劉 博， 王媛媛， 李 彬

（中車大同電力機(jī)車有限公司， 山西 大同 037000）

0 前 言

管道輸送是石油、 天然氣長距離輸送的主要方式， 為減少管線建設(shè)投資和運輸成本， 采用高壓、 大直徑、 高鋼級管線鋼管是石油、 天然氣長輸管道發(fā)展的必然趨勢[1-3]。 我國輸氣管道建設(shè)起步較晚， 隨著近年來西氣東輸和中俄東線管道的建設(shè)， X80 管線鋼管得到了大量應(yīng)用， 標(biāo)志著我國輸氣管道技術(shù)全面提升到一個新的高度[4]。

X100 和X120 管線鋼的應(yīng)用具有巨大的經(jīng)濟(jì)效益， 可節(jié)約油氣管道建設(shè)成本5%～18%， 主要體現(xiàn)在節(jié)約材料、 提高輸送壓力、 減少施工量和降低維護(hù)成本等方面[5-7]。 但是， X120 管線鋼的工業(yè)化應(yīng)用進(jìn)展緩慢， 主要原因之一是與之匹配的管道焊接技術(shù)相對滯后。 超高強(qiáng)管線鋼的含碳量較小， 焊接接頭不易產(chǎn)生冷裂紋， 氫致裂紋的敏感性降低， 有益于焊接[8]。 但X120 管線鋼具有很高的潔凈度、 均勻性和超細(xì)化的晶粒組織， 面臨的主要焊接難題是如何防止焊接熱影響區(qū)的晶粒粗化、 局部軟化與脆化， 如何實現(xiàn)焊縫金屬的晶粒細(xì)化與純凈化。 近年來， 行業(yè)學(xué)者通過采用多絲埋弧焊方法對X120 管線鋼進(jìn)行了焊接試驗， 發(fā)現(xiàn)最突出的問題是焊接熱影響區(qū)的粗晶區(qū)和兩相區(qū)韌性較低， 難以滿足工程要求[9]。由于激光-電弧復(fù)合焊的熱源能量密度集中、 熱輸入小， 因而熱影響區(qū)較小， 焊接接頭的力學(xué)性能優(yōu)異。 筆者采用激光-電弧復(fù)合焊工藝進(jìn)行X120 管線鋼的焊接試驗， 并對焊接接頭的組織與性能進(jìn)行分析與研究。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料采用的規(guī)格為120 mm×150 mm×14.5 mm 的X120 管線鋼， 其化學(xué)成分及力學(xué)性能見表1 和表2。 電弧焊采用Φ1.2 mm 的THG-80 實心焊絲， 其化學(xué)成分和熔敷金屬力學(xué)性能見表3 和表4。

表1 X120 管線鋼的化學(xué)成分 %

表2 X120 管線鋼的力學(xué)性能

表3 THG-80 焊絲的化學(xué)成分 %

表4 THG-80 焊絲熔敷金屬力學(xué)性能

1.2 試驗方法

激光-電弧復(fù)合焊的基本原理是將物理性質(zhì)和能量傳輸機(jī)制兩種截然不同的熱源復(fù)合在一起， 既充分發(fā)揮了兩種熱源各自的優(yōu)勢， 又相互彌補(bǔ)了各自的不足， 能夠提高焊接效率和焊縫質(zhì)量[10]， 激光-電弧復(fù)合焊接過程如圖1 所示。 試驗采用KUKA/KR30HA 型焊接機(jī)器人和IPG/YLS-4000 光纖激光器焊接設(shè)備對X120 管線鋼平板對接焊縫進(jìn)行多層多道焊， 焊接坡口形式如圖2 所示。 首道焊接采用純激光打底， 后續(xù)道次采用激光-電弧復(fù)合焊進(jìn)行填充， 復(fù)合焊接工藝參數(shù)見表5。 1#試樣為純激光打底焊， 2#試樣在1#試樣的基礎(chǔ)上增加第1 道填充焊， 3#試樣增加第2 道填充焊， 以此類推， 6#試樣完成第5 道填充后填滿坡口。

表5 X120 管線鋼激光-電弧復(fù)合焊接參數(shù)

圖1 激光-電弧復(fù)合焊接過程示意圖

圖2 管線鋼板激光-電弧復(fù)合焊接坡口示意圖

將焊接完成后的試樣進(jìn)行線切割， 截取所需金相試樣通過拋光處理后， 分別采用GX51型奧林巴斯顯微鏡和蔡司stemi2000-C 體視顯微鏡進(jìn)行焊縫輪廓和金相組織的觀察與分析，并對試樣進(jìn)行硬度檢測。 最后將直徑3 mm、厚度30～40 μm 的試樣放入MTP-1A 型磁力驅(qū)動雙噴電解減薄儀中進(jìn)行減薄后， 采用JEM-2100 型透射電子顯微鏡對試樣進(jìn)行顯微組織觀察。

2 試驗結(jié)果及分析

目前國內(nèi)外主要通過采取控軋控冷工藝生產(chǎn)高鋼級管線鋼， 在制管焊接的過程中， 焊縫的熱影響區(qū)普遍存在軟化現(xiàn)象[11]， 熱影響區(qū)組織和性能的一系列變化將直接影響管線鋼的質(zhì)量及性能[12]。 熱影響區(qū)粗晶區(qū)是焊接接頭最薄弱的部位， 在多層多道焊的每一道填充后， 焊縫的組織和性能都會發(fā)生顯著的變化， 因此，粗晶區(qū)的組織和性能是研究多層多道焊工藝的關(guān)鍵因素。

2.1 熱影響區(qū)光學(xué)顯微鏡（OM） 分析

2.1.1 不同線能量下熱影響區(qū)粗晶區(qū)的微觀組織

圖3 所示為不同線能量下熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織。 圖3 （a） 是1#試樣， 微觀組織為馬氏體+鐵素體； 圖3 （b） 是2#試樣， 微觀組織為鐵素體+馬氏體； 圖3 （c） 是4#試樣， 微觀組織為馬氏體+鐵素體+粒狀貝氏體； 圖3 （d） 是6#試樣， 微觀組織為鐵素體+馬氏體+大量粒狀貝氏體。 隨著線能量的提高， 晶粒尺寸不斷增大， 馬氏體的板條束寬度和束群寬度不斷增大， 同時馬氏體的自回火程度增強(qiáng)， 組織由馬氏體向粒狀貝氏體進(jìn)行轉(zhuǎn)化。

圖3 不同熱輸入下熱影響區(qū)粗晶區(qū)的微觀組織

2.1.2 多層多道焊接對熱影響區(qū)粗晶區(qū)的影響

圖4 為激光-電弧復(fù)合多層焊接時第3 層與第4層填充焊熱影響區(qū)相互作用。 圖5 所示為第3層與第4 層填充焊熱影響區(qū)不同位置微觀組織。 圖5 分別對應(yīng)圖4 中a～e 區(qū)域， a 區(qū)域微觀組織為馬氏體+針狀鐵素體， b 區(qū)域為針狀鐵素體+馬氏體，c 區(qū)域為馬氏體+針狀鐵素體+少量粒狀貝氏體， d區(qū)域微觀組織為少量馬氏體+少量針狀鐵素體+粒狀貝氏體， e 區(qū)域為大量粒狀貝氏體+鐵素體。

圖4 第3 層與第4 層填充焊熱影響區(qū)相互作用情況

圖5 第3 層與第4 層填充焊熱影響區(qū)不同位置的微觀組織

圖4 中， a 區(qū)域距離后一道填充較近， 其熱輸入更大， 晶粒尺寸與未進(jìn)行填充之前相比有所增大， 同時a 區(qū)域的冷卻速度較快， 因此顯微組織中馬氏體的含量較多。 從a～e 區(qū)域， 熱輸入逐漸減小， 在e 區(qū)域上， 等同于在原組織的基礎(chǔ)上進(jìn)行了回火處理， 使馬氏體分解， 形成粒狀貝氏體。

2.2 熱影響區(qū)透射電子顯微鏡（TEM） 分析

圖6 所示為通過透射電子顯微鏡觀察到的6#試樣接頭底部熱影響區(qū)組織。 通過圖6 （a） 可以發(fā)現(xiàn)， 熱影響區(qū)的組織主要為貝氏體-鐵素體（BF）， 其板條束的寬度為400～500 nm， 板條束呈平行排列分布， 邊界較為平直規(guī)整。 觀察板條束的內(nèi)部發(fā)現(xiàn)有高密度的位錯纏結(jié)， 且位錯纏結(jié)的程度較大。 通過圖6 （b） 可以發(fā)現(xiàn)， 板條束之間分布著第二相， 并且第二相呈現(xiàn)薄膜狀或針狀分布。

圖6 焊接接頭熱影響區(qū)TEM 分析結(jié)果

2.3 焊接接頭硬度分析

圖7 所示為不同線能量下焊接接頭的硬度分布情況， 測試位置為接頭上部的表層位置。 從圖7可以看出， 隨著線能量的不斷提升， 硬度值呈現(xiàn)下降趨勢， 線能量為2.8 kJ/cm 的1#試樣顯微硬度最大， 其值約為410 HV； 線能量為8.5 kJ/cm的6#試樣顯微硬度值最小， 約為355 HV。 主要原因可能是由于形成的板條馬氏體淬硬傾向大，隨著線能量的提升， 馬氏體轉(zhuǎn)化為硬度值較小的粒狀貝氏體。

圖7 不同線能量下焊接接頭的硬度分布

3 結(jié) 論

（1） X120 管線鋼激光-電弧復(fù)合焊中， 熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織主要為馬氏體+鐵素體+粒狀貝氏體， 同時隨著線能量的不斷提高， 晶粒尺寸不斷增大， 馬氏體板條束的寬度和束群的寬度不斷增大， 馬氏體的回火程度不斷加強(qiáng)。

（2） 在激光-電弧復(fù)合多層多道焊接中， 熔合線附近晶粒大小呈現(xiàn)梯度變化， 且在熔合線由上到下的區(qū)域， 由于冷卻速度的減緩和熱輸入的增加， 其組織也由馬氏體向粒狀貝氏體轉(zhuǎn)化。

（3） X120 管線鋼經(jīng)激光-電弧復(fù)合焊后， 焊接接頭硬度的峰值會隨著焊接線能量的增大而減小。 當(dāng)線能量為2.8 kJ/cm 時， 其硬度的峰值為410 HV； 線能量為8.5 kJ/cm 時， 其硬度的峰值為355HV。