残余应力对X80焊管疲劳性能的影响

焊接接头处的残余应力严重威胁着工程结构应用的安全性，特别是近年来对于焊接接头残余应力的研究更多体现在其对材料的疲劳性能的影响上。稳定的残余应力会改变循环应力的范围，拉伸残余应力会加重焊接接头应力集中的程度，导致其疲劳寿命降低。然而焊接接头处的残余应力分布是不均匀的，因此不能简单的采用平均残余应力对整体疲劳性能的影响进行评估。焊接过程引入的残余应力一直是管道安全性研究领域的焦点问题，同时焊后扩径过程产生的塑性变形也会对残余应力产生较大影响，导致材料内部位错重新分布，进而促进应力释放。因此研究管道焊接接头处残余应力的变化对疲劳性能的影响具有重要的工程实际意义。低温去应力退火是在金属材料再结晶温度以下的热处理工艺，可以在有效消除残余应力的同时不会对材料的力学性能产生较大影响。然而去应力退火会对材料的疲劳性能产生较大的影响，一些研究结果表明去应力退火对金属材料疲劳性能的影响并不相同。Tridello等人的研究表明在320℃进行去应力退火会降低金属材料的疲劳寿命。然而Leitner等人的研究结果表明去应力退火可以显著改善金属材料焊接接头的疲劳性能。X80焊管制造过程中的内外防腐工艺均在200℃左右温度下完成，相当于对焊管整体进行了一次去应力退火，因此需要研究去应力退火对X80焊管疲劳性能的影响。

本章节通过对X80焊管施加塑性变形和去应力退火等预处理工艺改变了焊接接头处的残余应力分布，并对不同应力状态下材料的疲劳性能进行了评估。分析了残余应力以及疲劳寿命发生变化的原因，研究了不同残余应力状态下的X80焊管疲劳裂纹萌生区域内的位错变化，揭示了晶粒内部残余应力分布的变化机理。

实验方法

试样制备

本研究采用的实验材料与第2章相同，为壁厚为22 mm的X80直缝埋弧焊管，该X80焊管采用双面埋弧焊接工艺，先后经过预焊、内焊和外焊三道工序焊接成型。疲劳试验所用试样全部为截取自试验用X80焊管的全壁厚(22 mm)试样，为避免产生新的变量，所有试样的制备方式均保持一致，根据GB/T3075-2008将试样的几何尺寸设置如图5-1所示。

图5-1a和5-1b显示的是带有焊接接头的原始试样，其内焊缝的焊缝余高为2mm，外焊缝的焊缝余高为1 mm。同时，为了去除焊缝余高以及试样表面粗糙度对疲劳性能的影响，本研究测试了去除焊缝余高后X80焊管的疲劳性能(图5-1c)，与第3章中去余高疲劳试样不同的是，本章中的去余高疲劳试样表面均经过1200#砂纸打磨至表面光滑。经过前期处理后所有试样分为有余高试样和去余高试样两类，每类试样中同等数量的试样再经过去应力退火、塑性变形、以及塑性变形后去应力退火三种预处理工艺，加上原始试样一共有4种不同应力状态的疲劳试样，分别为：原始试样(Original)、去应力退火试样(Annealed，A)、预应变试样(Pre-strained，P)和预应变后去应力退火试样(P&A)。参考X80焊管工业生产工艺，去应力退火的温度选用250℃，将试样放入箱式热处理炉内采用2℃/min的加热速度将试样温度升至250℃后保温2h，然后空冷至室温(25℃)；根据第4章对塑性变形后疲劳性能变化的研究结果本文选用了2%的预应变量继续进行研究，以2.5×10-4 s-1的应变速率将试样拉伸至2%的塑性变形处卸载；预应变后去应力退火工艺的处理方式为先进行2%的预应变工艺，室温放置72 h后再进行250℃的去应力退火工艺。

实验过程

预处理工艺完成后，对不同应力状态的试样进行了力学性能测试。根据GB/T228.1-2010，在MTS-370伺服液压万能试验机上以2.5×10-4 s-1的应变速率进行拉伸试验，测试各预处理工艺前后强度的变化。根据GB/T4340.1-2009，采用FM-ARS9000全自动维氏硬度计对每种试样焊趾附近区域分别进行了显微硬度测试，试验载荷为500 gf，加载时间为10 s，硬度测试范围如图5-1d所示。

疲劳测试前，所测疲劳试样都采用iXRD型X射线应力仪应用多次曝光应力测试法进行试样表面残余应力无损测量，根据GB/T7704-2017，应力测试使用Cr-Kα靶材，曝光时间1 s，曝光次数7次，工作电压20 kV，工作电流4 mA，测试应力方向为试样的轴向，测量范围为左右对称焊接接头的右侧区域如图5-1d所示。残余应力测试完成后，根据GB/T3075-2008，所有疲劳测试在相对湿度为50%和室温(25℃)条件下使用MTS-370伺服液压万能试验机完成。疲劳试验参数与第4章相同，每种状态下测试三个试样。试验过程中记录了各试样疲劳断裂时的疲劳寿命。

各试样疲劳断裂后，对试样的微观组织结构变化进行分析，分析过程主要选用的是去除焊缝余高后的疲劳试样。使用扫描电镜观察了各试样的疲劳断口形貌，分析不同预处理工艺对疲劳裂纹萌生及扩展的影响。运用EBSD技术分析了各试样在疲劳测试前的晶粒取向变化，测试过程与第4章相同。采用加速电压为200 kV的FEITecnai G2 F30 TEM观察了各试样疲劳裂纹萌生区域的位错分布，并通过带有Cu-Kα靶的Rigaku D/MAX-2500型X射线衍射仪分析了各试样疲劳裂纹萌生附近区域的位错密度变化，测试范围与硬度测试一致，如图5-1d所示。

预处理工艺后焊接接头处的残余应力

焊接接头处的残余应力对试样的疲劳性能影响很大，特别是对去除焊缝余高后的试样来说，残余应力的影响更为明显，且由于疲劳裂纹均为试样表面萌生，因此对各预处理工艺后的去余高试样焊接接头处试样表面的残余应力分布进行了分析。图5-5a显示在原始试样焊接接头处表面的残余应力分布较为均匀，并且全部残余应力均为数值小于0的压缩残余应力。结合残余应力测试范围图5-1d可以看出，焊接接头处表面压缩残余应力的最小值为114 MPa，出现在焊缝上，最大值为258 MPa，出现在外焊缝的细晶区内。去应力退火后，焊接接头表面的残余应力有明显改善，整个焊接接头的压缩残余应力均有恢复(向0值靠近)，但是仍然全部为压缩残余应力，其最大值和最小值的位置与原始试样一致，最小值恢复至96 MPa，最大值恢复至171MPa，经统计与原始试样相比去应力退火后试样表面的残余应力平均值减小了51MPa(图5-5b)。经过塑性变形之后，统计结果分析得出焊接接头处表面的残余应力中大约有81.68%的面积转变成了拉伸残余应力，最大值为256 MPa，出现在焊缝区域内，然而压缩残余应力最大值的位置变化到了处于试样厚度中心的内外焊缝相交处的细晶区内，其数值为32 MPa(图5-5c)。预应变后去应力退火试样表面的残余应力也有明显改善，与预应变试样相比，该试样残余应力分布更加均匀且更接近于无残余应力状态，其压缩残余应力范围已经减小到只有1.55%，最大值已经恢复至3 MPa，拉伸残余应力最大值也减小至208 MPa(图5-5d)。此外，通过对四种试样表面残余应力分布结果的比较发现外焊缝的残余应力数值均低于内焊缝的残余应力。

单独对疲劳裂纹萌生(Fatigue crack initation)附近区域(内焊缝粗晶区)的残余应力进行统计分析得出(图5-5中右上角矩形框内区域)，原始试样疲劳裂纹萌生区域的平均残余应力约为-164 MPa，去应力退火后疲劳裂纹萌生区域的平均残余应力约为-118MPa，相较于原始试样恢复了46 MPa。预应变后疲劳裂纹萌生区域的平均残余应力约为87 MPa，预应变后退火试样疲劳裂纹萌生区域的平均残余应力约为54 MPa，相较于前者残余应力恢复了33 MPa。

疲劳裂纹萌生区域的微观组织结构变化

由于经过预处理工艺后试样的疲劳裂纹均萌生于内焊缝的粗晶区内，因此对这四种残余应力状态试样内焊缝粗晶区的微观组织结构进行了EBSD分析，如图5-6所示。通过这四类试样的图像质量图可以看出，各试样粗晶区内试样的菊池花样标定质量较好，EBSD测试结果置信度较高，可以用来进行后续分析。图5-7显示的是KAM分布图，可以标定局部区域内存在的残余应变，进而反映该区域内的残余应力。比较这四幅KAM图可以看出原始试样内残余应变最大，其测试区域内两点间的取向差平均值达到了0.81°，结果说明原始试样的残余应力是最大的，这与测得的疲劳裂纹萌生区域的宏观残余应力结果一致(5-5a)，并且较大的残余应力主要集中出现在晶粒的内部(图5-7a)。经过去应力退火之后，虽然较大的残余应变仍然集中在晶粒内部，但是测试区域内两测试点之间的取向差平均值已经减小至0.76°，结果说明该试样的残余应力有减小的趋势，并且与原始试样相比，该试样晶粒内部的残余应力分布较为均匀(图5-7b)。

经过塑性变形后，晶粒内部的残余应变得到改善，其测试区域内两点间的取向差平均值减小至0.73°，然而较大的残余应变主要集中在晶界处，结果表明该试样整体残余应力有所减小，晶界处残余应力较为集中(图5-7c)。预应变后去应力退火试样的测试区域内两点间的取向差平均值仅为0.65°，说明该试样的疲劳裂纹萌生区域内的残余应力是这四个试样中最小的，并且与预应变试样相比集中在晶界处的残余应力已经显著减小(图5-7d)。

图5-8显示的是GOS(Grain Orientation Spread)分布图，GOS图可以表征每个晶粒内部各测试点取向的整体变化，常用于研究晶粒内部应变的不均匀程度，是单个晶粒内部残余应力的指标[156,157]，结合GOS统计图可以得出这四种试样晶粒内部残余应力的变化(图5-9)。

图5-8a显示原始试样的晶粒内部取向差最大值为10.07°，并且在测试区域内出现了多个同一原奥晶界内取向差值近似的现象。通过GOS统计图可以看出原始试样的晶粒内部取向差明显高于其他三种经过预处理工艺的试样，其晶粒内部取向差平均值为1.89°(图5-9a)。图5-8b为去应力退火后试样的GOS分布图，相比于原始试样，该试样的晶粒内部取向差分布趋于均匀，其最大值减小为9.38°，并且同一原奥晶界下的晶粒内部取向差已经发生变化。图5-9b显示晶粒内部取向差开始向0.5°以下集中，经统计其平均值为1.73°。

经过预应变后试样的GOS分布如图5-8c所示，该试样晶粒内部取向差的最大值减小至8.52°，并且图5-9c显示0.5°以下的取向差占比进一步提高，经统计其晶粒内部取向差平均值减小至1.56°。图5-8d显示的是预应变后去应力退火试样的GOS分布，结果表明该试样的整体测试区域内的晶粒内部取向差分布较为均匀，其最大值已经大幅减小至7.63°，并且0.5°以下的取向差占比接近40%(图5-9d)，经统计得出该试样的晶粒内部取向差平均值仅为1.35°，是这四类试样中最小的，相比于原始试样，其平均值已经减少了28.57%。

预处理工艺后焊接接头处的位错密度

材料的位错密度和材料内部微观应变有关，通过XRD测试了四种去除焊缝余高试样焊接接头处的微观应变，其结果如图5-10所示。由于X80焊管中碳含量较小，因此在四种试样的XRD检测过程中均未出现明显的碳化物(图5-10a)。与第4章相同，本研究中同样采用铁素体(BCC晶体)来标定微观应变分析结果。经过BCC晶体位错密度与微观应变的转换公式(4-1)和(4-2)计算了各预处理工艺后试样的位错密度，公式所需参数及位错密度计算结果如表5-2所示。结果显示，原始试样的位错密度最小，经过退火后位错密度略有增加，增长了6.27%。预应变后，试样内部的位错密度显著增加，再次经过退火后位错密度有所减少，减少幅度仅为2.65%(图5-10b)。XRD测得的位错密度值的变化规律与抗拉强度的变化规律一致（图5-2），位错密度越高的试样抗拉强度越大，硬度也会相应提升，因此通过各预处理工艺后XRD测试区域内的硬度分布图来定性比较了位错密度在焊接接头处各区域内的变化，如图5-11所示。

硬度测试结果显示原始试样的硬度最小，其硬度平均值为211 HV，退火后硬度值略有增加，平均值为213 HV，预应变后硬度值增幅最大，平均硬度值高达223 HV，预应变试样退火后的平均硬度值下降至221 HV(图5-11)。

通过与位错密度结果比较可知硬度值的变化趋势与位错密度的变化趋势一致，反映了硬度与位错密度之间存在正相关的关系。通过硬度分布图还可以观察到疲劳裂纹萌生区域(图5-11中虚线矩形框内区域)的硬度和整体硬度变化规律一致，原始试样在该区域的硬度平均值为206 HV，退火后试样在该区域的硬度平均值增加至211HV，预应变后试样在该区域的硬度平均值为229 HV，预应变后退火试样在该区域硬度平均值下降至223 HV。此结果表明，各预处理工艺后疲劳裂纹萌生区域的位错密度也与整个测试范围内的位错密度变化规律一致，即预应变试样疲劳裂纹萌生区域的位错密度最高，原始试样疲劳裂纹萌生区域的最低。

分析和讨论

本章小结

本文研究了不同残余应力状态下X80焊管的疲劳性能，比较了去应力退火、塑性变形、以及塑性变形后去应力退火等预处理工艺后焊接接头处残余应力的变化，分析了各应力状态下疲劳裂纹萌生区域微观组织及结构的变化，揭示了各预处理工艺对X80焊管焊接接头性能产生影响的机理，并得出了以下结论：

1.在原始X80焊管中，由于去应力退火过程中位错平直化引起的位错应变能的降低，其疲劳裂纹萌生区域的残余应力降低了28.05%。

2.去应力退火使晶界处堆积的高能位错向晶粒内部移动，塑性变形后X80焊管的晶粒内部取向差较低，因此，该焊管的疲劳裂纹萌生区内残余应力的绝对值平均降低了37.93%。

3.去应力退火对高应变能的位错有较大的恢复作用，因此去应力退火更容易推动残余应力绝对值较大的区域发生应力释放。

4.去应力退火使塑性变形后X80焊管的焊接接头处残余应力分布更加均匀且拉伸残余应力显著减小，与塑性变形后高强度的共同作用下促使塑性变形后去应力退火的X80焊管的疲劳寿命在最大应力为550 MPa时达到了10 7周次。