 通过线性回归和外推预测了材料在200 MPa 下的蠕变持久寿命。 可见， 管体的预测寿命高于焊缝， 但两者的预测寿命均满足高温蒸汽输送用管20 年的设计寿命。 值得注意的是，焊缝在450 ℃/400 MPa 的蠕变试验条件下， 持久寿命出现了较明显的向下转折， 这可能与低应力长时间的蠕变中， 断裂由韧转脆有关[8]， 这种转变会造成抗蠕变性能的恶化， 因此焊缝的蠕变持久寿命预测需要更多的试验数据进行验证。

图4 管体和焊缝蠕变加载应力-蠕变断裂时间曲线

2.2 管体和焊缝的蠕变断口形貌

图5 为使用SEM 观察的不同加载应力下管体蠕变断口， 除400 MPa 的条件外， 管体蠕变断口均呈杯锥状， 由中心的纤维区和四周的剪切唇构成， 纤维区分布着尺寸大小不一的等轴状韧窝， 韧窝底部可以观察到一些球形夹杂，呈现出典型的韧性断裂特征[7]， 如图6 所示。 另外， 随着加载应力降低， 中心纤维区面积不断增大， 当加载应力达到400 MPa 时， 纤维区面积较大， 此时宏观断口不再呈杯锥状。

不同加载应力下焊缝蠕变断口的体视显微镜照片如图7 所示， 观察焊缝蠕变断口表面， 可以发现断口不同区域的氧化色存在明显差异， 按氧化色可以将断口分为较深和较浅氧化色两个部分， 这可能与蠕变断口的形成过程有关， 较深氧化色部分可能为断口的起裂端， 在高温下与空气接触时间较长， 因此形成了较深的氧化色； 较浅氧化色部分为断口的扩展部分， 高温下与空气接触时间较短， 因此颜色较浅。

图5 不同加载应力下管体蠕变断口的SEM 形貌

图6 500 MPa 下管体蠕变断口的SEM 形貌（局部放大）

图7 不同加载应力下焊缝蠕变断口的体视显微镜照片

使用SEM 观察焊缝蠕变断口形貌， 500 MPa、470 MPa 和435 MPa 焊缝蠕变断口形貌类似， 仅展示500 MPa 下焊缝蠕变断口形貌， 如图8 所示， 体视显微镜下氧化色较深的部分呈现典型的沿晶断裂形貌， 而氧化色较浅的部分出现了较浅的撕裂状韧窝， 断口整体呈现出沿晶型和韧窝型的混合断口， 因此蠕变的断裂始于沿晶型断口，之后快速以撕裂状韧窝形式扩展到整个区域。

图8 X80 钢级UOE 焊管焊缝蠕变断口的SEM 形貌（450 ℃/500 MPa）

图9 为焊缝蠕变400 MPa 应力条件下的断口形貌， 与500 MPa、 470 MPa 和435 MPa 明显不同， 其氧化色较深的部分出现较浅的韧窝， 但氧化色较浅的部分出现了典型的解理断裂形貌，这表明在较低应力下焊缝蠕变脆性断裂特征更加明显， 从而导致蠕变持久寿命逐渐减小。

图9 X80 钢级UOE 焊管焊缝蠕变断口的SEM 形貌（450 ℃/400 MPa）

2.3 焊缝蠕变断口的显微组织

为了进一步分析焊缝蠕变断口的断裂模式，将所有焊缝蠕变断口按图10 中的红色虚线进行剖分， 观察纵截面的显微组织。

图10 X80 钢级UOE 焊管焊缝蠕变断口的剖分方式与观察方向

由于500 MPa、 470 MPa 和435 MPa 蠕变条件下焊缝断口宏微观形貌相似， 此处以500 MPa蠕变条件下的形貌为例。 图11 为450 ℃/500 MPa蠕变试验条件下焊缝断口的宏观形貌和显微组织。 从宏观形貌看， 可以发现起裂点出现在焊缝热影响区靠近熔合线的位置， 在焊缝两侧均出现起裂点， 其中一侧起裂后向管体扩展造成断裂，管体部分存在少量颈缩； 从显微组织看， 蠕变断裂起始于HAZ 的粗晶区， 晶粒尺寸粗大， 之后沿粗晶区扩展至管体部分， 粗晶区断口形貌对应于图8 （b） 中的沿晶断口， 管体区断口形貌对应于图8 （d） 中的撕裂状韧窝断口。

图12 为450 ℃/400 MPa 蠕变试验条件下焊缝断口的宏观形貌和显微组织。 此时断裂的扩展路径发生了变化， 起裂点虽然也位于焊缝HAZ粗晶区， 但未扩展至管体， 而是在粗晶区以解理断裂的形式发生裂纹扩展， 如图9 （d） 所示，这可能是由于低应力下晶界滑动减弱， 从而抑制了沿晶断口的形成[9]， 同时在高温环境中， 晶粒发生粗化， 晶粒内部析出第二相， 从而加剧了HAZ 粗晶区解理断裂的倾向， 使其断裂机制由沿晶断裂变为解理断裂。

图11 X80 钢级UOE 焊管焊缝蠕变断口显微组织（450 ℃/500 MPa）

图12 X80 钢级UOE 焊管焊缝蠕变断口显微组织（450 ℃/400 MPa）

图13 X80 钢级UOE 焊管管体显微组织

图14 X80 钢级UOE 焊管焊缝蠕变断口纵截面SEM 显微组织（450 ℃/500 MPa）

图13 为管体显微组织照片， 可以看出晶粒尺寸十分细小。 图14 为450 ℃/500 MPa 蠕变试验条件下焊缝断口纵截面的SEM 显微组织， 在粗晶区的晶界上可以观察到较多的空洞和夹杂。 这与国内外对高温焊接接头失效研究相一致[10]， 蠕变开裂大多发生在焊接接头的HAZ 粗晶区，这是因为粗晶区晶粒晶界粗大， 杂质元素易在晶界偏聚弱化晶界， 且热影响区经历焊接热循环后晶界上易析出夹杂[11]， 这些都促进了蠕变空洞在晶界的形核， 降低管体的抗蠕变性能，因此粗晶区抗蠕变性能较差， 成为了蠕变断裂的起始部位。

3 结 论

（1） 高温蒸汽输送用X80 钢级UOE 焊管管体抗蠕变性能优于焊缝， 预期蠕变持久寿命长于焊缝， 两者预期寿命均达到蒸汽输送管20 年设计寿命。

（2） 管体和焊缝蠕变断口存在显著差异， 管体试样出现明显颈缩， 表现为韧性断裂， 断口呈韧窝状； 焊缝试样无明显颈缩， 表现出部分脆性断裂特征， 断口为沿晶型和韧窝型的混合断口；在400 MPa 下， 焊缝蠕变断口还出现了部分解理形貌， 进一步降低了其抗蠕变性能。

（3） 相比于管体细小的晶粒组织， 焊缝HAZ粗晶区晶粒粗大， 且在晶界上存在较多夹杂， 空洞易在晶界处形核并长大， 进而形成裂纹源并发生沿晶断裂， 从而降低了焊缝的蠕变性能。