X80管线钢焊接局部脆化区断裂韧性的研究

HEATS

序言 6 t% b* A. I% s+ Y! K2 q- O$ T

为适应长输油气管线大口径、高压输送的发展需要，X80高性能管线钢的研制和开发正日益受到重视，我国正在拟建X80钢级的管线。目前，通过微合金化，超纯净冶炼和现代控轧、控冷技术，冶金部门已可提供具有足够强韧性的管线钢板卷。然而，这种高性能管线钢在焊接过程中组织恶化和性能损伤的问题仍未很好地解决，这是高性能管线钢研究开发和应用中一个需要深入研究的问题。本文采用物理模拟技术，工程测试手段和显微分析方法，对高性能X80管线钢在焊接热过程中的性能特征和组织变化规律进行了较系统的研究。

1 试验材料

0 J" u/ M; G4 D( n( W

试验材料为X80管线钢，板厚14.6mm。X80管线钢的化学成分如表1，常规力学性能如表2。

表1 试验用X80管线钢的化学成分 （wt%）

4 \3 r( m4 T) v, U2 o' Y8 m* e+ m+ S! S+ {3 G0 B8 ?: s t8 g4 q& D, k7 W' q3 T; }& c2 }3 ~) ^/ O9 a: L+ S2 s2 x" y3 s! o, |5 I" p% c" M2 b' Y3 E8 t1 \7 E( _- [( j% A: k- j. M" `) o% D" m _% V+ d3 n/ J2 D: X+ k t# T6 Z* j* j( r5 q) Z" y$ m* d6 r% ?, o1 R' c( I4 N% }+ w* e+ Y# D, h6 t6 _3 y- i* T" I6 E' w# S: K+ i4 s. f d9 d, i V; U1 h2 t0 t1 D# U

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0.011

0.0028

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0.005

0.024

0.022

8 w. Y* E$ u* G8 p/ B' N 0.34

& e/ D" k1 ]- A4 z$ D' m- Z8 y8 j 0.38

# a/ j8 E# v$ x' ^/ \3 o 0.01

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5 n% N' a d; o* O 0.0006

6 f+ i* ~* E# g; u! H

表2   试验钢常规力学性能

6 C4 I% `: M3 c. L" f" U4 B0 |, d! I' B; T5 ?$ U* F5 l# L7 L \1 D/ t/ O9 K

+ Y, V `: Q1 R {& `. ` s0.5 (MPa)	% L: N0 Y; @7 o+ }3 H9 Q sb (MPa)	δ(%)	s0.5/sb
567	739	. \3 E7 j! H$ ]* b, V; b) p 33.0	0.77

2 O6 p, o, p U2 t" _

8 i% w% q9 E3 n& P5 @

2 焊接热模拟试验

/ P0 _1 ^* X ^: v2 p

工程上管线钢热影响区冲击试验所获得的韧性值，实际上是母材、焊缝和热影响区性能的平均值，并未反映热影响区的真实情况。欲了解热影响区韧性的真实分布，寻求焊接接头的最薄弱部位，建立焊接工艺参数与组织性能间的关系，应采用建立在焊接传热学和物理冶金学基础上的数学模拟和物理模拟技术^[1-3]。

管线钢在焊接热过程中所形成的热影响区如图1所示^[1]。可见，由于焊接热量传递的影响，焊接热影响区呈现一种不同区域组成的梯度组织。为获取热影响区中经历不同峰值温度的不同区域的组织和性能，采用的热模拟参数如表3所示。为了模拟粗晶区在不同规范下的组织性能，采用的参数如表4所示。热模拟试验在Gleeble 1500热模拟机进行。试样尺寸为10´10´55mm。

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图1  管线钢HAZ示意图

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表3 不同峰值温度的焊接热模拟参数

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- o7 L9 h$ K6 H$ e2 ]# s0 r9 A$ a( J: U l, ~$ x* F! s/ `/ ]( K' q0 W9 J- ~5 u' T7 G. f& K* Z& E8 i* l8 M6 u w! @% g4 B" c4 E6 J

E(KJ/cm)	7 y# f# _/ Q9 x, a 加热速度（℃/s）	t8/5（s）	峰值温度（℃）
6 G- i$ _0 K9 n5 {& D \) a 20	+ M' l4 c! a+ q 130	20	: ]. s8 y- Z- `! P& M 1300,1100,950, 850,650

表4  CGHAZ焊接热模拟的参数

4 u6 L. h. y$ p

, t. g! w! ?6 j( K0 l8 a2 ?3 o" y/ }7 H5 F! D4 G: X$ n' W; s, T% y' N/ }4 d2 j' W9 ] X5 _, `4 s: ?; N* I: V7 ]+ T! V g$ ?1 W5 D0 y/ z; p c+ y: w5 x8 @; j# N1 a

( a& a, Z( h% ~* ^! X 加热速度 7 q& T1 e( O2 u% B6 V- g （℃/s）	峰值温度 , k9 S T3 J& p) f2 r5 q! h3 F （℃）	$ E! e S/ H* _ P t8/5 （s）	0 p j( c+ N$ f7 f. M 层间温度 （℃）
: `1 I1 y4 i0 ]4 p$ U2 \ 130	; a% o- I! [- c0 h! x" \ 1300	! n, `- x0 d4 x1 y4 h, f 3，5，10，20， # S# \" h; j7 B: t 40，70，100	200

: e$ l, F3 c2 M

冲击试验在TINIUS OLSEN试验机上进行。采用10´10´55 Charpy试样。试样位于板厚中部（沿板厚方向两侧加工）沿板材横向取样，缺口沿板厚方向，试验温度为-20℃。

3 试验结果

3.1焊接热影响区不同区域的韧性分布

X80焊接HAZ不同区域的冲击试验结果如图2所示。

# s& X' X/ a7 S, C4 M1 k

* s3 q. s7 {7 F4 R

图2 X80焊接HAZ不同区域韧性分布规律

上述试验结果表明，当焊接加热温度超过1100℃时，X80热影响区的韧性开始降低。一旦焊接加热温度达到1300℃，进入粗晶热影响区（CGHAZ）时，则韧性最差，成为热影响区的韧性谷区。试验结果表明，950℃以下的焊接热过程，对材料的韧性没有大的损害。

粗晶热影响区（CGHAZ）性能降低的主要原因是晶粒的长大。粗晶热影响区（CGHAZ）的晶粒度已接近5级，因而其韧性损伤最为严重。

粗晶热影响区（CGHAZ）性能恶化的另一原因归结于组织形态的变化^[2-3]。焊接热影响区中不同峰值温度的差异，使HAZ中不同区域形成的组织各异。处于CGHAZ临界温度（1100℃）上、下的组织出现十分明显的差异。分析表明，在焊接热过程高温阶段形成的粗晶区中，由于晶粒粗大，使得奥氏体转变的稳定性增加和非平衡的低温转变产物增多，因而在CGHAZ中可以观察到少量上贝氏体。由于上贝氏体条间的碳化物易于萌生裂纹或成为裂纹扩展的通道，致使材料的韧性降低。

3.2焊接规范对粗晶区组织性能的影响

: {/ \6 J# }0 G; _: C5 x9 P

为了提出试验钢X80优化的焊接工艺参数，重点研究了焊接热输入对粗晶热影响区（HGHAZ）组织和性能的影响。

& r% y1 H& R5 S& U s

试验钢X80模拟粗晶热影响区（CGHAZ）夏比冲击韧性的变化规律如图3。上述试验结果表明，当焊接热输入E为20 KJ/cm时，CGHAZ可获得最佳韧性水平。因此，E=20 KJ/cm可作为试验钢X80制管埋弧焊的推荐焊接规范。当焊接热输入E为10-15 KJ/cm时，试验钢X80仍有足够的韧性水平。因此，E=10 KJ/cm可作为试验钢X80钢管现场环焊的推荐焊接规范。值得注意的是，该X80不适宜用于大规范的焊接施工。当焊接热输入超过40 KJ/cm时，其韧性已严重恶化。

6 M% l* q( X K' G

图3. 不同焊接规范下CGHAZ韧性的变化规律

' r9 u3 U/ y. _6 G

X80是一种高性能的针状铁素体钢。这种针状铁素体钢的电子显微图像如图4所示。可见平行生长的板条束，板条界间分布有岛状组织，板条晶内有缠结的位错，局部区域还可见相变孪晶。在这种X80钢中，与针状铁素体伴生的还可见少量块状铁素体组织，如图5所示。

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t! f2 e3 A5 O' I) u

图4 母材中针状铁素体板条  ×20000

2 P7 r3 T5 X+ }5 \( |. U

( V) T3 N) e5 ~: K7 ]

图5 母材中块状铁素体  ×20000

6 ]) M- J2 _: x0 Z

具有针状铁素体形态特征的这种X80管线钢经受不同焊接规范的热过程后，其显微组织发生较大的变化。图6是在不同的焊接热输入下，试验钢X80粗晶热影响区（CGHAZ）的光学金相。

4 z8 ~# |# X: U, k( R

" B$ I$ J4 w; k+ C' Q% s8 J( o9 }

(a)  E＝10KJ/cm

(b)  E＝20KJ/cm

(c)  E＝40KJ/cm

0 J( y+ i" A) m7 _8 b0 s

图6   不同焊接热输入下的CGHAZ光学金相  ×500

仔细观察图6的一组光学金相可以发现，不同的焊接热输入促使CGHAZ的晶粒发生程度不同的长大。同时，焊接热输入也强烈的影响了CGHAZ组织形态的变化。

在较低的焊接热输入下，可以观察到相当数量的板条马氏体组织(图6(a))。在TEM下，这种马氏体组织如图7所示。选区电子衍射表明，这种组织由马氏体板条和板条界间的残余奥氏体组成。虽然这种残余奥氏体是一种韧性相，但由于马氏体板条的过饱和固溶，使得CGHAZ的韧性未能达到最佳状态^[4]。

0 h: G, r" L3 {1 O

图7 CGHAZ中的板条马氏体（E=10 KJ/cm）×20000

$ d+ B6 X4 R0 h/ I

在较高的焊接热输入下，由于冷却速度的降低，已出现少量块状铁素体和珠光体(见图6(c))。在TEM下，这种组织特征揭示得更为清晰。等轴的铁素体（图8）和等轴铁素体与珠光体共存（图9）的景象时而可见。在高的焊接热输入下，由于这种铁素体+珠光体组织部分代替了针状铁素体，致使CGHAZ性能严重恶化。

% l( J F, o; p6 C# l

+ [5 ^2 @4 @. Q( q" l& u5 X

图8  CGHAZ中的块状铁素体 ×14000

图9  CGHAZ中的块状铁素体和珠光体 ×14000

! W+ H1 K0 M7 z: m- o

在中等焊接热输入下（如E=20 KJ/cm），X80 CGHAZ表现了较好的强韧配合。图6（b）为这种焊接热过程中形成的针状铁素体的光学金相。在TEM连续拍摄的视域中，可观察到这种针状铁素体的细小、密集的分布形态（图10）。仔细观察表明，这种针状铁素体经常从原奥氏体的晶界以不同的位向插入晶内（图10），因而使得钢材的有效晶粒尺寸减小，从而有利于强韧性的提高。在高的热输入下，在原奥氏体晶界并不呈现这种形态（图11），因而不利于韧性的提高。

. G" x5 a% }2 J8 q5 ] W# z& C

图10 沿晶界不同位向生长的针状铁素体（E=20 KJ/cm ）

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×20000

图11 晶界附近的块状组织（E=50 KJ/cm ） ×20000

1 a6 M4 g+ O) q; |# u

在中等焊接热输入下，除形成针状铁素体外，还可观察到下贝氏体的存在。图12中不同区域的TEM图像揭示了这种有利于韧性的下贝氏体组织形态。

图12   CGHAZ中的下贝氏体 ×20000

4 结论

9 T5 g: l( v$ P' D- x; l3 A

(1) X80在焊接加热温度为1300℃时所形成的粗晶区韧性最低，是受焊区的薄弱环节。950℃以下的焊接热过程，对管线钢的韧性没有大的损害。

(2)粗晶热影响区性能恶化的主要原因是高温引起的晶粒长大。由于晶粒粗大而引起的非平衡低温转变产物的增多也是引起性能恶化的主要因素。

* k$ U0 [% ]( A# u: X% w: r

(3)当焊接热输入为20KJ/cm时，试验钢X80粗晶热影响区可获得最佳的韧性水平，可作为X80制管埋弧焊的推荐焊接规范。导致韧性提高的原因是多位向分布的针状铁素体和细小的有效晶粒尺寸。形成的少量下贝氏体也为韧性的提高作出了贡献。

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(4) 当焊接热输入为10KJ/cm，试验钢X80也具有足够的韧性水平，可作为钢管现场手工环焊的推荐焊接规范。此时除针状铁素体外，还可见相当的板条马氏体。

3 v/ d! ^/ a" F, Y6 E. x# `4 x6 C

(5) 在较高的焊接热输入下，试验钢X80的韧性降低，表明该钢不适用于大规范的焊接施工。此时，由于铁素体＋珠光体组织部分代替了针状铁素体，致使材料性能恶化。

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