含氢环境中X80 管线钢焊接接头氢脆敏感性研究

李天雷， 李 科， 施岱艳， 冯 敏， 杨志文， 陈迎锋， 王修云， 林元华， 于子峰

(1.中国石油工程建设有限公司西南分公司， 四川 成都 610041；2.西南石油大学新能源与材料学院， 四川 成都 610500；3.安科工程技术研究院(北京) 有限公司， 北京 102209； 4.国家石油天然管网集团有限公司， 北京 100000 )

0 前 言

我国目前油气运输的主要方式为管道运输，由于氢气对管线钢的结构和力学性能存在负面影响，氢气的运输过程受到挑战，因此，管线钢的安全性在长距离钢质管线运输中受到了更多关注[1，2]。 目前，国内外学者研究氢气运输时多以低钢级管线钢为研究对象，在氢气含量较低条件下可以实现掺氢输送，而对于高钢级管道，输送过程中总压较高，天然气含量也较大，所以掺氢输送过程中氢含量也较高。 管道中的氢气介质分解形成氢原子进入碳钢材料内部，进而降低材料的力学性能的行为称为氢脆。 X80 管线钢具有较高的强度和较低的成本，被广泛应用于我国油气输送工程[3]。相关研究[4-7]表明，管线钢发生氢脆的风险随着管线钢强度的提高而增加。 长线运输过程中焊接成为钢管连接成管线的主要工艺手段，但是由于焊接区域(焊缝、热影响区、母材)在焊接成型过程中易产生化学成分不均匀、晶粒粗大、残余应力等缺陷，管线钢的焊接接头部分容易发生氢脆[8-11]。 当氢原子进入材料内部后，材料的性能发生退化，具体表现为韧性下降[12]、疲劳裂纹扩展速率加快[13]、断裂韧性下降[14]等。 目前，从X52 低钢级到X70/X80 高钢级管线钢的管道在我国大规模应用。 现有研究表明[15]，钢级越高，管线钢的氢脆敏感性越高；氢分压越高，管线面临的风险也越高。 氢气环境中材料的强度等韧性指标变化不大，但是塑性指标变化较大。 因此，研究X80 管线钢在含氢环境中的适应性具有重要的工程意义。

Midawi 等[16]通过测试得到X80 钢焊缝区域的抗拉强度和硬度值远高于母材，这意味着焊缝区域可能对氢较为敏感。 Zhao 等[17]分析了X80 钢母材、焊缝和粗晶热影响区的氢扩散系数，结果表明，粗晶热影响区的氢脆敏感性最高，并认为氢脆程度主要受微观组织、氢扩散系数和氢含量的影响。 所以，焊缝区域粗大的组织结构、氢含量及高压下氢扩散速率等成为管线安全被重点关注的领域[18-20]，其相关的氢脆敏感性研究也得到重视。

本工作以X80 管线钢为试验对象，根据实际管线总压12 MPa 的设计要求，结合GB/T 33445“煤制合成天然气”中的相关规定，一类煤制气氢气含量为3%以下的相关要求下，开展12 MPa 总压，0.36 MPa 氢分压环境中对母材、焊缝及热影响区进行常温条件下的缺口拉伸测试、断裂韧性测试和疲劳裂纹扩展速率测试，研究X80 钢在试验设置的含氢环境中的力学性能，综合评价X80 钢在试验环境中的氢脆敏感性，为X80 钢作为天然气输送管道材料的适用性评价提供参考。

1 试 验

1.1 试验材料及取样

试验材料取自X80 直缝管焊缝区，其化学成分(质量分数，%)为:C 0.05，Si 0.22，Mn 1.65，Cr 0.24，Al 0.03，Nb 0.05，Cu 0.12，Fe 余量。 X80 钢焊缝金属经SiC 砂纸逐级打磨至1 200 目，用侵蚀液[5%(体积分数)硝酸酒精]侵蚀5～10 s 之后用Nikon-DS-Ri2 型光学显微镜观察其形貌。 X80 钢焊接接头经过侵蚀后的宏观形貌如图1 所示。 从图1 中可以看出，侵蚀后由于局部组织成分的差异，在宏观上表现为明显的分区。

图1 X80 钢焊接部位金相组织取样方向和宏观形貌Fig.1 Sampling direction and macroscopic morphology of metallographic structure at the welding site of X80 steel

1.2 测试表征

缺口拉伸试验参照ASTM G142-98“Standard Test Method for Determination of Susceptibility of Metals to Embrittlement in Hydrogen Containing Environments at High Pressure， High Temperature， or Both”进行，用于缺口拉伸测试的试样尺寸如图2 所示。 测试试样为环状缺口的棒状试样，缺口角度为60°，试样沿管道轴向取样。 将拉伸试样安装在C276 高压釜中，分别置于常压空气和12 MPa 总压(媒介为天然气)，0.36 MPa 氢分压2 种工况环境下进行拉伸，以5×10-5mm/s 的速率进行拉伸至试样断裂，该慢拉伸试验(SSRT) 在Bairoe(YYF-50)慢应变速率应力腐蚀拉伸试验机上进行。在进行氢气环境中的拉伸测试时，通入高纯氮气对反应釜内部进行除氧，除氧结束后以2 MPa/min 的速率通入规定压力的氢气，保压30 min，试验进行预充氢24 h 后再进行拉伸测试。

图2 试验用X80 管线钢拉伸试样Fig.2 X80 pipeline steel tensile specimen for testing

断裂韧性测试参照GB/T 21143-2014“金属材料准静态断裂韧性的统一试验方法”进行，本试验采用的紧凑拉伸试样(CT)厚度B为24 mm，宽度W为48 mm，B/W＝0.5，符合标准中的相关要求，试样尺寸如图3 所示。 在进行断裂韧性试验之前需要将CT 试样预制裂纹，用于保证裂纹的扩展方向。 对预制裂纹后的试样进行检查，确保表面光洁度、平整度、预制裂纹长度符合标准要求，用酒精或丙酮超声清洗除油10 min、冷风吹干，试样除油后不可用手直接触碰试样表面。为了防止试样表面形成氧化膜，试样处理完后应尽快放入高压釜中进行试验。 将带有预制初始裂纹的CT试样装入到高压釜(TF6-20/180)中，通入高纯氮气对反应釜内部进行除氧，除氧结束后以2 MPa/min 的速率通入规定压力的氢气，保压30 min，压力无明显下降，证明密封良好，即可开始记录开始充气时间，充氢24 h 后，方可进行试验。 测试速率为0.012 mm/min，控制模式为位移控制。

图3 断裂韧性试样尺寸示意图Fig.3 Schematic diagram of size of fracture toughness sample

X80 疲劳裂纹扩展速率试样为紧凑拉伸CT 试样，按照ASTM E647-2015“Standard Test Method for Measurement of Fatigue Crack Growth Rates”的规定沿着纵向-长度(T-L)方向通过线切割获得。 CT 试样应在氢气环境中通过疲劳试验机预制一条1.2 mm 的裂纹，总的预裂纹长度与试样宽度之比约为0.27 ～0.28，设置测试频率为1 Hz，应力比R为0.1，分别在空气和0.36 MPa 氢分压环境中进行，在氢气环境中进行疲劳裂纹扩展试验时，应将带有预制初始裂纹的疲劳试样装入到高压釜(TF6-20/180)中，通入高纯氮气对反应釜内部进行除氧，除氧结束后以2MPa/min 的速率通入规定压力的氢气，保压30 min，压力无明显下降，证明密封良好，即可开始记录开始充气时间，充氢24 h 后进行试验。 试样尺寸如图4 所示。

图4 疲劳裂纹扩展速率试样尺寸示意图Fig.4 Schematic diagram of size of fatigue crack propagation rate sample

2 结果与讨论

2.1 微观结果分析

X80 钢3 种组织的金相组织如图5 所示，由图5 可以看出，X80 钢母材为粒状贝氏体和多边形铁素体；图5c 显示热影响区为粒状贝氏体和铁素体，但贝氏体组织粗大且比例相对母材较低；图5b 可以看出，焊缝组织与母材组织和热影响区组织明显不同，晶粒尺寸较大，焊缝组织中含有针状铁素体和马氏体/奥氏体组元(M/A)，M/A 组元是中硬脆组织，会降低材料的韧性。

图5 试验用X80 管线钢金相组织Fig.5 Metallographic structure of X80 pipeline steel for testing

2.2 含氢环境中的力学性能

分别对X80 钢母材、焊缝及热影响区在12 MPa 总压，0.36 MPa 氢分压环境中和常压空气环境中的缺口试样进行拉伸试验，氢气对不同区域试样的拉伸性能的影响如图6 所示。 X80 钢不同位置在常压空气和0.36 MPa 氢分压环境中的塑性和韧性参数见表1。 从图6 中可以看出，氢气对母材、焊缝及热影响区试样的缺口拉伸强度影响较小，韧性基本无变化。

表1 X80 钢不同位置在常压空气和0.36 MPa 氢分压环境中的塑性和韧性参数Table 1 Plasticity and toughness parameters of X80 steel at different positions in atmospheric air and 0.36 MPa hydrogen partial pressure environment

图6 X80 钢不同位置在常压空气和在0.36 MPa氢分压环境中的缺口拉伸曲线Fig.6 Notch tensile curves of X80 steel at different positions in atmospheric air and 0.36 MPa hydrogen partial pressure environment

由表1 可以看出，X80 钢不同位置的缺口拉伸强度和断后伸长率变化较小，但X80 钢不同位置在氢气环境中的断面收缩率变化较大，通过计算得到，X80 钢母材、焊缝和热影响区在氢气环境中的断面收缩率较空气环境中的分别下降了8.7%、17.1%和13.3%，表明焊缝位置的氢脆敏感性较高。 为进一步研究母材、焊缝及热影响区在0.36 MPa 氢分压条件下的塑性损失，根据相关行业标准及文献[21-23]，通常用暴露到含氢环境中和非含氢(常温常压空气)环境中相同试样的断面收缩率的比值P来评定氢脆敏感性:

P＝含氢环境中的断面收缩率/空气环境中的断面收缩率

比值P越偏离1，则材料的氢脆敏感性越高。 根据表1 计算0.36 MPa 氢分压环境与常温常压空气中X80钢的断面收缩率比值P，如图7 所示。 由图7 中可以看出，X80 钢母材、焊缝及热影响区的P值分别为0.91、0.83、0.87，焊缝位置的比值较低，偏离1 较大，氢脆敏感性较高。 有研究表明[24]，管线钢的氢脆敏感性会随着氢气分压的增大而增大，直至达到临界氢压(5 MPa)。 而本试验过程中模拟的是在12 MPa 总压，0.36 MPa 氢分压环境中的X80 钢的氢脆敏感性，氢气的分压为0.36 MPa，与临界氢压相差较大，这也解释了为何在0.36 MPa 氢分压环境中焊缝位置的断面收缩率仍然较高，只是相对于母材和热影响区而言降低。

图7 X80 钢不同位置在0.36 MPa 氢分压与常压空气环境中的断面收缩率结果比值Fig.7 Ratio of the reduction of area results of X80 steel at different positions under 0.36 MPa hydrogen partial pressure and atmosphereic air environment

缺口拉伸试验结果表明，X80 钢具有较好的抗气态氢脆性能。 在原位充氢拉伸试验过程中，氢气分解成氢原子，可能在材料发生屈服后进入材料内部，塑性变形过程中会产生大量位错，位错运动促进了氢原子的侵入和扩散。 在拉伸过程中，氢气明显降低了材料的断面收缩率，但是对材料的缺口拉伸强度影响较小。这可能是因为在0.36 MPa 氢分压、原位充氢条件下，氢扩散的驱动力要远低于电化学充氢。

图8 和图9 分别为X80 钢不同位置在空气和0.36 MPa 氢分压环境中的断口侧面宏观和断口表面SEM 形貌。 拉伸试样为缺口试样，在存在应力集中的条件下，断裂后试样断口表面无二次裂纹。 图8 显示，X80 钢母材和热影响区位置在空气和氢气环境中的断口形貌主要是韧窝形貌，焊缝位置在空气环境中的拉伸试样边缘部位瞬断区为韧窝形貌，说明为韧性断裂。 在氢气环境中的试样根部出现了小裂纹，因为试样为缺口试样，缺口位置存在应力集中，而应力集中较大的位置会优先萌生裂纹。 X80 钢焊缝位置在氢气环境中，裂纹的萌生会对材料的拉伸性能产生影响，当试样根部出现裂纹萌生时，裂纹的扩展会受到应力集中和氢原子的双重影响，所以，在氢气环境中X80 钢焊缝组织出现了准解理形貌。 An 等[25]采用EBSD 技术观察材料的微观组织，研究表明，X80 钢母材中粒状贝氏体的含量较高，晶粒细小，因而晶界较多。 晶界附近具有大量的位错，可以捕获氢原子，阻止氢原子的扩散，所以母材的抗氢脆性能高于焊缝和热影响区的。

图8 X80 钢不同位置缺口拉伸试样断口侧面宏观形貌Fig.8 Lateral macro morphology of fracture of X80 steel notch tensile samples at different positions

图9 X80 钢不同位置缺口拉伸试样断裂表面SEM 形貌Fig.9 SEM morphology of fracture surface of X80 steel notch tensile samples at different positions

由缺口拉伸测试结果可知，与X80 钢母材和热影响区相比，X80 钢焊缝的断面收缩率下降较为明显。所以，选取焊缝位置进行空气和12 MPa 总压，0.36 MPa 氢分压条件下的断裂韧性测试和疲劳裂纹扩展速率测试，进一步研究X80 钢在0.36 MPa 氢分压条件下的氢脆敏感性。

X80 钢焊缝组织在空气和0.36 MPa 氢分压条件下的载荷-裂纹张开位移曲线(F-V曲线)如图10 所示。其中，F指最大力，V指缺口张开位移。 由图10 可知，焊缝位置CT 试样在空气和0.36 MPa 氢分压条件下的测试趋势基本一致，但是氢气环境中的测试试样的载荷比空气环境中的载荷提早达到了最大值，然后开始缓慢下降，这说明氢气降低了焊缝组织抵抗裂纹扩展的能力。

图10 X80 钢焊缝在空气和0.36 MPa氢分压条件下的F-V 曲线Fig.10 F-V curves of X80 steel weld seam under air and 0.36 MPa hydrogen partial pressure conditions

根据F-V曲线上所对应的载荷F和缺口张开位移塑性分量Vp(F-V曲线与横轴交点)计算相应的裂纹尖端张开位移(CTOD)δ值:

其中，F为最大载荷，N；B为CT 试样厚度，取24 mm；BN为侧槽净厚度，取24 mm；υ为泊松比，取0.3；RP0.2为屈服强度，取638 MPa；E为杨氏模量，取2.06×105MPa；R为转动半径，mm；Z为刀口厚度，取0 mm；W为试样宽度，取48 mm；a为试样初始裂纹长度，取24 mm:g2为系数，根据GB/T 21143 中附录B 中给出的具体数值进行应用。 计算结果如表2 所示。 表2 显示，相比空气环境中，材料在0.36 MPa 氢分压环境中的CTOD值降低，下降率为16.7%，焊缝组织在焊接过程中，会出现焊接裂纹或夹渣等缺陷，缺陷的存在会引起焊缝组织断裂力学性能的下降，所以，焊缝位置会受到缺陷和氢气的双重作用。 X80 钢在空气和0.36 MPa 氢分压条件下的断裂韧性测试数据见表2。 由表2 可知，氢气的存在降低了焊缝组织的CTOD值，但仍然满足API 1104“Welding of Pipelines and Related Facilities”规定的管线钢CTOD值大于0.254 mm 的要求。

表2 X80 钢在空气和0.36 MPa 氢分压条件下的断裂韧性测试数据Table 2 Fracture toughness test data of X80 steel under air and 0.36 MPa hydrogen partial pressure conditions

X80 焊缝组织的宏观断裂形貌如图11 所示。 由图11 可见，CT 试样断口形貌包括机械加工缺口、预制裂纹、初始裂纹前端、伸张区、裂纹扩展区。 X80 管线钢CT 试样的裂纹尖端通常出现明显的钝化，断裂形式通常为韧性断裂，在空气和0.36 MPa 氢分压环境中的断口表面未出现二次裂纹扩展。 虽然氢气会降低X80 钢焊缝的CTOD值，但是对其断裂形貌影响较小。

图11 X80 管线钢CT 试样在不同环境中的宏观断裂形貌Fig.11 Macro fracture morphology of X80 pipeline steel CT samples in different environments

图12 为焊缝组织在空气和0.36 MPa 氢气环境中进行断裂韧性测试后的断裂表面SEM 形貌。 从图12中可以看出，氢气的存在并没有改变试样断裂表面的形貌，断裂表面以韧窝断裂为主，氢气环境中断裂表面的韧窝尺寸相对空气中的更小。 此外，在断裂表面没有观察到裂纹等缺陷。 这说明当焊缝组织中没有焊接缺陷时，虽然氢气会降低焊缝组织的断裂韧性，但对焊缝组织的断裂形貌的影响较小。

图12 X80 管线钢CT 试样在不同环境中的断口SEM 形貌Fig.12 SEM morphology of fracture of X80 pipeline steel CT samples in different environments

图13 展示了氢气对X80 焊缝位置CT 试样的疲劳裂纹扩展速率的影响。 由图13 可知，焊缝组织的疲劳裂纹扩展速率(da/dN)随着应力强度因子(ΔK)的增加而增加，在相同应力强度因子的条件下，0.36 MPa 氢气环境中材料的疲劳裂纹扩展速率比空气中的高，说明氢气的存在加快了材料的疲劳裂纹扩展速率。 Slifka等[26]研究了氢气对X52 钢和X100 钢的疲劳裂纹扩展速率的影响，证实了氢气能够显著提高X52 钢和X100钢的疲劳裂纹扩展速率。

图13 X80 管线钢在空气和0.36 MPa 氢气分压下的裂纹扩展速率Fig.13 Crack propagation rates of X80 pipeline steel in atmospheric air and 0.36 MPa hydrogen partial pressure environment

疲劳裂纹扩展速率(da/dN) 和应力强度因子(ΔK)之间的关系一般用Paris 法则来描述:

由图13 得到X80 焊缝位置在空气和0.36 MPa 氢气环境中的疲劳裂纹门槛值，采用Paris 法则计算裂纹扩展常数C和m，通过拟合方程确定相关参数数值如表3 所示。

表3 X80 钢在空气与0.36 MPa 氢气下的相关参数Table 3 Relevant parameters of X80 steel under air and 0.36 MPa hydrogen conditions

表3 中的C和m分别为经验系数和常数。 由表3可知，在0.36 MPa 氢分压下X80 焊缝组织的疲劳裂纹门槛值略低于空气中的疲劳裂纹门槛值，氢气环境中的疲劳裂纹扩展速率是空气环境中的4 倍。 在氢气环境中疲劳门槛值的降低可能会导致材料容易启裂，由表3 所示结果可知，氢气对疲劳裂纹门槛值的影响较小，氢气主要影响材料的疲劳裂纹扩展速率。

图14 展示了X80 钢焊缝在空气和氢气环境中的断裂表面形貌。 如14 图所示，在2 种环境中材料的断裂表面主要发生解理断裂，带状条纹与裂纹扩展方向平行。 在氢气环境中，在断面上观察到一些平面，结果表明，氢气的存在，使材料的断面从解理断裂转变为解理断裂和平面特征混合的断裂模式。

图14 X80 管线钢疲劳试样在不同环境中的断口SEM 形貌Fig.14 SEM morphology of fracture of X80 pipeline steel fatigue samples in different environments

疲劳裂纹扩展的路径类似于充氢钢中的步进式开裂。 根据弱键理论，氢气降低了晶界的结合强度。 因此，氢致界面结合力的减少和循环应力产生的位错在界面堆积的协同作用导致微裂纹在贝氏体/铁素体界面上产生[27]。 当裂纹扩展到铁素体中时，氢致塑性变形(Hydrogen-enduced localized plasticity， HELP)理论开始起作用。 HELP 理论是指氢在进入材料后，在裂纹尖端富集导致裂纹尖端的氢浓度升高，从而加剧了位错的运动并使局部产生塑性变形，最终形成裂纹。 裂纹尖端被高应变场所包围，这导致裂纹通过裂纹尖端的连接扩展。氢气使裂纹尖端与附近的多个小裂纹相互连接从而扩展，因此氢气加速了管线钢的疲劳裂纹扩展速率。

本工作进行的疲劳裂纹扩展速率试验的试验环境非常严苛，而在真实的服役过程中管线钢的载荷波动变化不大，如果根据材料本身以及实际管道运行压力波动变化，0.36 MPa 氢分压对X80 钢焊缝组织的疲劳性能影响较小。 因为只有当临界应力强度因子超过阈值时，氢气对材料疲劳性能的影响才会体现。 X80 钢断裂力学性能测试的结果均证明了氢气对材料力学性能的影响存在临界值，但是对于临界值的定义，目前很难找到具体的解释。

3 结 论

(1)在12 MPa 总压，0.36 MPa 氢分压环境中对X80 钢母材、焊缝及热影响区位置进行缺口拉伸测试，对不同位置试样在氢气环境中的断面收缩率测试结果与在空气环境中的测试结果进行比值，焊缝组织断面收缩率下降明显，表现出一定的氢脆敏感性。

(2)X80 钢焊缝在12 MPa 总压，0.36 MPa 氢分压环境中的CTOD值与空气结果相比下降16.7%，且断裂表面未出现二次裂纹。

(3)在12 MPa 总压，0.36 MPa 氢分压环境中对X80 钢焊缝进行疲劳裂纹扩展速率测试，结果表明，在0.36 MPa 氢分压输送环境中，焊缝位置的疲劳裂纹门槛值变化较小，其疲劳裂纹扩展速率与空气环境中的相比提高了4 倍，且断裂表面为解理断裂，表明氢气能够增大X80 钢焊缝的疲劳裂纹扩展速率。