高频直缝焊管焊缝的疲劳性能研究

钢管质量的全面评价不仅考虑其性能是否到达相关技术标准的要求，更应考虑其服役安全性。国内油气市场对高频直缝焊管缺乏信心的原因来自高频直缝焊管进入油气领域初期HFW质量的不稳定，曾在油气领域应用过程中出现水压渗漏事故。但这些事故也促使了高频直缝焊管技术的进步，使高频直缝焊管质量有显著提升。目前，国内多家HFW产品质量完全达到美国石油学会API Spec 5L PSL2L及石油工程师学会SPE-0100PL02-01技术标准的要求，并进入国际市场。然而，在这些标准中，仅规定了取样批次、钢的成分、热处理状态、探伤、力学性能(如拉伸、冲击、落锤、压扁或弯曲、水压等)指标等作为钢管评价标准。由于高频直缝焊管焊缝缺陷的偶然性，试样抽检的取样方式不能达到100%的检测，且由于一些微小缺陷往往对宏观力学性能不敏感，导致高频直缝焊管在出厂检验及客户验收检验均合格，而实际压力试验及使用过程中出现一些问题。这些问题的出现与钢管反复承压、卸载的周期应力变化有关引起的疲劳裂纹萌生有关，钢管疲劳也是油气输送钢管最重要的设计和使用寿命预测的重要指标之一。

疲劳断裂是在低于材料屈服强度交变应力作用下，裂纹萌生、扩展、最终断裂的过程。疲劳裂纹主要在材料缺陷及应力集中处萌生[128]，因此疲劳寿命对缺陷更加敏感，采用疲劳将能更好地评价HFW焊缝的缺陷质量。焊缝的疲劳寿命评价已被美国机械工程师协会(American Society of Mechanical Engineers,ASME)及API列为压力容器焊接接头评价关键指标[129-130]。根据GB/T 13816-1992《焊接接头脉动拉伸疲劳疲劳试验方法》的规定[131]，接焊缝疲劳试样宽度远大于冲击试样，在本实验HFW焊管的厚度范围内，试样宽度达到50 mm，且采用全壁厚宽度，避免了因焊缝冲击试样加工对近表面缺陷去除的可能性，也能够更好地反映出全壁厚钢管的承载能力和服役安全性。

本章考虑钢管承载内压变化对纵焊缝的影响，采用拉-拉疲劳方法测定高频直缝焊管焊缝的疲劳寿命，并通过断口分析研究焊缝试样疲劳裂纹萌生的位置及扩展路径，同时，对比钢管管体的寿命，综合判断焊缝的焊接质量。其目的主要有：一、探究疲劳方法评价HFW焊接质量的可行性；二、影响高频直缝焊管服役可靠性关键因素，以期获得更加完整的焊缝质量评价体现。

试验材料及方法

试验材料

为能更好的评价高频直缝焊管的焊接质量，本试验选择四种典型高频直缝焊管：L360MF457´7.1 mm；X52MSF219´8.2 mm；L415MF377´8 mm；X70MF457´7.9 mm。钢的化学成分如表5-1所示。焊缝的疲劳试样沿钢管的横向截取，经压平加工成疲劳试样。为能够准确评价焊缝的性能，同时截取管体的样品作为对比样品。疲劳试样的的加工按国标GB/T 13816-1992《焊接接头脉动拉伸疲劳疲劳试验方法》执行，具体取样方法及试样尺寸如图1所示。由于管体及焊缝表面氧化及去除焊缝余高加工痕迹对疲劳性能的影响对焊缝焊接质量的评价，采用铣床对试样表面进行了表面平整加工。

试验方法

疲劳试验

疲劳试验在MTS Landmark 370万能力学试验机上完成。采用正弦拉-拉应力循环方式，应力比R=σmin/σmax=0.1，频率为10 Hz，测定不同应力条件下断裂时的应力循环周次，即疲劳寿命。

断口分析

断口分析是疲劳性能分析的重要手段。选取典型疲劳断裂试样，采用S-3400N扫描电子显微镜(SEM)观察断口形貌，分析疲劳裂纹的萌生及扩展行为，为疲劳寿命及焊缝质量评估提供证据。

组织分析

采用金相及SEM观察管线钢及焊缝的组织，以及疲劳裂纹截面组织，分析焊缝疲劳裂纹萌生位置。

钢带的组织和性能

钢板的性能

表5-2给出了板带的性能。钢带的性能均高于相关技术标准要求的性能水平，相比较X52MS钢的屈服强度最低，屈强比最高，接近标准规定的上限，但延长率远大于技术标准的要求。对低温冲击功，由于各钢的样品尺寸及试验温度不同，很难比较。夏比冲击试样尺寸及试验温度分别为：L360M为55´5´10 mm，-10℃；X52MS为55´7.5´10 mm，-5℃；L415M为55´7.5´10 mm，-15℃；X70M为55´6.7´10 mm，0℃。所有试样尺寸均小于标准试样，但冲击功均大于100 J。强度和韧性的结果均表明钢带具有良好的强韧性配合。

钢板的组织

图5-3为钢带的金相组织，不同钢的组织有明显不同。L360钢的组织以铁素体为主，以及少量贝氏体及珠光体组织，这种组织保证了钢具有良好的强韧性。X53MS的组织则为铁素体和少量珠光体。铁素体晶粒尺寸明显大于L360M钢，导致钢的强度低于L360M。L415M钢组织则为少量铁素体及大量针状铁素体和少量珠光体。组织明显细化，使钢的强度明显高于L360M和X52MS钢。

对X70M钢，其组织为超细的针状铁素体为主。正是由于超细针状铁素体组织的存在，钢带具有优良的强度和韧性匹配[132,133]，但钢的塑性明显低于其他含有铁素体晶粒钢带的塑性。

钢管的组织和性能

钢管的力学性能

表5-3给出了四种钢管的力学性能。与钢板相比(表5-2)，管体的抗拉强度变化不大，而屈服强度则有明显的变化，L360M和L415钢的屈服强度略有降低，而X52M和X70M钢的屈服强度有略升高，由此导致屈强比的变化。这种强度的变化与钢管成型及试样加工压平的变形包申格效应有关。另外，冲击韧性也略有降低，这可能是应变硬化导致的结果。

与管体相比，焊缝的强度略有降低，而焊缝的冲击功降低比较明显，但热影响区冲击功有升高的趋势。这一结果与钢管性能统计分析结果相一致。但从性能数值看，焊缝冲击仍能保持在技术标准规定值几倍之上。这些结果说明，虽然焊缝性能与母材相比有所弱化，但焊缝仍具有良好的焊接质量，能保持良好的强度韧性配合。

焊缝的组织

虽然高频直缝焊管焊缝较窄，但由于边部焦耳热作用及挤压力作用，焊缝形成较细的融合线、凹鼓状热影响区以及焊后热处理影响区(图2-1)。由于不同区域受热、受力程度不同，其组织变化程度也不同，导致性能的不同，从而影响了焊缝的性能。图5-3为L360M钢管焊缝的金相组织。L360M钢组织以多边形铁素体为主及少量针状铁素体和珠光体，组织能够看到有轧制带状组织特征(图5-3(a))。在靠近母材热处理影响区的组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒尺寸较大，而且珠光体存在明显的带状组织特征(图5-3(b))。带状组织的形成与轧制组织及钢的Mn、C偏析有关[134]。在焊接热影响区，组织为铁素体+珠光体组织，但带状组织特征减弱。而且由于挤压变形使流线方向也发生改变(图5-3(c))，组织中可见珠光体含量大于其他区域，而焊缝熔合线组织为较细的铁素体+珠光体，珠光体数量明显减少的趋势(图5-3(d))。在金相组织观察过程中没有观察到不正常的组织及缺陷，说明焊缝的焊接质量良好。图5-4给出了X52MS钢管焊缝的金相组织。X52MS钢的组织为铁素体+少量珠光体，但由于控制轧制和控制冷却的作用，铁素体晶粒尺寸及形态不均匀，局部有针状铁素体组织特征。与L360M相比，铁素体晶粒尺寸明显增加，珠光体数量也明显减小(图5-4(a))。在靠近母材的热处理影响区，组织则为均匀的铁素体+珠光体组织，没有出现带状组织特征(图5-4(b))。在靠近熔合线的焊接热影响区，组织为铁素体+珠光体，但能够观察到因挤压变形形成的流线特征，与热处理影响区相比，组织有粗化的趋势(图5-4(c))。但在焊缝熔合线区，组织则明显细化，且珠光体数量减小(图5-4(d))。低C-低Mn是X52MS钢组织带状组织减弱及珠光体含量降低的主要原因。而在焊缝各区域中，热影响区的组织相对粗大。

图5-5为L415M钢管焊缝区的金相组织。L415M钢的组织为针状铁素体及少量细小的多边形铁素体和珠光体所构成的混合组织，没有明显的带状组织特征(图5-5(a))。这种混合组织保证钢具有较高的强韧性配合。经HFW及焊后热处理后，在焊缝中靠近母材的热处理区，组织为细小铁素体+珠光体组织。组织细小均匀，没有带状组织特征，而靠近焊缝处的焊接热影响区，组织可见有HFW焊接挤压成型的变形特征(图5-5(b))。而焊接热影响区中，组织为铁素体+珠光体。但明显粗化，铁素体和珠光体分布能够看到变形流线特征(图5-5(c))。但在融合线及融合线附近，虽然组织仍保持铁素体+珠光体，但组织明显细化(图5-5(d))。对比各区域的组织，焊接热影响区的组织明显粗化。

而对高强的X70M钢，组织为超细的针状铁素体组织(图5-6(a))。经焊后热处理后，靠近母材的热处理区，组织转变为带状铁素体+珠光体组织(图5-6(b))，铁素体晶粒尺寸十分细小(图5-6(b))，能够看到奥氏体不充分、均匀所形成的组织特征(图5-6(b))。而在焊接热影响区，组织则为均匀的铁素体+珠光体(图5-6(c))。相对热影响区，焊缝融合线及附近组织为细小的铁素体+珠光体组织所构成(图5-6(d))。与管体的针状铁素体相比，焊缝处的这种铁素体+珠光体组织导致焊缝处强韧性降低(表5-2和表5-3)，也证实了在第4章的硬度分析结果中，硬度最低点出现在焊缝热影响区及热处理影响区。

综合四种钢的焊缝组织特征看，经HFW及焊后热处理，焊缝、热影响区及热处理影响区的组织均为铁素体+珠光体，即钢的正火组织，但不同钢的组织状态特征也有所不同。L360M和X70M钢在焊后热处理区表现出明显的带状组织特征(图5-3(b)和图5-6(b))，而L415M和X52MS钢的带状组织特征不明显(图5-4(b)和图5-5(b))。由钢的成分和钢板的组织看(表5-1)，L360M钢C含量高于其它钢，而X70钢的Mn含量最高，C、Mn易于偏聚是形成带状组织最主要的原因[134]，因此，低C低Mn的X52MS钢的带状组织特征最弱(图5-4(b)。热处理区带状组织特征的出现也与该区域的奥氏体化不均匀性有关。在热热影响区，组织粗化比较明显，但高强X70M钢总体变化不大，这与钢中大量NbC析出有关。总体对比看，焊缝融合线及附近的热影响区，组织相对较细，也能够保证融合线具有良好的性能。

焊缝的疲劳性能研究

高频直缝焊管焊缝由于板边焦耳热和焊接挤压力作用，使焊缝及其周围的组织和性能发生显著改变，虽然焊后热处理在一定程度上，能够调整和改善焊缝的组织和性能，但由于仅采用正火工艺，其组织与控制轧制和控制冷却后的组织也有明显的不同，导致焊缝性能与管体的性能也出现一定的差异。另外热处理仅对组织和性能有调整作用，但对氧化夹杂、冷焊等焊接缺陷没有改善作用。在焊缝的拉伸、冲击的宏观性能评价中，这些评价方式对缺陷的敏感性取决于缺陷的大小、数量，对微小的缺陷这些评价方式往往不敏感。疲劳是一个在交变应力作用下裂纹形成、扩展、直至断裂的过程。疲劳裂纹的萌生对缺陷更敏感[127-131]。因此，采用疲劳性能评价HFW焊缝的质量将能够更准确地反映出高频直缝焊管焊缝质量。

焊缝的疲劳寿命曲线

图5-7给出四种高频直缝焊管焊缝在不同拉-拉应力作用下的疲劳寿命曲线。为能更好反映出焊缝的性能，同时给出了管体的疲劳寿命曲线。不同钢管的焊缝和管体试样均取自同一钢管，其原因是：一方面考虑成分、组织相同；另一方面考虑钢管成型、试样压平过程对性能变化的影响相同。

由图5-7可见，不同钢级的高频直缝焊管焊缝及管体的疲劳寿命曲线均有相同的特征，即随最大循环应力的降低，疲劳寿命延长。与母材相比，其疲劳寿命略有降低，但降低幅度不大，说明焊缝具有良好的焊接质量。但不同的高频直缝焊管焊缝的疲劳寿命也略有差别，主要表现在随应力的降低，疲劳寿命增加的幅度不同。

焊缝和管体的疲劳寿命相差不大。疲劳是一个裂纹萌生、扩展及断裂的过程。在高应力条件下，疲劳裂纹萌生寿命占疲劳寿命的比例更大；而在低的应力条件下，疲劳裂纹扩展所占的比例更大[135]。在高应力条件下，焊缝和管体的疲劳寿命相差不大，说明焊缝处没有明显缺陷能够加速疲劳裂纹的萌生；而低应力条件下，焊缝的组织粗化，对疲劳裂纹扩展的抑制作用减弱，导致疲劳寿命降低较大。但从总体的寿命看，高频直缝焊管有良好的焊接质量和安全疲劳寿命。

断口分析

在宏观疲劳寿命数据上，焊缝的疲劳寿命与管体相比略有降低，而且不同钢级钢管的性能也有差异，虽然这些性能归因于钢管焊缝和管体的组织差异，但如何影响疲劳性能的却很难得到清晰的判断。疲劳断口分析能够清晰反映出疲劳裂纹萌生、扩展、断裂过程，有助于分析疲劳断裂机制。为此，对焊缝和管体疲劳断口进行了分析。

焊缝的疲劳断口

图5-8~图5-11给出了四种钢管典型的疲劳断口的SEM分析结果。疲劳裂纹均在试样表面萌生，呈放射状向内及两侧扩展，最终断裂。但不同钢管的疲劳裂纹萌生及扩展的断口特征有明显的不同。

如图5-8所示，L360M钢管焊缝的疲劳裂纹萌生区在表面形成，宽度约1.8 mm、深度约1 mm(图5-8(a)中“a”区)。对裂纹萌生区放大观察发现，断口表面为尺寸较大的穿晶断裂刻面，穿晶刻面周围为撕裂棱，而且在穿晶刻面内部及边界上存在有夹杂物。夹杂物为大小不一球状特征(图5-8(b))。而靠近裂纹萌生区的断口处，宏观断口则表现为粗大的撕裂区(图5-8(a)中“b”区)，但放大观察发现，断口表面仍为穿晶撕裂的断裂特征，但穿晶刻面尺寸明显小于裂纹萌生区(图5-8(c))。当裂纹扩展超过该区域，断口表面可见明显放射状花样(图5-8(a))。在此区域远离裂纹源处，断口表面为带有放射状穿晶撕裂断裂花样，在一些刻面上能够观察到疲劳辉纹特征，而且有二次裂纹，二次裂纹的方向垂直与裂纹扩展方向(图5-8(d))。

由断口分析结果，疲劳裂纹萌生区域存在大量夹杂物，表明裂纹萌生位置应为焊缝处，但由萌生位置及其前沿的断口穿晶撕裂花样看，其区域并不是很大。当裂纹扩展超过该区域后，断口表面没有再观察到有类似的缺陷。断口表现出良好的疲劳断裂特征。这也是说明HFW焊接还是存在出现焊接缺陷的可能性，但这种缺陷对性能的影响不大。

图5-9为X52MS钢管焊缝疲劳断口特征，其断口宏观特征与L360M有明显的不同。在断口表面有穿透裂纹形成，裂纹宽度约1 mm，裂纹向两边扩展，扩展呈台阶状扩展后，沿平面扩展(图5-9(a))。在穿透裂纹区域，断口表面平台，条状状穿晶台阶状花样(图5-9(b))。这种断口的特征与焊缝融合线挤压流线特征相一致，说明疲劳裂纹萌生位置在焊缝熔合线上，但在断口表面没有见到夹杂物等缺陷(图5-9(b))。在穿透裂纹两侧，疲劳向外沿一定的台阶向外扩展(图5-9(c))，台阶高度约3 mm左右。在台阶面上，断口由细小的阶梯状穿晶断裂台阶，但穿晶断裂刻面尺寸明显减小。由HFW焊缝结构看，疲劳裂纹沿焊缝熔合线形成，向两侧热影响区扩展，最终沿热影响区扩展至断裂。也一结果也说明，X52MS钢管焊缝熔合线是性能最薄弱的区域，但没有发现明显的缺陷，而裂纹扩展则沿热影响区，组织分析结果表明热影响区组织粗化(图5-4)，强度降低，导致裂纹易于沿热影响区扩展。

在L415M钢管焊缝的疲劳断口观察发现另外一种裂纹萌生特征，裂纹在很窄的区域沿表面向内快速形成，向两侧扩展，其尺寸宽约0.4 mm、深约1.3 mm(图5-10(a))。在裂纹萌生断口表面存在大量夹杂物，其特征与L360M钢相似，但对比断口穿晶断裂刻面形貌，L415钢焊缝的穿晶刻面的尺寸明显减小(图5-10(b))。在裂纹萌生区的周围，呈向内及两侧的放射状花样，断口表面表现为细小穿晶撕裂刻面形成的断口花样。穿晶撕裂面细小、均匀，表现出良好的韧性(图5-10(c))。在靠近最后断裂区的疲劳裂纹快速扩展区，裂纹扩展方向性明显，撕裂台阶高度差小，断口表面平坦。在断口表面有垂直裂纹扩展方向的二次裂纹出现(图5-10(d))。

图5-11给出了X70M钢管疲劳断口的分析结果。与L360M、L415M和X52MS钢管焊缝疲劳断口不同，在断口表面没有观察到夹杂物等缺陷。疲劳裂纹沿表面较长的区域形成并向内扩展(图4-11(a))。疲劳裂纹萌生区域观察发现，试样表面加工未去除掉的表面痕迹是疲劳裂纹萌生点。在裂纹萌生区，断口表面呈现超细的穿晶撕裂特征，其区域宽约2 mm、深度约1 mm的半圆形(图4-11(b))。而越过该区域，疲劳断口形貌则转变为穿晶台阶状断裂特征，该区域为慢速裂纹扩展区(图4-11(c))。在远离裂纹萌生区的疲劳裂纹快速扩展区，断口表面则出现大量二次裂纹(图4-11(d))。

由以上疲劳断口分析结果看，在L360M和L415M钢管焊缝的疲劳断口中，均有较多夹杂物缺陷区存在，该区域成为疲劳裂纹萌生的主要位置。在X52MS钢管的疲劳裂纹萌生区没有观察夹杂物等缺陷，但裂纹萌生区的穿晶断裂面粗大，局部焊缝熔合线结合弱化导致穿透裂纹形成，显著降低疲劳性能。而X70M钢没有发现明显的焊接缺陷，裂纹萌生主要来自加工表面缺陷。

管体的疲劳断口

为能够更好地分析焊缝疲劳裂纹萌生扩展的特征及性能与母材的差异，对母材的疲劳断口也进行了分析，其典型断口特征如图5-12~图5-15所示。L360钢管管体的疲劳裂纹萌生在表面夹杂物处(图5-12(a))，在裂纹萌生区，断口呈穿晶撕裂断裂刻面，明显观察到裂纹由表面向内扩展的放射状花样，穿晶断裂刻面细小(图5-12(b))。

在靠近裂纹萌生区的裂纹扩展区，断口中撕裂断裂刻面尺寸增大(图5-12(c))。但在很大的疲劳裂纹稳定扩展区域内，断口特征变化不大。随裂纹逐渐靠近疲劳裂纹快速扩展区，断口表面有细小二次裂纹出现(图5-12(d))。

如图5-13所示，X52MS钢管管体的疲劳断口特征与L360M钢相似。疲劳裂纹优先萌生在表面存在的夹杂物缺陷处，并向内扩展。而且在表面加工残留也能够加速疲劳裂纹的萌生(图5-13(a))。裂纹萌生区域的断口为细小的穿晶撕裂，但与L360M相比，断口表面相对平齐(图5-13(b))。另外，在疲劳裂纹萌生及扩展区域，没有观察到明显裂纹萌生和扩展的交界。但随疲劳裂纹扩展，疲劳断口逐渐转变为清晰撕裂面特征，裂纹进入稳定扩展区(图5-13(c))。在快速扩展区，断口穿晶刻面尺寸变化不大，只是撕裂台阶变小，表面出现大量二次裂纹(图5-13(d))图5-14为L415M钢管管体典型的疲劳断口SEM照片。疲劳裂纹在很小的表面加工压痕处萌生，并向内反射状扩展(图5-14(a))。在裂纹萌生区，断口呈细小的穿晶撕裂断口(图5-14(b))，并在很大的区域上，保持这种断口特征(图5-14(c))。在裂纹稳定扩展区，疲劳断口为穿晶断裂特征(图5-14(d))，但穿晶断裂面的尺寸细小。

X70钢管管体的疲劳断口特征与L415M钢管相似，如图5-15所示。疲劳裂纹在表面残留细小的加工痕迹处萌生(图5-15(a))。裂纹萌生区域穿晶撕裂刻面更加细小且有明显河流花样(图5-15(b))。在裂纹扩展区，断口由穿晶断裂刻面构成，但河流花样流向减弱。部分较大的断裂刻面上，有疲劳辉纹特征(图5-15(c))。而在裂纹快速扩展区，断口的断裂刻面高度差较大，且存在大量较大、较深的二次裂纹(图5-15(d))。对比四种管线钢管管体的疲劳断口分析结果，疲劳裂纹的萌生主要出现在表面缺陷处或表面加工残留痕迹。L360M和X52MS钢疲劳裂纹萌生在夹杂物周围，而且残留未加工表面区域加速疲劳裂纹向两侧扩展；而L415M和X70M钢，疲劳裂纹萌生在加工残留的刀痕出。说明钢管的原始表明质量及试样的表面加工质量是影响疲劳裂纹萌生一个关键因素。在疲劳裂纹萌生区，断口表面均表现为细小穿晶撕裂特征，沿裂纹扩展方向由明显的撕裂棱，但不同钢的特征也略有差异。X52MS钢穿晶撕裂刻面尺寸较大，而L316MS、L415M和X70M穿晶撕裂刻面的尺寸逐渐细化。这种特征和钢的组织有关，如图5-2所示，X52钢的组织为铁素体+少量珠光体，铁素体晶粒尺寸较大，穿晶撕裂面相对粗化。L360M为铁素体+少量针状铁素体和珠光体，铁素体晶粒减小，断口撕裂面细化。L415M和X70M钢组织为少量铁素体+针状铁素体组织，组织更加细化，有效抑制裂纹形成及扩展。

对比焊缝及管体，焊缝的疲劳性能低于管体的性能，但相差不大(图5-7)。而断口分析分析表明，L360M、X52MS和L415M钢管的焊缝疲劳裂纹主要萌生在焊缝缺陷处，而且疲劳裂纹萌生区断口则表现为粗大穿晶断裂的特征(图5-8(a)、(b)~图5-10(a)、(b))。与焊缝相比，管体的疲劳裂纹则萌生在表面微小的缺陷处，断口表面表现为细小穿晶撕裂刻面特征(图5-12(a)、(b)~图5-14(a)、(b))，表现出明显抑制裂纹萌生的作用。焊缝处的缺陷显著加速了疲劳裂纹萌生，这是导致焊缝疲劳寿命降低的一个主要原因。

但对比X70钢发现，焊缝没有观察到焊接缺陷，焊缝和管体的疲劳裂纹均萌生在表面残留及加工的缺陷处(图5-11(a)和图5-15(a))，而且焊缝和管体裂纹萌生处断口表面特征相差不大，并且裂纹萌生区断口表面均为细小穿晶撕裂特征(图5-11(b)和图5-15(b))。从疲劳裂纹萌生对寿命影响的观点看，焊缝和管体的疲劳寿命应相差不大，但焊缝的疲劳寿命明显低于管体的疲劳寿命(图5-7(d))。说明还有其它因素影响疲劳寿命。结合X70焊缝的硬度分析结果(图4-12)，断裂位置应为焊接热影响区或热处理区，热影响区或热处理区的弱化是导致X70钢管焊缝疲劳性能降低的原因。对无缺口试样，疲劳寿命包括裂纹萌生寿命和裂纹扩展寿命。对比焊缝断口分析结果(图5-8~图5-11)和管体断口分析结果(图5-12~图5-15)，焊缝疲劳裂纹扩展区断口表面的断裂刻面的尺寸大于管体，表现出对疲劳裂纹扩展的抑制作用较弱。组织分析表明，焊缝的组织因HFW和焊后热处理的作用，组织为铁素体+珠光体，与管体相比组织明显粗化(图5-3~图5-6)。组织粗化导致对裂纹扩展抑制作用的减弱，也是疲劳寿命降低。因此，焊缝区域存在的缺陷和组织粗化加速疲劳裂纹萌生及扩展的综合作用，导致焊缝疲劳性能低于管体。

本章小结

(1)四种高频直缝焊管管体均具有良好的抗疲劳裂纹萌生、扩展及断裂的能力，其疲劳寿命为1´10 6时的S-N曲线疲劳抗力与屈服强度相当，管体具有良好的抗疲劳性能。

(2)焊缝的疲劳性能低于管体，在相同的疲劳寿命条件下，S-N曲线疲劳抗力降低20%以内，降低幅度不大。

(3)不同钢级的钢管，焊缝区疲劳裂纹萌生位置有所不同。低钢级钢管，疲劳裂纹主要在焊缝的缺陷处；而高钢级的X70钢，疲劳裂纹萌生在热影响区和热处理区软化区，焊接缺陷和焊缝强度降低是疲劳性能的降低的主要原因。

(4)焊缝缺陷作为疲劳裂纹源，结合疲劳断口分析和S-N曲线能够更好地评价焊缝的焊接质量。

综合焊缝和管体疲劳性能研究结果，焊缝和管体试样疲劳裂纹主要萌生在靠近表面焊接缺陷及表面加工缺陷处。因此，研究钢管疲劳性能，还需要深入研究保持轧制表面的实际钢管的疲劳寿命，这样才能更好地反应实际钢管的服役寿命。