胡 平，鄭 磊

（寶山鋼鐵股份有限公司研究院，上海201900）

熱輸入對管線鋼熱模擬焊縫粗晶熱影響區(qū)沖擊韌性的影響

胡 平，鄭 磊

（寶山鋼鐵股份有限公司研究院，上海201900）

為了研究不同熱輸入對管線鋼焊縫粗晶熱影響區(qū)沖擊韌性的影響，選用40～55 kJ/cm 4種不同焊接熱輸入量（對應(yīng)于t8/5=21～40 s）對管線鋼進行了熱模擬焊接試驗，并對不同焊接熱輸入下的焊縫沖擊韌性、沖擊斷口形貌進行了研究。研究結(jié)果顯示，隨著t8/5的增加，相變過程的冷速逐漸降低，導(dǎo)致相變形成的板條結(jié)構(gòu)寬化，M-A組元的寬度逐漸變粗（即短軸、長軸之比增大），尺寸增大且粗大的M-A組元在晶界上鏈接成串，從而降低了沖擊韌性；隨著t8/5的增加，韌脆轉(zhuǎn)變溫度升高；熱模擬峰值溫度一致且較高導(dǎo)致混晶，也是引起沖擊韌性降低和試驗值分散性較大的原因；沖擊斷口的SEM形貌觀察和能譜分析顯示，材料中形成的大尺寸Ti、Nb復(fù)合碳氮化物析出相，以及形成的鄰近兩個或多個Al2O3和CaS復(fù)合夾雜物可以成為誘發(fā)脆性解理斷裂的起裂源。

管線鋼；焊接熱輸入；沖擊韌性;粗晶熱影響區(qū)

Abstract:In order to study the effect of different welding heat input on pipeline steel thermal simulated weld seam coarse grain heat affected zone,selected 40～55 kJ/cm 4 kinds of welding heat input(namely the range of t8/5from 21 to 40 s)to conduct thermal simulation welding test,and studied weld impact toughness and fracture appearance morphology under different welding heat input.The results showed that as the t8/5increased,the cooling rate dropped gradually resulting in the coarsening of the lath structure.Moreover,the width of the M-A constitute increased(namely minor axis to major axis ratio increased)and agglomeration of coarse M-A constitutes along the grain boundaries both contribute to the decline of the impact toughness.With the t8/5extended,the ductile to brittle transition temperature was raised.Furthermore,inhomogeneous prior-austenite grain size caused by the high peak temperature during heating also led to the decreasing of the impact toughness and a large scatter of the impact toughness testing values.By means of SEM observation on the impact fractographs and EDS analysis on inclusions and precipitations,it is shown that large size carbonitride precipitation containing Ti and Nb and two or more Al2O3and CaS combined inclusions also can played a role as the initiation site of brittle cleavage fracture.

Key words:pipeline steel;welding heat input;impact toughness;coarse grain heat affected zone

天然氣常采用經(jīng)濟、安全的長距離高壓、大直徑直縫焊管來實現(xiàn)從氣源地到需求地的高效輸送，其安全性設(shè)計不僅要考慮鋼管母材的性能指標(biāo)，還需要在管線鋼進行合金成分設(shè)計時考慮到最終實現(xiàn)母材和焊接接頭強韌性的匹配，焊縫熔合線沖擊韌性是其中重要的性能指標(biāo)之一。

焊縫熔合線沖擊韌性除受焊接坡口形狀尺寸影響外，還主要與焊接后熔合線位置所得組織密切相關(guān)，而這一組織又與母材的成分、焊接過程熱輸入（或t8/5）有關(guān)。如在焊接工藝方面，為了開發(fā)出適合低溫服役的管線管，日本JFE公司設(shè)計了一種小直徑焊絲焊接填充法，可以在較低的熱輸入量下實現(xiàn)高的填充效率和電弧穿透深度，有效細(xì)化了熔合線粗晶區(qū)的晶粒尺寸，并改善了焊縫熔合線沖擊性能[1]。如成分影響方面，意大利CSM公司的研究結(jié)果表明，在X80管線鋼中增加0.07%～0.10%的Nb可以有效改善焊縫熔合線沖擊韌性，這主要與Nb可以細(xì)化熱影響區(qū)的貝氏體亞結(jié)構(gòu)有關(guān)[2]。澳大利亞臥龍崗大學(xué)的Frank Barbaro等人的研究結(jié)果也表明，X80管線鋼中增加0.058%～0.11%的Nb含量可以有效地控制粗晶熱影響區(qū)奧氏體晶粒的長大粗化，從而使較高Nb含量的材料可以適應(yīng)更高的熱輸入，并保證良好的焊縫熔合線沖擊韌性[3]。除了適當(dāng)增加Nb含量可以改善焊縫熔合線沖擊韌性外，日本新日鐵住金公司還采用了TiO/MgO等氧化物冶金技術(shù)形成晶內(nèi)鐵素體組織，從而使焊縫熱影響區(qū)的有效晶粒尺寸得到細(xì)化來改善韌性[4]。

因此，針對具體的管線鋼成分體系，有必要研究焊縫粗晶熱影響區(qū)韌性與焊接熱輸入的關(guān)系曲線，以得到適用的焊接工藝參數(shù)，保證獲得良好的韌性指標(biāo)。

雖然焊縫粗晶熱影響區(qū)的韌性受焊接熱輸入的影響，但不一定呈簡單的線性關(guān)系，與粗晶熱影響區(qū)所獲得組織的粗細(xì)和組織類型有關(guān)，較低的焊接熱輸入下冷速較快，馬氏體硬相多對韌性不利；較高的焊接熱輸入下冷速較慢，形成的組織亞結(jié)構(gòu)較粗大，且會形成多邊形鐵素體，對韌性不利[5]。

C-Mn-Cr-Mo-Nb系是目前國內(nèi)外生產(chǎn)X80管線鋼常用的一種成分體系，本研究針對該成分體系，在試驗室采用不同焊接熱輸入（或t8/5）對焊縫熔合線沖擊韌性的影響進行了研究。通過熱輸入量、組織、性能之間的規(guī)律性研究，以期確定適合該成分體系的焊接熱輸入（或t8/5），獲得優(yōu)良的焊縫熔合線沖擊性能，從而為焊接工藝進行優(yōu)化調(diào)整提供技術(shù)儲備。

1 試驗材料和方法

試驗用鋼取自一商業(yè)化管線鋼直縫焊管，并從焊管上截取，加工成11 mm×11 mm×55 mm矩形試樣。考慮到制管時直焊縫與厚板原材料的位向，試驗室取焊接熔合線沖擊熱模擬試樣時，試樣長度方向沿鋼管環(huán)向，試樣橫截面和縱截面分別平行于鋼管縱截面和橫截面，使試驗室焊縫位向與實際制管情況保持一致。試樣在接近鋼管原始1/2壁厚位置環(huán)向取樣，以便體現(xiàn)出鋼管材料焊接熔合線沖擊性能最薄弱位置。鋼管1/2壁厚位置由于對應(yīng)原始連鑄板坯中心厚度位置，一般偏析和夾雜物等級也最為嚴(yán)重。試驗用鋼的化學(xué)成分見表1。

表1 試驗用鋼的化學(xué)成分 %

將若干11 mm×11 mm×55 mm規(guī)格試樣在Gleeble 3800試驗機上進行焊縫熔合線熱模擬試驗，在平行于原始鋼管橫截面的試樣表面焊接溫度控制熱電偶。熱模擬加熱、保溫和冷卻工藝曲線如圖1所示。主要熱模擬工藝參數(shù)為：升溫速率500℃/s，加熱峰值溫度1 350℃，峰值保溫2 s，冷卻過程中采用4種不同的t8/5工藝獲得不同的試樣。對不同t8/5對應(yīng)的試樣進行顯微組織觀察、沖擊試樣加工和沖擊試樣測試。將沖擊試樣加工成V形缺口，即缺口開槽平行于原始鋼管橫截面。

圖1 焊接熱模擬過程熱循環(huán)曲線

將焊縫熔合線熱模擬處理后的試樣進一步加工成規(guī)格為10 mm×10 mm×55 mm的V形缺口沖擊試樣。沖擊測試標(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行ASTM A370，沖擊錘頭采用半徑8 mm的刀刃，沖擊功值取KV8。金相試樣采用4%硝酸酒精溶液進行腐蝕，在光學(xué)顯微鏡（OM）下進行顯微組織觀察分析。利用掃描電子顯微鏡（SEM）進行顯微組織觀察、沖擊試樣斷口宏觀形貌觀察和夾雜物起裂源的EDS能譜分析。

試樣取自直縫焊管的母材縱截面原始組織，如圖2所示。1/4厚度位置為貝氏體鐵素體+多邊形鐵素體組織，心部組織中貝氏體鐵素體含量增多，同時也含有少量多邊形鐵素體。心部組織較1/4厚度位置組織粗大，這主要是由于厚板軋制過程中變形量不同導(dǎo)致晶粒和組織細(xì)化程度不同。

圖2 試驗材料的母材顯微組織

2 試驗結(jié)果和分析

2.1 熱輸入大小對沖擊性能的影響

4種不同熱輸入工藝處理的試樣（t8/5=21 s、27 s、33 s和40 s）的系列溫度沖擊試驗結(jié)果見表2。其中，每種熱輸入工藝下共12個試樣，分別在0℃、-10℃、-20℃、-30℃進行測試。

表2 不同熱輸入下熱模擬試樣的系列沖擊韌性

圖3是根據(jù)表2中數(shù)據(jù)繪制的不同熱輸入工藝下的系列沖擊功曲線。根據(jù)沖擊功在試驗溫度下的分散程度，可以初步看出，t8/5=21 s時，韌脆轉(zhuǎn)變溫度在-10℃左右；t8/5=27 s、33 s和40 s時的韌脆轉(zhuǎn)變溫度在0℃或以上?？梢?，隨著t8/5的增大（即熱輸入增大），韌脆轉(zhuǎn)變溫度有所升高。

圖4是不同試驗溫度下沖擊功隨不同熱輸入工藝的變化曲線。從圖4可以看出，0℃的沖擊試驗溫度下，t8/5=21 s時的沖擊功均高于t8/5=27 s、33 s和40 s時的沖擊功，且沖擊功值穩(wěn)定。0℃的沖擊功呈現(xiàn)出隨t8/5增大（即熱輸入增大）而逐漸下降的趨勢，從t8/5=21 s時的均值286 J下降到27 s時的204 J，至33 s時下降到130 J。由于韌脆轉(zhuǎn)變溫度為0℃或以上，t8/5=27 s、33 s和40 s時的0℃沖擊功呈現(xiàn)出較大的分散性，均出現(xiàn)了3個平行試樣中有1個或2個極低單值的情況， 分別為17 J、 21 J、 27 J、 13 J和 18 J。

圖3 不同焊接熱輸入工藝（不同的t8/5）下的系列溫度沖擊功曲線

圖4 不同試驗溫度下的沖擊功與焊接熱輸入工藝（不同的t8/5）的關(guān)系曲線

-10℃試驗溫度下，t8/5=21 s時就呈現(xiàn)了沖擊功波動分散的特點，且-10℃的平均沖擊功也呈現(xiàn)出隨t8/5增大（即熱輸入增大）而逐漸下降的趨勢。由于在韌脆轉(zhuǎn)變溫度附近，不同t8/5工藝下沖擊功值存在波動，導(dǎo)致了-10℃沖擊功與t8/5的相關(guān)性不如0℃沖擊功明顯。t8/5=21 s、27 s、33 s時出現(xiàn)了極低單值15 J、39 J和18 J。

-20℃試驗溫度下，同樣由于在韌脆轉(zhuǎn)變溫度附近，不同t8/5工藝下沖擊功值存在波動，導(dǎo)致了-20℃沖擊功與t8/5的相關(guān)性不明顯。t8/5=21 s、27 s、40 s時出現(xiàn)了極低單值39 J、13 J、49 J和69 J。

-30℃的沖擊試驗溫度下，除t8/5=40 s時存在一個沖擊功較高值（167 J）外，不同t8/5工藝下的-30℃沖擊功單值均較低，均小于63 J，已經(jīng)進入沖擊功轉(zhuǎn)變曲線的下平臺區(qū)域。

綜上可以看出，對于該成分的管線鋼材料，如果在直縫焊管焊接過程中，采用t8/5=21 s的焊接熱輸入工藝，模擬焊接熔合線粗晶區(qū)應(yīng)可以在0℃及以上具備較好的沖擊功性能。但隨著t8/5的增大或試驗溫度的降低，沖擊功均存在顯著波動，存在極低的單值。

2.2 顯微組織對沖擊性能的影響

圖5～圖7為不同熱輸入工藝（不同的t8/5）下的顯微組織金相照片。圖8和圖9為顯微組織的SEM照片。

圖5 不同焊接熱輸入工藝（不同的t8/5）下的顯微組織金相照片（200×）

圖6 不同焊接熱輸入工藝（不同的t8/5）下的顯微組織金相照片（500×）

圖7 不同焊接熱輸入工藝（不同的t8/5）下的顯微組織金相照片（1 000×）

圖8 不同焊接熱輸入工藝（不同的t8/5）下的顯微組織SEM照片（500×）

由圖5可以看出，不同熱輸入工藝下，組織的晶粒度無明顯規(guī)律性變化。分析認(rèn)為晶粒度主要與加熱峰值溫度和該溫度下的停留時間有關(guān)，奧氏體晶粒主要在峰值溫度停留期間發(fā)生快速長大。因此，晶粒度不是引起不同熱輸入工藝下沖擊功差異的主要原因。但需要注意的是，由于試驗過程的峰值加熱溫度較高（為1 350℃），各處晶界的析出相釘扎情況不一，溶解也有先后，導(dǎo)致奧氏體晶粒長大的快慢和程度不一，造成混晶[6]。本試驗中各t8/5工藝下的晶粒尺寸大小約為50～150 μm?；炀ЫM織的形成也是造成沖擊性能下降和沖擊性能分散波動的原因。

由圖6可以看出，隨著t8/5的增加，板條結(jié)構(gòu)或亞結(jié)構(gòu)逐漸寬化。分析認(rèn)為板條結(jié)構(gòu)的尺寸大小主要與相變過程的冷速有關(guān)。隨著t8/5的增加，相變過程的冷速逐漸降低，導(dǎo)致相變形成的板條結(jié)構(gòu)寬化，組織的粗化會降低沖擊韌性。

圖9 不同焊接熱輸入工藝（不同的t8/5）下的顯微組織SEM照片（1 000×）

由圖7可以看出，隨著t8/5的增加，M-A組元的寬度逐漸變粗（即短軸長軸比變大），尺寸增大。粗大的M-A組元在晶界上鏈接成串，這種狀態(tài)的M-A組元降低了沖擊韌性[7]。M-A組元的形成過程與擴散密切相關(guān)：冷卻相變過程中已轉(zhuǎn)變的貝氏體組織中過飽和的碳向未轉(zhuǎn)變的奧氏體中擴散，由于未轉(zhuǎn)變奧氏體中碳含量增加，使得未轉(zhuǎn)變奧氏體的淬透性提高，在冷至室溫后未轉(zhuǎn)變的過冷奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)镸-A組元[8]。隨著t8/5的增加，貝氏體相變過程中碳有更多時間向未轉(zhuǎn)變的奧氏體中擴散，從而使富碳奧氏體的面積增大，至室溫后即顯示為M-A組元的尺寸增大。

另外，晶內(nèi)的M-A組元的形態(tài)也隨t8/5發(fā)生變化，隨著t8/5的增加，貝氏體組織逐漸由板條貝氏體向粒狀貝氏體變化，板條結(jié)構(gòu)發(fā)生寬化甚至消失。亞結(jié)構(gòu)形態(tài)的變化也對亞結(jié)構(gòu)界面間的M-A組元的形態(tài)產(chǎn)生連帶影響。冷速較快時，短程擴散，亞結(jié)構(gòu)呈板條狀，則M-A組元多呈長條的片狀；冷速較慢時，擴散距離變長，亞結(jié)構(gòu)板條寬化甚至呈等軸狀，則M-A組元多呈島狀或粒狀。

晶界M-A組元均呈島狀或粒狀，但隨著t8/5的增加，t8/5從21 s延長至27 s，晶界上的M-A組元尺寸增大，粗大的M-A組元數(shù)量也增多，引起材料的脆化。

2.3 脆性斷口SEM照片

挑選脆性斷口進行SEM觀察分析，包括觀察斷口解理單元大小、起裂源是否為夾雜物或大顆粒析出相等，目的在于發(fā)現(xiàn)引起脆性斷裂的原因。挑選的脆性斷口試樣為t8/5=21 s、27 s和40 s在-20℃下，以及t8/5=33 s在-30℃下的韌性值低的沖擊斷口。因t8/5=-33 s在-20℃下無脆性斷口試樣，以-30℃脆性斷口試樣替代。

圖10為不同t8/5時低韌性沖擊試樣脆性起裂位置SEM照片。觀察SEM照片結(jié)果顯示，所挑選的4個脆性斷口試樣除了t8/5=21 s、-20℃時起裂源位置未有明顯發(fā)現(xiàn)外，其余沖擊試樣均是在夾雜物或大顆粒析出相位置起裂。

圖11是圖10起裂源位置處的夾雜物或大顆粒析出相的能譜分析結(jié)果。其中，t8/5=27 s、-20℃的沖擊試樣，能譜顯示起裂源為Ti、Nb的復(fù)合碳氮化物析出相；t8/5=33 s、-30℃的沖擊試樣，能譜顯示起裂源為Ti、Nb的復(fù)合析出相和含有Al、Mg的CaS夾雜物；t8/5=40 s、-20℃的沖擊試樣，起裂源位置有2個夾雜物，位置1和位置2的能譜顯示2個夾雜物均為Al2O3和CaS的復(fù)合夾雜物。

綜合上面分析，通過對典型的低韌性脆性斷口進行SEM觀察，結(jié)果顯示：大尺寸的Ti、Nb碳氮化物析出相或相鄰較近的兩個或多個Al2O3和CaS復(fù)合夾雜物均可以成為誘發(fā)低溫脆性開裂的起裂源。

圖10 韌性值低的沖擊試樣的脆性起裂位置SEM照片

2.4 非金屬夾雜物分析

采用ASTM E45標(biāo)準(zhǔn)方法A對試驗用材料進行非金屬夾雜物評價。

對光學(xué)顯微鏡下觀察到的夾雜物進行能譜分析，結(jié)果如圖12所示。從圖12可以看出，顯示觀察到的夾雜物主要為Al2O3和CaS的復(fù)合夾雜物，部分夾雜物還含有少量Mg，這與圖11（d）和圖11（e）的沖擊斷口起裂源分析結(jié)果吻合。由于管線鋼采用Ca處理對夾雜物進行改性[9-10]，觀察到夾雜物心部應(yīng)該為Al2O3，外圍包裹CaS，絕大部分夾雜物形狀呈球狀。

圖11 起裂源位置夾雜物SEM照片或大尺寸析出相的能譜分析結(jié)果

圖12 夾雜物的SEM形貌和能譜分析結(jié)果

3 結(jié) 論

（1）焊接熱輸入對模擬焊縫熔合線粗晶區(qū)組織的影響。由于峰值加熱溫度相同，不同的焊接熱輸入（即不同的t8/5）主要影響冷卻過程中的相變，對原奧氏體晶粒大小差異無明顯影響。但由于峰值加熱溫度較高，晶界上析出相的釘扎和溶解程度不一，晶粒長大程度不一，不同t8/5工藝下會形成混晶組織，從而降低沖擊韌性和引起沖擊韌性出現(xiàn)分散波動。隨著t8/5的增加，相變過程的冷速逐漸降低，導(dǎo)致相變形成的板條結(jié)構(gòu)寬化，從而降低沖擊韌性；M-A組元的寬度逐漸變粗 （即短軸長軸比變大），尺寸增大，粗大的M-A組元在晶界上鏈接成串，降低了沖擊韌性。

（2）焊接熱輸入對模擬焊縫熔合線粗晶區(qū)沖擊韌性的影響。對于當(dāng)前成分的試驗材料，采用t8/5=21 s的焊接熱輸入工藝，模擬焊接熔合線粗晶區(qū)可以在0℃及以上具備較好的沖擊功性能，即韌脆轉(zhuǎn)變溫度約在-10℃。但隨著t8/5的增大，或沖擊試驗溫度降低，沖擊功均存在顯著波動，存在極低的單值，即t8/5>21 s，韌脆轉(zhuǎn)變溫度在0℃或以上。

（3）脆性解理斷裂的起裂源。通過對沖擊斷口的SEM形貌觀察和能譜分析可知，材料中形成的大尺寸的Ti、Nb復(fù)合碳氮化物析出相以及形成的相鄰較近的兩個或多個Al2O3和CaS復(fù)合夾雜物可以成為誘發(fā)脆性解理斷裂的起裂源。

（4）母材的夾雜物分析。光學(xué)和SEM下觀察到的夾雜物主要為Al2O3和CaS復(fù)合夾雜物，部分夾雜物還含有少量Mg。采用ASTM E45標(biāo)準(zhǔn)方法A對試驗材料進行非金屬夾雜物的評價，級別為D類細(xì)系1.5級。夾雜物觀察結(jié)果與沖擊斷口起裂源分析結(jié)果一致。

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Effect of Welding Heat Input on Impact Toughness of Pipeline Steel Thermal Simulated Weld Seam Coarse Grain Heat Affected Zone

HU Ping，ZHENG Lei
（Research Institute,Baoshan Iron and Steel Co.,Ltd.,Shanghai 201900,China）

TG407

A

10.19291/j.cnki.1001-3938.2017.06.002

2017-02-20

編輯：黃蔚莉

胡 平（1985—），男，江西新余人，博士，高級工程師，現(xiàn)主要從事高性能高等級鋼管產(chǎn)品技術(shù)研究及工藝開發(fā)工作。