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材料专业大作业

目录

1X80管线钢焊接失效的原因分析4

1.1宏观观察5

1.2微观组织观察5

1.3能谱分析6

1.4扫描电镜分析7

1.5金相显微组织观察7

1.6综合分析9

1.7X80管线钢焊接工艺规范9

1.8结语10

2X80管线钢断裂韧性及失效分析研究10

2.1断裂的分类11

2.2材料强度理论的建立11

2.3脆性断裂的微观理论12

2.4X80钢裂纹扩展实验及模拟13

3高频电阻焊管运输疲劳失效分析14

3.1宏观分析14

3.2金相分析14

3.3断口扫描电镜形貌15

3.4分析与讨论16

4X80管线钢的应用18

4.1钢的化学成分和组织设计18

4.2控轧控冷工艺在XSO钢中的应用19

4.3高强度抗大应变管线钢的发展20

5结论22

前言

管线钢是指用于输送石油、天然气等的大口经焊接钢管用热轧卷板或宽厚板。

管线钢在使用过程中，除要求具有较高的耐压强度外，还要求具有较高的低温韧性和优良的焊接性能。

随着管道输送压力的不断进步，油气输送钢管也相应迅速向高钢级方向发展。

在国际发达国家，20世纪60年代一般采用X52钢级，70年代普遍采用X60～X65钢级，近年来以X70为主，而国内城市管网以X52、X65为主。

目前国内主干线输气管最大压力为10MPa，最大直径能够达到Ф1016～1219mm，以X65、X70应用为主，X80也有应用，但用量未几。

随着国内输气管的延长和要求压力的进步，X70、X80将成为主流管线钢。

随着管道输送压力的不断进步，油气输送钢管也相应迅速向高钢级方向发展。

在国际发达国家，20世纪60年代一般采用X52钢级，70年代普遍采用X60～X65钢级，近年来以X70为主，而国内城市管网以X52、X65为主。

目前国内主干线输气管最大压力为10MPa，最大直径能够达到Ф1016～1219mm，以X65、X70应用为主，X80也有应用，但用量未几。

随着国内输气管的延长和要求压力的进步，X70、X80将成为主流管线钢。

1）管线管的生产工艺焊接钢管按工艺区分主要有电阻焊（ERW）、螺旋埋弧焊（SSAW）和直缝埋弧焊（LSAW）三种工艺。

这三种工艺生产的焊管，因其原料、成型工艺、口径大小以及质量的不尽相同，在应用领域里各有定位。

（a）直缝电阻焊管（ERW）电阻焊管是我国最早生产、应用范围最广、生产机组最多（2000余家）、产量最高（占焊管总产能的80％左右）的钢管品种，产品规格为Ф20～610mm，在国民经济建设中发挥了重要作用。

ERW219－610mm机组自20世纪80年代以来，约有30余套是从国外引进的较先进技术。

经过多年生产实践，装备技术水平又有较大进步，产品质量也在不断改善。

因其投资少，见效快，应用范围广而发展迅猛。

随着板材CSP生产工艺的发展，为其提供了低本钱、质量可靠的原料，并为其今后进一步发展创造了良好的条件。

这部分产品已由流体输送、结构领域向无缝管应用领域的油井管、管线管发展。

其典型生产工艺流程应为：

板带原料→原料预处理→冷弯成型→焊接→焊缝热处理→焊缝（管体）探伤→精整→成品焊管。

（b）螺旋埋弧焊管（SSAW）螺旋埋弧焊管设备投资较少，因采用价格较低的窄带（板）卷连续焊接生产大口径（Ф1016～2400mm）焊管，生产工艺简单、运行用度低，具有低本钱运行上风。

目前，我国油气输送螺旋焊管已形成了以石油系统所属钢管厂为主的基本格式。

采用低残余应力成型和管端机械扩径等先进技术，经过严格质量控制的螺旋焊管在质量上可与直缝焊管相媲美，我国西气东输等油气长输管道工程中获得了广泛应用，是我国油气长输管道工程采用的主要管型。

其目前的产能已经能够满足我国油气长输管道工程建设的需要，并已大量出口。

（c）直缝埋弧焊管（LSAW）直缝埋弧焊在我国事较晚发展起来的先进制管技术，过往主要采用UOE技术制造。

近年来渐进式JCOE在我国和全世界逐渐成为另一种新的主流技术。

直缝埋弧焊管质量可靠，广泛应用于油气高压输送主干线上。

该焊管机组由于投资相对较大，使用的原材料为本钱较高的单张宽厚板，工艺较复杂，生产效率低，产品本钱较高。

2）管线用钢的发展

由于我国高压油气输送管线每年需要大中口径焊管100万t左右，主要采用螺旋焊管，直缝埋弧焊管将作为螺旋焊管的补充，主要应用于螺旋焊管机组不能生产的大壁厚钢管（17．5mm以上）和弯管用母管，其用量受到一定限制。

我国考虑选用新型输气管线钢始自2000年春西气东输工程酝酿阶段[6],为了经济地从我国西部,甚至于中亚和西伯利亚向东部沿海地区输送天然气,管径加大到1016mm,压力加大到10MPa,选X70钢级可以较X65减少管壁厚度节省钢材12.5%,所选用管壁厚度14.6mm能满足管道刚度稳定判据D/t≤80,即t≥12mm要求。

但是,如果选用铁素体-珠光体型X70管线钢的14.6mm厚板,则在国内钢厂的生产条件下,会遭遇到现场焊接性能下降,组织粗化,冲击韧性下降,对延性断裂扩展不能够有效地止裂,包辛格效应导致螺旋焊管的屈服强度下降等一系列问题。

选用超高韧性针状铁素体型管线钢的原因是输送天然气尤其是含腐蚀介质天然气管线比原油管线的运行风险大、问题多。

铺设一条高压输送天然气管线需要考虑脆性断裂，硫化氢或二氧化碳引起的阳极腐蚀（点蚀），应力腐蚀（SCC），硫化氢应力腐蚀断裂（SSC），氢诱发裂纹（HIC），延性断裂（DDF）六个方面因素引起的失效问题[7]。

同第一代铁素体-珠光体管线钢比较，针状铁素体管线钢对上述因素的“抗力”要高得多。

例如，1m左右管径，压力10-12MPa,输送富气X70强度级天然气管道如选用铁素体-珠光体管线钢，则按照国外经验公式推算，对延性断裂的止裂韧性要求应为冲击功≥215-290J（见表1），这对于铁素体-珠光体管线钢（夏比冲击功150-200J）是做不到的，只能在管道一定间隔距离装置止裂环，以求一旦发生延性断裂扩展，可以止裂。

而用高韧性（夏比冲击功为250-450J）的针状铁素体管线钢X80建造管道按照对针状铁素体管线钢的经验公式推算止裂性能，所需的止裂韧性要求低于对铁素体-珠光体管线钢的要求数值，只需要200J左右（见图1.1），而钢本身就有充裕的韧性，完全可以满足对延性断裂止裂的要求。

此外，针状铁素体管线钢没有由于制管成型过程导致管体屈服强度下降的“包辛格”效应和相当优越的焊接性能，有利于焊管和现场铺设管线。

针状铁素体管线钢从合金设计、冶炼工艺、轧制工艺到管材显微组织状态都与第一代的管线钢不同，特征是进一步提高纯净度，使用钙处理硫化物，在连铸过程中采用电磁搅拌或软压缩措施（SoftReduction），在钢的基体中加入微量铌（0.04%-0.09%），用适量铜、镍、铬强化基体,在高温动态再结晶区停轧、通过在线强制加速冷却，进一步细化晶粒度（平均3-8mµ），使其铁素体基体的均匀化程度提高，位错密度增加。

X80钢具有比铁素体-珠光体型管线钢更好的焊接性能（Pcm≤0.20）,抗天然气中硫化氢腐蚀和氢诱发裂纹（HIC）性能，抗大气腐蚀性能，相当高的冲击韧性（250-500J）。

近年来，更高钢级管线用钢是使用控轧和加速冷却工艺制造的。

通过细化贝氏体组织，获得高强度、高韧性和良好的焊接性。

对于X100以上的高强管线钢，则是采用添加淬透性B元素得到的粒状贝氏体组织。

对于X120级管线钢，具有低的转变温度范围的低碳贝氏体，即下贝氏体组织是组织设计的目标。

X80钢是目前世界管道中真正进入工程建设用的最高钢级，X80直径1219毫米×18.4毫米螺旋缝焊管的研制成功，使我国在X80钢材的冶炼轧制、制管和焊接技术等方面取得了跨越式进展，并达到了西气东输二线工程建设技术要求。

X80直径1016毫米×15.3毫米焊管的焊接速度为1.25－1.3米/分钟，而X80直径1219毫米×18.4毫米焊管在批量试制中焊接速度达到1.65米/分钟，焊速提高27%－32%。

这是我国将X80高强度管线钢大规模用于天然气管道建设的重大进展，也是我国石油行业与冶金行业联合推广应用X80钢的一项重要技术突破。

1X80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。

1.1宏观观察

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，表面出现轻变化，氧化较轻微，宏观上看裂纹属于脆性断裂。

图1焊缝裂纹表面宏观形貌

1.2微观组织观察

通过对断裂区域取样进行微观组织和裂纹形貌分析，由图2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，金属形态为圆形或半熔化后的流变形态。

图2X80钢焊接裂纹区域断裂取样微观组织和

裂纹形貌对该区域进行放大后观察，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。

1.3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20mm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。

（见图4）。

图3X80钢接裂纹区域断裂取样放大图片

1.4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5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，扩展区的准解理断口有明显的放射棱。

由准解理断口的河流花样克制，该区域晶粒尺寸较大，约为100um左右，因此其冲击性能可能会偏低。

（a）源区

（b）扩展区

图5对X80管线钢焊缝裂纹区域裂纹断口形貌扫描电镜照片

1.5金相显微组织观察

图6为X80管线钢焊缝对接接头焊接熔合区和焊接热影响区的金相组织。

由图可见，焊接热影响区靠近融合线一侧的微观组织主要由片层珠光体和少量的粒状贝氏体构成，珠光体的晶粒尺寸约为20μm左右。

靠近母材一侧的微观组织主要由粒状贝氏体和晶界间析出的少量珠光体组成，粒状贝氏体的晶粒尺寸较小约为20μm左右。

因此焊接热影响区的冲击韧性相对较高。

焊接熔合区的微观组织主要由粒状贝氏体组成，由于焊接热输入量偏高和焊接壁厚尺寸较大，焊后冷却速度较低，因此导致焊接熔合区的晶粒尺寸很大，约为100μm左右导致其冲击韧性偏低。

热影响区靠近熔合线

热影响区靠近母材

（c）熔合区

图6X80管线钢焊缝金相照片

1.6综合分析

由以上各类分析可知，引起此次X80管线钢焊接断裂的主要原因有以下几点。

（1）冲击韧性过低，是X80管线钢焊接断裂的主要原因。

与焊接工艺方式有关，X80管线钢焊接区域预热范围内不足100℃，冷却速度过快，未进行有效保温。

（2）X80管线钢焊接区域夹杂物缺陷较多，特别是未完全熔合的焊丝、焊接熔渣的主要产物较多，这是脆性断裂的重要促进因素。

（3）焊接的工艺过程中未能较好的控制焊接热输入量等焊接工艺参数，使其焊接熔合区的晶粒尺寸较大，约为100μm左右。

1.7X80管线钢焊接工艺规范

在西气东输二线X80管线钢焊接工艺实践过程中，研究分析X80管线钢焊接工艺需要遵循的工艺规范，主要如下。

（1）X80管线钢焊接前，保证微量氮气持续吹扫，降低可燃气体浓度，确保X80管线钢惰性气体条件下进行焊接作业。

（2）X80管线钢组对时，应将坡口表面及坡口边缘内外侧不小于20mm范围内的油漆、污垢、铁锈、毛刺清除干净，不得有裂纹、夹层等缺陷。

同时，不得用强力对口、加偏垫或多层垫等方法来消除接口端面的空隙、偏斜、错口或不同心等缺陷。

（3）接引弧应在坡口内进行，严禁在管壁上引弧。

每条焊缝应一次连续焊完，相邻两层焊道起弧点位置应错开。

若因故被迫中途停焊应根据工艺要求采取措施防止裂纹，再焊前必须检查，确认无裂纹，方可按原工艺继续施焊

（4）为确保焊接过程中焊接周围环境温度满足焊接工艺评定要求，设计电暖保温棚进行焊接区域保温，保温棚外侧采用比较厚的帆布进行搭设，内侧采用低电压电热毯对焊接焊口进行保温缓冷，既能防风又能确保焊接环境温度。

（5）焊接工艺规程中要求预热X80管线钢管口，采用中频加热或环形火焰加热的方法进行预热，保障在预热范围内温度均匀，预热温度在100～200℃，预热宽度以坡口两侧宽度各大于75mm为宜，确保消除加热区的未热透区域。

（6）焊接热影响区是焊接接头的薄弱环节，为避免X80管线钢热影响区在焊接过程中针状铁素体晶粒长大粗化，弱化X80管线钢焊接性能，可以通过在焊接过程中，采用小的焊接线能量或高能束焊接方法避免针状铁素体晶粒长大粗化，从而提高X80管线钢使用性能。

（7）X80管线钢进行根部焊接时，采用低氢型焊接材料（包括低氢型焊条实心焊丝金属粉芯焊等）进行焊接，焊缝冷却速度快且不会出现淬硬组织，焊接冷裂纹敏感性较低。

（8）X80管线钢焊接采用多层焊接时，层间熔渣应清除干净，并进行外观检查，合格后方可进行下一步焊接。

1.8结语

西气东输二线X80管线钢焊接实践过程中，通过遵循一定焊接工艺技术规范，采用科学合理的焊接技术，以保证X80管线钢的焊接质量和性能，为X80管线钢的焊接积攒了宝贵的实际经验。

2X80管线钢断裂韧性及失效分析研究

油气管道特别是天然气管道发展的一个重要趋势是采用大口径高压力输送,并采用高钢级管线钢提高输送工作压力,加大管道直径,有利于提高输送效率和管道运营的经济效益。

然而随着石油天然气管道运行压力的增高,管径不断大,管道发生断裂的风险也就越大,这就要求管线钢在提高管道输送能力的同时,具有足够高的韧性,以保证管道运行的安全性,管线钢材韧性的高低是控制管线失效和断裂的关键因素。

断裂力学的发展,为材料的断裂控制提供了定量判据。

目前,断裂韧度参数KⅠC在材料的断裂控制方面已得到广泛应用,但KⅠC测试要求试样尺寸满足平面应变或小应变条件。

对于延性金属,要达到这些条件就需要大尺寸试样和高吨位的试验机,耗费很大。

J积分作为弹塑性断裂力学参量被提出之后,广泛地研究和应用于解决有关问题。

近年来,J积分在理论和试验方面都有了很大发展,已经建立了一些J积分的测量方法和表达式[1,2]。

通过J积分测试不仅可以进行材料韧度观测和选择,还可以为以后评定结构的安全可靠性提供试验依据。

文中参考材料断裂韧性测试标准,并在试验中采用高K值比法预制疲劳裂纹,利用声发射装置确定裂纹起裂点,测定了X80管线钢的断裂韧性,并在此基础上建立其失效评估曲线。

2.1断裂的分类

断裂机理十分复杂，它不仅涉及材料的本质，还与结构件的形状、尺寸及其在制造、使用过程中和外部环境介质任何载荷条件有关，因此，人们对于断裂的分类有很多种方法。

1）按照断裂时的宏观变形量的大小，可分为脆性断裂和韧性断裂。

脆性断裂基本上不发生宏观塑性变形，断裂功很小，没有明显的征兆，具有很大的危害。

韧性断裂的基本特点是断裂前后发生明显的宏观塑性变形，断裂过程和吸收的能量较大，断口呈现暗灰色、具有纤维特征。

2）按照断裂机理划分，有解理断裂和剪切断裂。

解理断裂是按照一定的晶体学晶面分离。

属于脆性断裂，但脆性断裂不一定就是解理断裂。

剪切断裂在剪切应力作用下，沿滑移面滑移而造成材料分离，按照断口又可以分为纯剪切断裂和微小孔洞聚合断裂。

3）按照裂纹的扩展路径划分，有穿晶断裂和沿晶断裂。

穿晶断裂可以是韧性断裂也可以是脆性断裂，而沿晶断裂通常是脆性断裂。

结构的强度问题是工程应用首要关注的最基本问题。

通常认为当结构件承受的载荷达到一定大小时，就会在应力状态最危险的一点处首先发生破坏。

故为了保证构件能正常地工作，必须找出材料进入危险状态的原因，并根据一定的强度条件设计或校核结构件的截面尺寸。

复杂应力状态的形式是无穷无尽的，采用模拟的方法，即逐一用实验的方法对各式各样的应力状态进行验证，确定失效应力，然后建立强度条件。

由于技术上的困难和工作的繁重，往往是难以实现的。

需要建立材料的强度理论。

2.2材料强度理论的建立

强度理论研究材料在复杂应力下的屈服和破坏的规律。

强度理论是一个总称，它包括屈服准则、破坏准则、多轴疲劳准则、多轴蠕变条件，以及计算力学和计算程序中的材料模型。

强度理论是材料强度和结构强度研究的重要基础，它在物理、力学、材料科学、地球科学和工程中得到广泛的应用。

强度理论在理论研究、工程应用和有效利用材料等方面都具有很重要的意义。

特别在各种结构设计中，对多轴应力状态下合理的强度预计是一个实际问题。

强度理论是物理学家、材料学家、地球科学家，以及土木工程师、机械工程师等共同关注且交叉研究的领域。

发展到现在，公认的已经有四大强度理论。

意大利科学家伽利略（Galilei）最早提出的第一强度理论认为：

最大拉应力是使材料发生断裂破坏的主要因素。

试验证明，这一理论与铸铁、陶瓷、玻璃、岩石和混凝土等脆性材料的拉断试验结果相符。

但是第一强度理论没有考虑其他两个主应力的影响，且对没有拉应力的状态（如单向压缩、三向压缩等）也无法应用。

法国科学家马里奥（E.Mariotte）在1682年提出最大线应变理论，后经修正为最大伸长线应变理论，即第二强度理论。

按照这一理论，任意应力状态下，只要最大伸长线应变ε1达到极限值σb/Eσ，材料就发生断裂。

按第二强度理论建立的强度条件是

（2-1）

脆性材料在拉-压二向应力，且压应力较大的情况下，试验结果也与这一理论接近。

按照这一理论，脆性材料在二向拉伸时应比单向拉伸安全，但试验结果并不能证实这一点。

法国科学家库伦（C.A.Coulomb）在1773年提出最大切应力理论，，即第二强度理论。

这一理论认为最大切应力是引起屈服的主要因素。

即认为不论什么应力状态，只要最大切应力maxτ达到与材料性质有关的某一极限值，材料就发生屈服。

按第三强度理论建立的强度条件是

（2-2）

最大切应力理论较为满意地解释了屈服现象。

根据这一理论得到的屈服准则和强度条件，形式简单，概念明确，目前广泛应用于机械工业中。

但该理论忽略了中间主应力2σ的影响，使得在二向应力状态下，按这一理论所得的结果与试验值相比偏于安全。

意大利科学家E．Beltrami在1885年提出能量理论，认为总应变能应该成为复杂应力状态的破坏准则，后经胡伯（M.T.Huber）于1904年将其修正为形状改变比能理论，即第四强度理论。

胡伯认为形状改变比能是引起屈服的主要因素。

即认为不论什么应力状态，只要形状改变比能fu达到与材料性质有关的某一极限值，材料就发生屈服。

按第四强度理论得到的强条件为

（2-3a）

2.3脆性断裂的微观理论

二十世纪六十年代发展起来的较为完备的断裂力学理论体系，由于没有考虑材料的微观结构，从而无法回答不同材料具有不同断裂强度的问题。

探索材料在宏观裂纹出现或破坏以前的微观结构变化，更深人、全面地了解材料的行为，揭示损伤演化的规律，建立相应的宏细观破坏理论，便成了力学家和材料学家共同关注的一个重要问题。

关于脆性断裂中裂纹萌生的研究，Zener[20]提出了位错塞积导致应力集中引发晶体开裂的理论，该理论经由stroh[21]发展，成功解释了多晶体中裂纹的形成。

但是其理论预测沿滑移面呈70.5°方向进行解理的结论与实际晶体解理面通常与密排面重合的现象是矛盾的。

Cottrell[22,23]对晶体滑移进行了研究，提出了位错反应理论，对于bcc金属沿（001）面解理断裂进行了合理的解释。

由于Cottrell模型没有考虑到铁素体中碳化物的影响，无法解释Mcmahon和Cohen[24]关于碳化物对解理断裂影响的实验。

随后Smith[25]提出了一种包含碳化物影响的解理断裂理论，得到断裂破坏的准则如下：

上式中Pγ为碳化物有效表面能，C0为碳化物粒子的长度。

这和总长为C0的Griffith裂纹的断裂准则是一致的。

通过对解理断裂过程的大量研究[26-29]，人们认识到该过程是包括裂纹的形核、长大与扩展的连续过程，并在此基础上建立了一系列的物理模型来描述材料的断裂行为。

主要成就是把断裂应力和材料的流动特性及材料的微观特性，如晶粒大小、碳化物的长度、有效表面能等联系了起来。

这些理论可以预计断裂应力随材料流动特性和微观特性的变化，但都有一定的局限性。

还没有哪一个理论能够概括所有的情况。

2.4X80钢裂纹扩展实验及模拟

测定小试样的断裂韧度如KIC或JIC，应用到大尺度的结构体设计或安全评估，是传统全局法的特征，然而，作为表征弹塑性断裂韧度的JIC对于高韧性的X80钢已经不可能测得一个稳定值。

相关的工作[1]显示出X80钢的J积分对于试样尺寸具有强烈的依赖性。

需要寻找合理表征X80材料断裂韧度的特征值。

局部法[2-8]由于考虑了材料断裂过程区中材料性能劣化过程，从而更为清晰地了解断裂的机理，由此提供了一套完整的计算框架。

基于GTN模型分析韧性断裂问题的工作虽然已经有了很多，但是由于模型中存在几个参数需要识别，应用于工程结构的安全评定问题还有困难。

值得指出的是，到目前还没有一个公认的标准方法来标定模型的参数，对于具体的材料，还必须结合具体情况进行分析。

对于高韧性的X80钢还很缺乏可以用于预测其韧性断裂的模型数据。

本节主要围绕X80钢裂纹体试验的有限元分析，GTN模型参数的选取，进行裂纹扩展模拟，并进行试验验证。

获取表征X80材料断裂韧度的模型参数，并对其裂纹扩展特性进行探讨。

3高频电阻焊管运输疲劳失效分析

3.1宏观分析

图7为2根存在管端开裂的高频电阻焊管实物照片"高频电阻焊管管体外壁覆盖着致密的3层PE（防护层，且防护层没有明显损伤痕迹;管体外壁距钢管端部约95mm为裸露段，该段管体外表面与内表面均呈暗褐色的均匀腐蚀形貌。

A钢管管端沿周向!

距纵焊缝约150mm处有一条长约76.7mm贯穿全壁厚的纵向分布的裂纹，B钢管管端沿周向距纵焊缝约292mm处有一条长约40.5mm的贯穿全壁厚的纵向分布的裂纹，与裂纹相对应的管端处，有一条长约22mm的磕碰卷边塑性变形损伤缺陷存在。

用机械方法剥离掉A，B管段防腐层，对全管段进行超声检测，磁粉检测探伤，裸露管段长裂纹所在处，其外壁上有多条纵向分布的磁痕缺陷，其余部位未发现有超标缺陷存在，见图7所示。

图7高频电阻焊管A（a）和B（b）管体外壁裂纹宏观形貌

3.2金相分析

从A，B两根失效高频电阻焊管管体上分别取样，其显微组织为珠光体加铁素体，晶粒度级别为11.6级。

在A管距管端20mm处，沿垂直图8中磁痕方向取金相分