页岩气作为一种典型的非常规天然气，近年来在我国西南地区的开采发展迅速。由于管道输运的高效性与低成本优势，使之成为了最安全与经济的页岩气输送形式，并在实际生产中应用广泛，因此，保证集气管道的安全是必须的[1-4]。而管道焊接接头主要由母材、焊缝与热影响区组成，且各区域成分性能又存在差异，是整条管道中的薄弱部分。由焊接导致的事故在输运管道失效事件中占比较大[5-7]。
四川某页岩气平台失效的集气管道采用L360N无缝钢管，管线全长为171 m，管径为168.3 mm，管道焊接采用钨极氩弧焊打底，手工电弧焊填充加盖面的焊接工艺，根焊焊丝型号为ER50-6，填充与盖面焊条型号为E5015，焊接工艺参数见表1。管道设计压力为8.5 MPa，采用气液混输工艺，输气量约为13×104 m3/d。平台集气管道输送气质以CH4为主，CH4体积分数为97.86%，CO2体积分数为1.468%，管道内水质矿化度为18350 mg/L，Cl−质量浓度为10538 mg/L。该平台投产之初即开始加注杀菌缓蚀剂，加注点位于平台外输橇，采用连续加注方式。在服役期内，管道中硫酸盐还原菌、腐生菌与铁细菌等细菌数量符合NB/T 14002.3—2022《页岩气 储层改造 第3部分：压裂返排液回收和处理方法》的细菌控制要求。管道运行约半年后，在焊缝位置发现了泄漏，泄漏区域为直管与直管对接部分。
为确定该集气管道焊缝失效原因，开展了宏观形貌分析、无损检测分析、理化性能测试、金相组织分析和焊缝区域微观分析。
根据GB/T 4336—2016《碳素钢和中低合金钢 多元素含量的测定 火花放电原子发射光谱》，开展化学成分分析。
依据GB/T 2975—2018《钢及钢产品 力学性能试验取样位置及试样制备》，开展样品取样，并依据GB/T 228.1—2021《金属材料 拉伸试验 第1部分：室温试验方法》，选取位于焊缝左右两侧区域管段样品进行拉伸试验，并依据GB/T 4340.1—2009《金属材料 维氏硬度试验 第1部分：试验方法》，对样品进行显微硬度测试，测试压力为10 kg。
在焊缝区域截取5 mm$\times $5 mm的样品，采用0.0100~0.0374 mm的金相砂纸对截面进行逐级打磨，然后使用抛光膏对其打磨抛光。用2%（w）硝酸酒精对抛光后的截面进行侵蚀，并利用金相显微镜对截面进行金相组织观察。
在焊缝区域截取 5 mm$ \times $5 mm 的样品，采用扫描电子显微镜（SEM）对其进行微观形貌观察，并采用扫描电镜附带的X射线光电子能谱仪（EDS）对样品表面进行元素分析。
依据GB/T 223.82—2018《钢铁 氢含量的测定 惰性气体熔融-热导或红外法》，开展环焊缝扩散氢含量测试。
采用直读光谱仪对失效管段母材区域的化学成分进行分析，采用的样品规格为 30 mm$\times $30 mm ，表面用砂轮打磨至金属光泽，测试结果见表2。与GB/T 9711—2023《石油天然气工业 管线输送系统用钢管》进行对比，该管道钢的化学成分符合标准要求。
取失效管段进行宏观形貌分析，样品目视观察管段表面存在明显管材开裂（见图1（a））。焊缝两侧、热影响区和母材均可观察到多条裂纹，具体管道焊缝裂纹分布如图1（b）所示。焊缝6点钟方向存在错边，如图1（c）所示，错边量为1.0 mm。根据此管道焊接工艺规程规定，厚壁管侧需制备倒角，失效样品未见厚壁管侧制备倒角。直管段最小壁厚与理论壁厚差达1.1 mm，详细数据对比见表3。如图1（d）所示，在管段6点位置焊缝两侧每隔5 mm进行壁厚检测，数据对比见表4。从表4可知，基本上越靠近焊缝，壁越薄，其壁厚相差值最高达1.51 mm。
依据GB/T 9711—2023的规定，选取母材、焊缝顶部和焊缝根部等区域进行维氏硬度测试，硬度仪压头施加的力为50 g，每个区域各打6个点，结果见表5。由表5可知，其测试值均小于250 HV，符合GB/T 9711—2023规定硬度。
根据GB/T 228.1—2021，选取管段样品位于焊缝两侧左管和右管区域，进行拉伸实验，结果见表6。从表6可知，测试结果符合标准要求。
按GB/T 13298—2015《金属显微组织检验方法》对样品的母材、热影响区、熔合区和焊缝等位置进行金相组织观察，其检测结果见表7。图2所示为失效样品不同区域的金相组织图像。从图2（a）和图2（b）可观察到，测试样品表面存在一处发散状贯穿裂纹。进一步分析焊缝附近不同区域金相组织，从图2（c）中可发现母材金相组织为铁素体与珠光体，未发现明显非金属夹杂；铁素晶粒较为均匀，无明显粗大，并呈多边形块状或等轴状；较大的铁素体晶粒表面有少量粒状渗碳体析出，部分块状珠光体分布在铁素体晶界间；整个母材均呈现出连续的珠光体带（黑色组织）和铁素体带（白色组织）沿管道轧制方向交替多层带状分布。热影响区出现不完全重结晶区和重结晶区，重结晶区组织为细小的珠光体和铁素体（见图2（d））。越靠近焊缝，母材的带状组织逐渐消除并向细小珠光体和铁素体组织转变，但仍能观察到因过热而导致的大量块状珠光体分布在铁素体晶界。越靠近焊缝、壁厚中间和外壁位置，珠光体越呈现出沿铁素体晶界连续分布的趋势。在填充焊及盖面焊等焊接熔合区金相图像，即图2（e）中可观察到魏氏体组织；通过图2（f），能观测到根焊组织为细小且均匀的珠光体和铁素体。此外，还可以发现样品的裂纹主要分布在热影响区，存在多条基本平行的裂纹，均发源于内壁，向外部扩展，部分裂纹贯穿管壁；裂纹向外扩展的路径上有大量的细小分支。裂纹起裂和扩展为沿晶和穿晶的混合型，以沿晶为主；裂纹尖端可见大量沿铁素体晶界分布的小块状珠光体，且裂纹优先沿珠光体晶界扩展。
使用扫描电子显微镜观察失效管段样品的试样截面裂纹与断口组织，结果见图3。从图3可看出，样品裂纹起裂于根焊焊缝根部的热影响区，裂纹扩展为穿晶和沿晶混合型，且扩展路径上有多条分支。焊缝中有较多显微气孔，焊缝根焊氩弧焊区显微气孔较大，气孔接近圆形、表面光滑，且多位于先共析铁素体组织上，符合焊接产生的氢气孔特征[8-10]。
对样品母材、焊缝根部和熔合区进行EDS能谱点扫，观察C、Mn影响淬硬程度的变化趋势，结果见图4。图4表明，从焊缝根部到熔合区的C、Mn含量变化不大，裂纹区S、P等元素也没有异常的分布现象。对断口不同区域（随机选择4处区域，分别标注为A点、B点、C点及D点）进行微观形貌观察（见图5）。由图5可知：整个断口为脆性准解理和解理断裂特征[11-12]；少数区域准解理断口清晰，个别区域能观察到沿不同方向的解理面，解理断口分布区域与金相观察到的珠光体层状组织的区域基本一致。
使用体式显微镜与扫描电子显微镜观察样品管道内壁6点方向区域腐蚀产物，并使用EDS测定腐蚀产物元素组成，结果见图6。从图6可发现，腐蚀产物富含Fe、O和C元素。使用XRD测定腐蚀产物化学成分，结果见图7。XRD图谱结合EDS分析可知，腐蚀产物主要为Fe3O4[13]。
根据GB/T 223.82—2018《钢铁 氢含量的测定 惰性气体熔融-热导或红外法》，对样品管段焊缝区母材、焊缝顶部、焊缝根部和热影响区进行扩散氢含量检测，结果见表8。有文献指出，在模拟充氢实验条件下，L360N类似材质的碳钢样品在原始扩散氢质量分数超过0.938×10−6 μg/g时，就会引起管线钢发生氢鼓包甚至开裂[14]。因此，根据焊缝区域扩散氢含量测试结果，可以认为焊缝处的扩散氢含量过高，显著增加了开裂的敏感性。
1） 从化学成分分析结果可知，集气管道母材成分符合GB/T 9711—2023要求。维氏硬度测试结果也表明，母材和焊缝区域的硬度指标也符合标准GB/T 9711—2023。通过宏观观察，可发现失效区域管段样品焊缝存在不同程度的焊接余高超标、咬边、焊瘤、错边、烧穿和未焊透等现象，说明焊接质量不佳，导致其焊缝区域可能存在应力集中的问题。进一步通过金相组织对焊缝区域进行分析，发现管段热影响区以细小的珠光体和铁素体为主，且存在过热组织；熔合区主要为铁素体（F）+珠光体（P）+魏氏体组织；焊缝根焊区以细等轴晶为主，中间填充焊和盖面焊存在魏氏体组织。结合微观形貌观察，发现裂纹多数起于焊缝根部附近热影响区，裂纹表现为脆性准解理断裂特征，裂纹外扩展路径上有大量细小分支；裂纹起裂和扩展方式为沿晶和穿晶混合型，裂纹尖端可见大量沿铁素体晶界分布的过热组织（块状珠光体），裂纹优先沿过热组织（块状珠光体）和魏氏体组织扩展。
2） 集气管道焊后检查未发现焊缝区域存在裂纹，但运行数月后发现多条焊缝存在裂纹。根据裂纹出现的时间，结合本次管段样品分析检测结果，认为管线裂纹为焊接冷裂纹中的延迟裂纹。根部延迟裂纹是焊接常见的一种冷裂纹形态，是焊接过程中的主要失效形式，其主要特点是不在焊后立即出现，而是具有一定的孕育期和延迟现象[15]。这种裂纹的产生主要取决于钢的淬硬倾向、焊接接头的应力状态及熔敷金属中的扩散氢。根部裂纹是延迟裂纹中比较常见的裂纹形态，源于焊缝根部应力集中最大的部位，一般出现在焊接热影响区的粗晶段，且主要发生在氢含量较高、预热温度不足的情况下。
3） 大量实验和焊接延迟裂纹检查表明，高强钢焊接接头的氢含量越高，则裂纹的敏感性越强。当局部氢含量达到一定临界值时，便会出现裂纹。氢的来源可能是焊接材料中的水分、焊接件坡口处的铁锈、油污及湿度大的环境等。在电镜图像中，焊缝区域内可发现大量氢气孔，根据管段样品焊缝扩散的氢含量分析，可知焊缝区域氢含量过高，增加了材料发生氢鼓包和氢致开裂的风险。故野外焊接施工应有防风设施，当环境条件不符合规定要求时（如风力较大，风速大于四级，或雨雪天气，相对湿度大于90%），可暂时停止焊接工作，或采取防风、防雨雪措施后再进行焊接。焊前要将坡口两侧20~30 mm范围内的油污、锈和水分清除干净，也要尽量降低焊接材料中的水分。
4） 在焊接过程中，焊接接头应力状态会发生变化。不均匀加热/冷却过程中产生的热应力、金属相变产生的组织应力及结构自身拘束条件所造成的应力，均可能会导致焊接部位的应力集中。在焊接结束后的冷却过程中，大量的溶解氢来不及逸出而被保留在金属中，当处于过饱和状态时，氢会极力扩散。氢的扩散会诱发材料中三向应力区微裂，大量微裂断续合并就形成了宏观裂纹。因此，建议焊后立即进行消氢处理，使氢从焊接接头中逸出[8]。
1） 失效区域管段样品焊缝存在不同程度的焊接余高超标、咬边、焊瘤、错边、烧穿和未焊透等现象，说明焊接质量不佳，其焊缝区域可能存在应力集中。
2） 裂纹多数起于焊缝根部附近热影响区，裂纹表现为脆性准解理断裂特征，裂纹外扩展路径上有大量细小分支，裂纹优先沿过热组织（块状珠光体）和魏氏体组织扩展。
3） 在外界环境中的管道焊缝处产生应力集中及焊缝区域中氢含量超标等因素的共同影响下，导致焊缝区域发生氢致开裂，大量微裂纹断续合并形成宏观开裂失效。
2024, Vol. 53 Issue (4): 92-99 2024, Vol. 53 Issue (4): 92-99