L360M管線鋼管水壓爆破試驗(yàn)開裂分析

羅華權(quán), 陳曉麗, 范 煒, 楊力能, 呂乃欣

(1. 中國石油集團(tuán) 石油管工程技術(shù)研究院, 西安 710077; 2. 長慶油田分公司蘇里格氣田研究中心, 西安 710018)

L360M管線鋼管水壓爆破試驗(yàn)開裂分析

羅華權(quán)1, 陳曉麗2, 范 煒1, 楊力能1, 呂乃欣1

(1. 中國石油集團(tuán) 石油管工程技術(shù)研究院, 西安 710077; 2. 長慶油田分公司蘇里格氣田研究中心, 西安 710018)

通過斷口宏觀和微觀分析、化學(xué)成分分析、力學(xué)性能試驗(yàn)、金相分析等理化性能試驗(yàn)，對L360M直縫埋弧焊鋼管水壓爆破試驗(yàn)出現(xiàn)縱向開裂和橫向斷裂的原因進(jìn)行了分析。結(jié)果表明：鋼管縱向開裂和橫向斷裂主要是由于管體材料韌性較差，鋼管材料中鐵素體-珠光體帶狀組織嚴(yán)重則是導(dǎo)致其韌性較差的主要原因，而管材中嚴(yán)重的帶狀組織與鋼中錳含量偏高導(dǎo)致錳偏析有關(guān)；建議合理控制錳元素含量，還可以通過降低鋼管用板材終軋溫度、增加控冷冷卻速率、微合金化等措施來降低板材的帶狀組織級別。

管線鋼管；水壓爆破試驗(yàn)；開裂；韌性；帶狀組織；錳偏析

焊接鋼管水壓爆破試驗(yàn)是驗(yàn)證鋼管承載能力，判斷到達(dá)設(shè)計(jì)壓力后鋼管安全性是否合格的一項(xiàng)重要試驗(yàn)[1]。某鋼管廠生產(chǎn)的規(guī)格為φ813 mm×30 mm的L360M直縫埋弧焊接鋼管，在水壓爆破試驗(yàn)后出現(xiàn)了縱向開裂和橫向斷裂的情況(一般只縱向開裂)，起裂位置位于管體。通過斷口宏觀形貌分析，初步判斷失效是由鋼管材料韌性較差造成的。爆裂管材料采用的是管線鋼管常用材料L360M，采用“JCOE”成型方式，即直縫埋弧焊接。該成型方式主要過程為采用多軸控制的智能化液壓成型設(shè)備，按照鋼管的曲率，對鋼板的兩個邊同時進(jìn)行彎曲，實(shí)現(xiàn)鋼板的“J”成型，經(jīng)過“J”成型的鋼板快速橫向送進(jìn)給至指定位置，從另一端開始對未成型的鋼板進(jìn)行多步逐次彎曲，實(shí)現(xiàn)鋼板后半部分的 “C”成型；最后對“C”型管環(huán)的下部進(jìn)行一次彎曲，將彎邊后的鋼板壓制成O型管坯，進(jìn)入下一道焊接工序。其主要加工工序包括銑邊、預(yù)彎邊、成型、預(yù)焊、內(nèi)外焊、無損探傷、補(bǔ)焊、機(jī)械擴(kuò)徑、水壓試驗(yàn)、管端倒棱、無損探傷、外觀及幾何尺寸檢查等。

該焊接鋼管采用雙面多層焊接方式:預(yù)焊采用熔化極氣體保護(hù)焊，焊絲型號為BH-503，直徑為1.2 mm，保護(hù)氣體為氬氣和CO2(兩者體積比為4∶1)，焊接電流為255 A，電壓為30 V，焊接速率為30 cm·min-1；內(nèi)焊和外焊均為埋弧焊，焊絲型號為BHM-8，直徑為4.0 mm，焊劑型號為SJ-101，焊接電流為550 A，電壓為32 V，焊接速率為50 cm·min-1。焊縫成型良好，無損檢測未發(fā)現(xiàn)任何焊接缺陷。L360M直縫埋弧焊接鋼管水壓爆破試驗(yàn)出現(xiàn)縱向開裂和橫向斷裂的情況較少，為了進(jìn)一步查明該鋼管失效原因，筆者對其進(jìn)行了一系列的理化性能試驗(yàn)和失效原因分析，并提出了改進(jìn)措施。

1 理化檢驗(yàn)

1.1 斷口宏觀分析

鋼管縱向斷口和橫向斷口宏觀形貌見圖1(a)～(b)，可見斷口表面呈現(xiàn)帶有金屬光澤的晶粒狀，有明顯的人字紋，斷口面較為平直，為典型的脆性斷口[2]。根據(jù)整個橫斷面人字紋尖端所指的方向，斷裂源為縱向裂紋的末端，即鋼管的膨脹起爆點(diǎn)，見圖1(c)。

圖1 鋼管縱、橫向斷口和起爆點(diǎn)宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of (a) longitudinal fracture, (b) transverse fracture and (c) initiation point of the steel pipe

1.2 化學(xué)成分分析

按照ASTM A751-14a[3]要求，采用ARL 4460直讀光譜儀對管體化學(xué)成分進(jìn)行分析。結(jié)果如表1所示，可見除錳元素含量稍高于GB/T 9711-2011《石油天然氣工業(yè) 管線輸送系統(tǒng)用鋼管》[4]技術(shù)要求外，其余元素含量均符合標(biāo)準(zhǔn)技術(shù)要求。GB/T 9711-2011還指出根據(jù)碳含量比規(guī)定值的減少量，可以允許錳含量有適當(dāng)提高。

表1 化學(xué)成分分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition analysis results (mass fraction) %

1.3 力學(xué)性能試驗(yàn)

1.3.1 拉伸試驗(yàn)

在距焊縫180°管體位置和焊接接頭位置取樣，進(jìn)行管體和焊接接頭拉伸試驗(yàn)，試驗(yàn)按照ASTM A370-14[5]進(jìn)行。拉伸試驗(yàn)結(jié)果見表2，可見鋼管的各項(xiàng)力學(xué)性能均符合GB/T 9711-2011技術(shù)要求。

表2 拉伸試驗(yàn)結(jié)果Tab.2 Tensile test results

1.3.2 彎曲試驗(yàn)

在焊接接頭位置取2個試樣，進(jìn)行焊縫導(dǎo)向彎曲試驗(yàn)，試驗(yàn)按照ASTM A370-14[5]進(jìn)行，試樣尺寸為400 mm×38 mm×30 mm(長×寬×厚)，兩個試樣一個面彎，一個背彎，分別彎曲180°。結(jié)果兩個試樣均未出現(xiàn)裂紋，試驗(yàn)結(jié)果符合GB/T 9711-2011技術(shù)要求。

1.3.3 沖擊試驗(yàn)

在距離焊縫90° 管體、焊縫、熱影響區(qū)取3組沖擊試樣，每組試樣各3個，進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)按照ASTM A370-14進(jìn)行。由表3可見，各位置試樣的沖擊性能也均符合GB/T 9711-2011技術(shù)要求。

表3 夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果Tab.3 Charpy impact test results

從表3可以看出，管體橫向試樣在0 ℃的夏比沖擊吸收能量雖然滿足標(biāo)準(zhǔn)技術(shù)要求，但是余量不是很大，剪切斷面率最小為60%，平均值為68%，可見剪切斷面率也不高。0 ℃時，通常同鋼級管體橫向試樣的夏比沖擊吸收能量平均值一般都在100 J以上。管體縱向試樣的夏比沖擊吸收能量單個最小值為80 J，平均值為102 J，較橫向值高，但剪切斷面率最小值為65%，平均值為70%，也不是太高。鋼管的韌性一般由夏比沖擊吸收能量結(jié)合剪切斷面率來評價，不能簡單地以夏比沖擊吸收能量的高低來評價材料的韌性，因?yàn)楣芫€鋼材料在受到?jīng)_擊載荷時，其沖擊吸收能由裂紋形成能和裂紋擴(kuò)展能組成，而其中裂紋擴(kuò)展能對材料的韌性起決定作用，剪切斷面率正好反映了裂紋擴(kuò)展能在沖擊吸收總能量中所占的比例。

1.3.4 落錘撕裂試驗(yàn)

在距離焊縫90°管體取305 mm×76 mm×30 mm(長×寬×厚)的3組試樣，每組試樣2個，分別在20，0，-20 ℃進(jìn)行落錘撕裂試驗(yàn)，試驗(yàn)按照SY/T 6476-2013[6]進(jìn)行，落錘撕裂試驗(yàn)結(jié)果見表4。

通過表4可以看出，其落錘試驗(yàn)剪切面積分?jǐn)?shù)很低，在0 ℃時，只有3%，可見其止裂韌性極低。在-20 ℃時，其剪切面積分?jǐn)?shù)為0，基本沒有什么止裂韌性。所以鋼管在起裂后，止裂能力很弱。

1.3.5 硬度試驗(yàn)

分別在距離焊縫90° 管體和焊接接頭位置取樣，進(jìn)行硬度試驗(yàn)，具體測試位置見圖2～3，按照ASTM E384-11e1[7]進(jìn)行。試驗(yàn)結(jié)果見表5，可見所有測試點(diǎn)硬度均符合GB/T 9711-2011技術(shù)要求。

表4 落錘撕裂試驗(yàn)結(jié)果Tab.4 Drop weight tear test results

圖2 管體維氏硬度試驗(yàn)位置示意圖Fig.2 Schematic diagram of Vickers hardness test positions of the tube

圖3 焊接接頭維氏硬度試驗(yàn)位置示意圖Fig.3 Schematic diagram of Vickers hardness test positions of the welded joint

1.4 金相分析

在鋼管管體上取樣，進(jìn)行金相分析，使用MEF4M金相顯微鏡及圖像分析系統(tǒng)，試驗(yàn)按照ASTM E3-11,ASTM E45-13,ASTM E112-13,GB/T 13299-1991進(jìn)行，金相分析結(jié)果見表6。

在生產(chǎn)檢驗(yàn)中，一般采用對帶狀組織進(jìn)行評級的方法來表征帶狀組織的嚴(yán)重程度。試驗(yàn)結(jié)果表明，該鋼管的帶狀組織級別為4.0級，帶狀級別較高，帶狀程度較嚴(yán)重。

表5 維氏硬度試驗(yàn)結(jié)果Tab.5 Vickers hardness test results HV10

表6 金相分析結(jié)果Tab.6 Metallographic analysis results

圖4 管體顯微組織形貌Fig.4 Microstructure morphology of the tube

圖5 管體帶狀組織形貌Fig.5 Banded structure morphology of the tube

1.5 斷口微觀分析

根據(jù)鋼管斷口宏觀形貌，可以看出鋼管起裂于管體爆破口位置，裂紋源宏觀形貌如圖6(a)所示。裂紋源源區(qū)微觀形貌如圖6(b)所示，裂紋源擴(kuò)展區(qū)形貌如圖6(c)所示。從裂紋源源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)微觀形貌可以看出，鋼管斷裂為韌窩+解理復(fù)合型斷裂。

圖6 裂紋源源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)斷口形貌Fig.6 Morphology of fracture of the crack source and propagation area:(a) macro morphology of the crack source; (b) micro morphology of the crack source area; (c) micro morphology of the crack propagation area

在圖7所示管體橫向斷裂坡口邊沿取縱向斷口試樣，編號為1號，其宏觀形貌如圖8(a)所示。在管體橫向斷裂坡口邊沿取橫向斷口試樣，編號為2號，其宏觀形貌如圖9(a)所示。

圖7 縱向斷口和橫向斷口取樣位置Fig.7 Sampling positions of the longitudinal and transversal fractures

圖8 1號試樣斷口宏觀形貌和微觀形貌Fig.8 The (a) macro and (b) micro fracture morphology of No.1 specimen

圖9 2號試樣斷口宏觀形貌和微觀形貌Fig.9 The (a) macro and (b) micro fracture morphology of No.2 specimen

通過1號和2號試樣的斷口宏觀分析可知，管道的截面為矩形截面，宏觀斷口上的放射狀條紋呈人字花樣，人字紋的頭部指向斷裂源。從裂紋源源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)的微觀形貌可以看出，源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)都有一定程度的解理形貌。從1號和2號試樣斷口的微觀形貌來看，有大量高密度的、短而彎曲的撕裂棱線條，為較為典型的解理斷口，如圖8(b)和圖9(b)所示。解理斷口一般呈脆性斷裂特征，塑性變形很少，宏觀上為結(jié)晶狀。低溫、高應(yīng)變速率、粗大晶粒和應(yīng)力集中(如有缺口時)均有利于解理的發(fā)生，裂紋一經(jīng)形成，便會快速傳播，因?yàn)椴荒芸焖僦沽?，往往會造成?zāi)難性的破壞。

2 分析與討論

鋼管管體和焊接接頭的拉伸試驗(yàn)、導(dǎo)向彎曲試驗(yàn)、夏比沖擊試驗(yàn)及硬度試驗(yàn)結(jié)果均符合GB/T 9711-2011技術(shù)要求。從夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果可以看出，鋼管管體橫向的夏比沖擊吸收能量平均值為58 J,單個值最小為49 J，略高于標(biāo)準(zhǔn)技術(shù)要求的40 J；剪切斷面率平均值為68%，單個值最小為60%，可見剪切斷面率也不高。管體縱向試樣的沖擊功吸收能量較橫向試樣的高一些，最小值為80 J，但剪切斷面率最小值為65%，平均值為70%，也不高。落錘撕裂試驗(yàn)結(jié)果表明，鋼管管體0 ℃時的剪切面積分?jǐn)?shù)為3%，-20 ℃時為0，表明鋼管的止裂韌性極低，這與夏比沖擊試驗(yàn)結(jié)果一致。掃描電鏡觀察結(jié)果表明，裂紋源區(qū)和擴(kuò)展區(qū)都有一定程度的解理形貌，橫向斷裂坡口邊沿橫向和縱向斷口試樣的微觀形貌均為解理，由此判斷該鋼管管體材料韌性很低，基本屬于脆性斷裂的范疇，這也與夏比沖擊試驗(yàn)和落錘撕裂試驗(yàn)結(jié)果相互印證。

上述分析結(jié)果綜合表明：鋼管材料的韌性很差。該鋼管在23.9 MPa靜水壓試驗(yàn)壓力下保壓10 min未發(fā)生泄漏，試驗(yàn)結(jié)果符合GB/T 9711-2011技術(shù)要求，繼續(xù)加壓至36.3 MPa時，管體發(fā)生爆破失效。從鋼管水壓爆破試驗(yàn)失效的宏觀形貌來看，鋼管縱向斷口位置為非焊縫位置，爆破口起裂部位有明顯的膨脹突出變形，起裂部位壁厚明顯減薄。斷口處壁厚最小值為18.05 mm，壁厚減薄量為11.95 mm。為了對鋼管變形及爆破過程有一個清晰的了解，對鋼管的受力情況進(jìn)行了分析[8]。鋼管中的靜水壓力既產(chǎn)生環(huán)向應(yīng)力，也引起軸向應(yīng)力，其縱向截面上的受力如圖10所示，橫向截面上的受力如圖11所示。

根據(jù)切向力平衡條件，可得：

圖10 管道縱向截面受力示意圖Fig.10 Schematic diagram of stress of longitudinal section of the pipeline

圖11 管道橫向截面受力示意圖Fig.11 Schematic diagram of stress of cross section of the pipeline

式中：σb為環(huán)向應(yīng)力，MPa;p為靜水內(nèi)壓力，MPa;d為管道內(nèi)徑，mm；t為管道壁厚，mm。

根據(jù)軸向力平衡條件, 可得：

式中：σa為軸向應(yīng)力，MPa;D為管道外徑，mm。

則管道軸向應(yīng)力與環(huán)向應(yīng)力的比值為：

圖12 管道噘嘴部位形貌Fig.12 Morphology of distortion of the pipeline

因此，造成該管道縱向開裂和橫向斷裂的主要原因是管道材料韌性較差。而影響材料沖擊韌度的因素主要有材料的化學(xué)成分、顯微組織和材料本身內(nèi)部的缺陷。為了進(jìn)一步弄清該L360M級鋼管韌性較差的原因，筆者從以下幾個方面進(jìn)行了分析。

(1) 化學(xué)成分

鋼材的化學(xué)成分是材料韌性影響因素之一，不同的化學(xué)成分，其韌性可能不同。該L360M鋼級材料為低合金鋼，加入了微量的合金元素。由前文的化學(xué)成分分析結(jié)果可知，除錳含量稍高外，其他元素含量均在標(biāo)準(zhǔn)技術(shù)要求范圍內(nèi)。錳元素有較強(qiáng)的固溶作用，其作用在于提高管線鋼的強(qiáng)度，比如常見的高強(qiáng)度鋼都為錳鋼。錳元素還可以降低奧氏體→鐵素體(γ→α)相轉(zhuǎn)變溫度，細(xì)化鐵素體晶粒。錳元素還可以起到脫硫作用，防止熱裂，適量的錳可以提高材料韌性，降低鋼的韌-脆轉(zhuǎn)變溫度。但是錳含量過高則會導(dǎo)致控軋鋼板的中心錳偏析嚴(yán)重[10]，熱軋后成為帶狀偏析，形成帶狀組織，而帶狀組織會降低鋼材的韌性、塑性。因此，從化學(xué)成分來看，管體的錳含量為1.47%，含量稍高，鋼管管體材料中嚴(yán)重的帶狀組織可能與錳偏析有關(guān)。

(2) 顯微組織

金相分析結(jié)果表明，鋼管材料顯微組織為多邊形鐵素體+珠光體。材料的帶狀組織評級較高，為4.0級，為多邊形鐵素體-珠光體帶狀組織，一般管線鋼標(biāo)準(zhǔn)要求材料的帶狀組織級別不超過3.0級，所以該材料的帶狀組織較為嚴(yán)重。晶粒度被評為8.0級，作為油氣輸送用的常見管線鋼管，其晶粒度級別基本在10.0級以上，所以該材料的晶粒尺寸也較為粗大。鐵素體-珠光體帶狀組織對材料塑性和韌性有較大影響，其作用機(jī)理如下[11]：鋼坯凝固時溶質(zhì)元素(碳和其他元素等)發(fā)生偏析而富集在枝間，熱軋加熱時，碳能優(yōu)先達(dá)到均勻，而其他代位原子的均勻化卻很困難，這就使得鋼中各區(qū)域的Ar3點(diǎn)溫度(鋼材冷卻時奧氏體開始析出先共析鐵素體的實(shí)際臨界溫度)不一致。

亞共析鋼從終軋時的奧氏體態(tài)冷卻時，先在Ar3點(diǎn)溫度析出先共析鐵素體，當(dāng)冷卻到Ar1點(diǎn)溫度(鋼材冷卻時奧氏體開始析出珠光體的實(shí)際臨界溫度)時才開始形成珠光體。如果在鋼中各處都同時形成先共析鐵素體，就不會形成帶狀組織，也就是說各個區(qū)域的Ar3點(diǎn)溫度相同時，就不會形成帶狀組織。但是實(shí)際上，結(jié)晶時形成枝晶偏析，熱軋后成為帶狀偏析，枝間部分和枝干部分各元素含量不同，其Ar3點(diǎn)溫度也就不同，所以會導(dǎo)致先共析鐵素體析出的不同時性。Ar3點(diǎn)溫度高的帶狀偏析區(qū)優(yōu)先共析鐵素體，Ar3點(diǎn)溫度低的部位后轉(zhuǎn)變，而由于富集碳而形成珠光體，這樣就形成鐵素體-珠光體帶狀組織，也稱為二次帶狀組織或纖維組織帶狀。鐵素體-珠光體帶狀組織往往具有脆性大的特點(diǎn)，會造成鋼材的各向異性，使鋼材的沖擊韌度、塑性和可切削性變差。帶狀組織的嚴(yán)重程度取決于合金元素的枝晶偏析程度、冷卻速率及奧氏體晶粒的大小。因此，很有可能，該材料夏比沖擊吸收能量和剪切斷面率偏低、韌性較差是由嚴(yán)重的鐵素體-珠光體帶狀組織引起的。帶狀組織的特點(diǎn)是有很強(qiáng)的方向性，在變形過程中容易產(chǎn)生應(yīng)力集中。帶狀組織是脆弱的部位，容易萌生裂紋，有利于裂紋的形成和擴(kuò)展。

消除和減弱帶狀組織的方法有降低終軋溫度、增加控冷冷卻速率、微合金化等措施。降低終軋溫度，可以提高鋼中的形變能而誘發(fā)先共析鐵素體的形核，減小先共析鐵素體析出的不同時性；當(dāng)控冷冷卻速率增加后，帶狀組織急劇減弱；合金元素鈮、鈦會在奧氏體中析出，可以成為先共析鐵素體的形核中心，促進(jìn)先共析鐵素體的均勻形核，從而消除或減弱帶狀組織；上述方法都能減輕帶狀組織程度，需要視具體情況選用。

(3) 材料缺陷

鋼管管體中的缺陷包括分層、夾雜、氣孔等。通過觀察，在沖擊試樣斷口、落錘撕裂試樣斷口以及鋼管縱向開裂和橫向斷裂斷口的宏觀形貌中，并未發(fā)現(xiàn)上述缺陷，鋼管材料中的非金屬夾雜物含量也較低。

3 結(jié)論及建議

(1) 鋼管水壓試驗(yàn)縱向開裂和橫向斷裂主要是由于其材料韌性較差，而材料帶狀組織較為嚴(yán)重為其韌性較差的重要原因之一。鋼管化學(xué)成分中錳含量稍高，易導(dǎo)致錳偏析，錳偏析可能是鋼管材料鐵素體-珠光體帶狀組織產(chǎn)生的原因之一，因此鋼中錳含量需要控制在合理的范圍內(nèi)。

(2) 為了降低L360M鋼級材料的帶狀組織級別，減小其晶粒尺寸，可以采取合理控制錳元素含量、降低鋼管用板材終軋溫度、增加控冷冷卻速率、微合金化等措施。

[1] 劉洪飛.螺旋縫焊管靜水壓爆破試驗(yàn)分析[J].鋼管,2011,40(6):60-64.

[2] 任頌贊,葉儉,陳德華.金相分析原理及技術(shù)[M].上海:上?？茖W(xué)技術(shù)文獻(xiàn)出版社,2013.[3] ASTM A751-14a Standard test methods,practices,and terminology for chemical analysis of steel products[S].

[4] GB/T 9711-2011 石油天然氣工業(yè) 管線輸送系統(tǒng)用鋼管[S].[5] ASTM A370-14 Standard test methods and definitions for mechanical testing of steel products[S].

[6] SY/T 6476-2013 管線鋼管落錘撕裂試驗(yàn)方法[S].[7] ASTM E384-11e1 Standard test method for Knoop and Vickers hardness of materials[S].

[8] 羅華權(quán),楊力能,張楠,等.X80螺旋埋弧焊接鋼管靜水壓爆破試驗(yàn)研究[J].石油礦場機(jī)械,2015,44(6):47-50,51.

[9] 杜志杰,王雙來,彭娜.鉆桿吊卡軸銷斷裂原因分析[J].理化檢驗(yàn)-物理分冊,2014,50(10):770-773.

[10] 李永德,殷志祥,付忻,等.P110鋼級石油套管管端分層原因分析[J].理化檢驗(yàn)-物理分冊,2014,50(12):936-938,941.

[11] 馮光順.帶狀組織對鋼板沖擊韌性的影響及對策[J].南鋼科技,2002(2):14-15,27.

Analysis on Cracking of a L360M Pipeline Steel Pipe during Hydraulic Burst Test

LUO Hua-quan1, CHEN Xiao-li2, FAN Wei1, YANG Li-neng1, Lü Nai-xin1

(1. CNPC Tubular Goods Research Institute, Xi’an 710077, China; 2. Changqing Sulige Gas Field Research Center, Xi’an 710018, China)

The causes of longitudinal cracking and transversal fracture of a L360M longitudinal submerged arc welding steel pipe during hydraulic burst test were analyzed by macro and micro fracture analysis，chemical composition analysis, mechanical property test, metallographic analysis and other test methods. The results show that the longitudinal cracking and transversal fracture of the steel pipe were mainly caused by the poor toughness of the pipe material which was related to the serious ferrite-pearlite banded structure, and the segregation of element manganese was the main reason for the serious banded structure. Measures such as controlling the element manganese content reasonably, reducing the final rolling temperature, increasing control cooling rate and micro alloying were suggested to reduce the banded structure grade of the steel plate used for making the pipe.

pipeline steel pipe; hydraulic burst test; cracking; toughness; banded structure; manganese segregation

10.11973/lhjy-wl201704011

2016-04-22

羅華權(quán)(1983-)，男，工程師，碩士，主要從事石油管材質(zhì)量監(jiān)督檢驗(yàn)及研究工作，luohuaquan@cnpc.com.cn。

TE973.91

B

1001-4012(2017)04-0273-07

質(zhì)量控制與失敗分析