李澤宇，徐連勇，郝康達(dá)，趙雷，荊洪陽

(1.天津大學(xué)，天津，300350；2.天津市現(xiàn)代連接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津，300350)

0 序言

鋼懸鏈立管(steel catenary riser，SCR)成本低，且對浮體運(yùn)動以及高壓環(huán)境具有較大的適應(yīng)性，是深水開發(fā)的首選立管形式[1].其中，接頭質(zhì)量是保證鋼懸鏈立管服役安全的關(guān)鍵.

鋼懸鏈立管材料通常是API-5L-X60 和X65 鋼，但為了適應(yīng)更深水深對于立管質(zhì)量減輕的現(xiàn)實(shí)需要，X70 和X80 的應(yīng)用也已經(jīng)逐漸成為趨勢[2].鋼懸鏈立管通常采用手工電弧焊(SMAW)、埋弧焊(SAW)、氣體保護(hù)焊(GMAW)等焊接工藝，但電弧焊接熱輸入大，接頭處容易出現(xiàn)組織粗大、性能不均和輪廓不連續(xù)等問題，是發(fā)生失效的最薄弱部位[3-4]，且其生產(chǎn)效率較低、變形大[5-6].激光-電弧復(fù)合焊通過將激光熱源和電弧熱源結(jié)合起來，相較于電弧焊具有更小的焊接熱輸入和焊接變形、更高的焊接效率以及更強(qiáng)的組織和性能調(diào)控能力[7-9]，是當(dāng)前最具前景的熔焊技術(shù)之一[10].

石庭深等人[11]對比了X80 管線鋼電弧焊和激光-電弧復(fù)合焊工藝，發(fā)現(xiàn)在相同焊接速度下，復(fù)合焊熔深較電弧焊提高5 倍.Yin 等人[12]針對X80管線鋼開展激光-電弧復(fù)合焊接，發(fā)現(xiàn)熱影響區(qū)MA 組分的分布較電弧焊更為分散.劉博等人[13]針對X120 管線鋼開展多層多道的激光-電弧復(fù)合焊工藝，接頭硬度分布均勻，未出現(xiàn)軟化區(qū).

綜上所述，激光-電弧復(fù)合焊能夠提高管線鋼焊接效率及焊接接頭的性能，但在厚板焊接過程中容易產(chǎn)生側(cè)壁未熔合[14].而引入激光掃描可擴(kuò)大焊接熔池范圍，有效避免側(cè)壁未熔合缺陷.同時，激光掃描能夠增強(qiáng)對熔池的攪拌作用，促進(jìn)熔池非自發(fā)形核，達(dá)到細(xì)化晶粒、提高焊接接頭強(qiáng)韌性的效果[15-17].Cai 等人[18]發(fā)現(xiàn)激光掃描復(fù)合焊接可以優(yōu)化高強(qiáng)鋼焊縫中柱狀晶的生長方向，并提高焊縫沖擊韌性約31.4%.陳新亞等人[19]也發(fā)現(xiàn)通過激光掃描可實(shí)現(xiàn)高強(qiáng)鋼焊縫根部成形優(yōu)化，避免了因柱狀晶相對生長造成的低熔點(diǎn)雜質(zhì)偏聚，焊縫沖擊韌性可提升30%.

激光掃描復(fù)合焊接在鋼懸鏈立管焊接中少有研究，因此文中針對X80 管線鋼開展熔化極活性氣體保護(hù)電弧焊(MAG)和激光掃描-MAG 電弧復(fù)合焊(OLAHW)工藝試驗(yàn)，引入激光束掃描提高工藝適應(yīng)性，改善組織并提高力學(xué)性能，相關(guān)結(jié)果對于立管的高質(zhì)高效焊接具有一定的工程和理論意義.

1 試驗(yàn)方法

母材選用厚度16 mm，長寬均為200 mm 的X80 管線鋼板材，焊絲選用直徑1.2 mm 的JM-58 型焊絲，化學(xué)成分如表1 所示.坡口尺寸如圖1所示，打底層采用激光焊接，然后采用電弧焊和激光-電弧復(fù)合焊進(jìn)行后續(xù)填充.

圖1 焊接坡口示意圖 (mm)Fig.1 Schematic diagram of welding groove

表1 母材和焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical composition of base metal and welding wire

如圖2 所示，試驗(yàn)平臺由IPG YLS-10000 型光纖激光器、Scanlab 掃描振鏡、KUKA KR60HA 六軸工業(yè)機(jī)器人和Fronius Advanced 4000 CMT 焊機(jī)組成.在激光焊和激光-電弧復(fù)合焊中，芯徑200 μm的光纖經(jīng)準(zhǔn)直鏡準(zhǔn)直后反射進(jìn)入振鏡實(shí)現(xiàn)二維掃描，然后經(jīng)f-θ場鏡到達(dá)工件表面，準(zhǔn)直鏡和場鏡的焦距分別為150 和250 mm.復(fù)合焊接頭采用旁軸復(fù)合形式，焊槍與水平方向的夾角為60°，焊絲伸出長度13 mm (焊絲從導(dǎo)電嘴末端到板面的距離)，光絲間距2 mm (板面上焊絲中心與光斑中心之間的距離).焊接保護(hù)氣體采用82% Ar+18% CO2，氣體流量20 L/min.打底層激光焊工藝參數(shù)為激光功率3.2 kW，離焦量+25 mm，焊接速度10 mm/s；后續(xù)填充層焊接工藝參數(shù)分別如表2 和表3 所示.

表2 MAG 填充層焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding process parameters of MAG

表3 OLAHW 填充層焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding process parameters of OLAHW

圖2 試驗(yàn)平臺示意圖Fig.2 Schematic diagram of test platform

焊接完成后，切取焊接接頭金相、電子背散射衍射(EBSD)、拉伸、硬度和沖擊試樣.金相試樣經(jīng)打磨和拋光后，采用4%硝酸酒精溶液浸蝕10 s，借助OLYMPUS-GX51 光學(xué)顯微鏡和蔡司sigma 300掃描電鏡觀察其宏觀形貌和金相組織；EBSD 試樣采用5%高氯酸酒精溶液進(jìn)行電解拋光，電解電壓為20 V，電解時間20 s，然后借助BRUKER e-FlashFS探頭進(jìn)行EBSD 觀察.拉伸試驗(yàn)依據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 228.1—2010 在DDL300 電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，加載速率為0.375 mm/min；沖擊試驗(yàn)采用JBS-300B 數(shù)顯自動沖擊試驗(yàn)機(jī)，測試溫度為-20℃，測試標(biāo)準(zhǔn)依據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 2650—2008；顯微硬度采用SVD-432TS 型自動轉(zhuǎn)塔數(shù)字顯示維氏硬度計(jì)進(jìn)行測試，載荷為98 N，加載時間15 s.

2 結(jié)果分析

2.1 焊接接頭宏觀形貌

MAG 和OLAHW 接頭宏觀形貌如圖3 所示.打底層平整均勻，兩種填充工藝下焊接接頭均無氣孔、夾渣和裂紋缺陷.除打底層外，MAG 接頭由4 層7 道組成，OLAHW 接頭則由5 層9 道組成.整體而言，雖然OLAHW 多了兩個道次，但由于更快的焊接速度，單純焊接用時由4.7 min 降低到3.6 min，焊接效率提高了23.4%.焊接接頭熱影響區(qū)由粗晶區(qū)(CGHAZ)、細(xì)晶區(qū)(FGHAZ)和臨界晶區(qū)(ICHAZ)組成.其中，熱影響區(qū)粗晶區(qū)是熱影響區(qū)中加熱溫度最高的區(qū)域，其受熱后的形成溫度約為1 100～ 1 350 ℃，在此溫度范圍內(nèi)管線鋼材料不會熔化，但是遠(yuǎn)高于鋼材的奧氏體化溫度，同時焊接過程的連續(xù)加熱條件下該區(qū)域的奧氏體晶粒長大具有熱慣性，使得粗晶區(qū)形成粗大晶粒并保留至室溫狀態(tài)，導(dǎo)致脆化現(xiàn)象和裂紋的形成，是焊接接頭力學(xué)性能的薄弱點(diǎn).因此，后續(xù)組織分析主要針對焊縫區(qū)和熱影響區(qū)粗晶區(qū)展開.

圖3 X80 接頭宏觀形貌Fig.3 Macro morphology of X80 joint.(a) MAG joint;(b)OLAHW joint;(c) typical morphology of heat affected zone

2.2 焊接接頭微觀組織

焊接接頭的微觀組織如圖4 所示.對于焊縫區(qū)，無論是MAG 工藝還是OLAHW 工藝，其組織均由細(xì)小的針狀鐵素體(AF)和少量多邊形鐵素體(PF)組成.其中，MAG 接頭由于大熱輸入，其焊縫區(qū)晶粒更為粗大，AF 含量相對較少，且焊縫中出現(xiàn)體積較大的硬質(zhì)相馬氏體-奧氏體(M-A)組元.相對而言，OLAHW 由于更小的焊接熱輸入和更快的焊接冷卻速度，以及激光束掃描的促進(jìn)形核作用，AF 晶粒以及M-A 組元更為細(xì)小.對于熱影響區(qū)粗晶區(qū)，該區(qū)域晶界清晰，以粗大的板條貝氏體(LB)和粒狀貝氏體(GB)為主，并分布有粗大片狀M-A組元.

圖4 X80 焊接接頭顯微組織Fig.4 Microstructure of X80 welded joint.(a) microstructure of weld zone in MAG welding;(b) microstructure of coarse grain zone in MAG welding;(c) microstructure of weld zone in OLAHW welding;(d) microstructure of coarse grain zone in OLAHW welding

2.3 焊接接頭的EBSD 分析

如圖5 所示，MAG 焊縫區(qū)和熱影響區(qū)粗晶區(qū)的平均晶粒尺寸經(jīng)統(tǒng)計(jì)分別為9.4 和16.2 μm.得益于更小的焊接熱輸入和激光束對熔池的攪拌作用，OLAHW 焊縫區(qū)和熱影響區(qū)粗晶區(qū)的平均晶粒尺寸分別為7.6 和8.2 μm，較MAG 接頭對應(yīng)區(qū)域尺寸大幅減小，特別是熱影響區(qū)粗晶區(qū)尺寸僅為MAG 接頭的一半.

圖5 X80 焊接接頭EBSD 結(jié)果Fig.5 EBSD results of X80 welded joint.(a) IPF and KAM diagram of weld zone in MAG welding;(b) IPF and KAM diagram of coarse grain zone in MAG welding;(c) average grain size;(d) IPF and KAM diagram of weld zone in OLAHW welding;(e) IPF and KAM diagram of coarse grain zone in OLAHW welding;(f) average KAM value

IPF (inverse pole figure)圖左下角為焊縫區(qū)和熱影響區(qū)粗晶區(qū)的KAM (kernel average misorientaion)圖.KAM 是一種局部取向差，是晶粒內(nèi)部某一點(diǎn)與其相鄰的點(diǎn)之間取向差的平均值，顏色越深代表取向差越大，通常被用來估算材料內(nèi)部的殘余應(yīng)變和塑性變形.取向差的平均值隨著材料變形量的增加而升高，通過統(tǒng)計(jì)不同區(qū)域的平均取向差發(fā)現(xiàn)，受焊接過程中奧氏體晶?？焖匍L大的焊縫和母材的約束，MAG 焊和OLAHW 最大取向差都出現(xiàn)在粗晶區(qū)，分別為1.19°和1.32°，MAG 焊塑性變形較OLAHW 大.

2.4 焊接接頭力學(xué)性能

2.4.1 焊接接頭的顯微硬度

如圖6 所示，無論是焊縫區(qū)還是熱影響區(qū)，其顯微硬度值均高于母材的231 HV10.因?yàn)榱钬愂象w的存在，焊接接頭顯微硬度峰值均位于熱影響區(qū)粗晶區(qū).由于硬度主要受顯微組織類型(馬氏體、貝氏體、鐵素體等)的影響[20]，而通過顯微組織觀察(圖4)發(fā)現(xiàn)兩種工藝下組織類型基本一致，導(dǎo)致焊縫區(qū)和熱影響區(qū)平均顯微硬度基本一致，均保持在250 HV10 左右.但OLAHW 焊接接頭的硬度變化相對MAG 接頭更平緩、硬度值波動較小尤其是焊縫內(nèi)部硬度分布較為均勻.

圖6 X80 焊接接頭顯微硬度Fig.6 Microhardness of X80 welded joint.(a) hardness distribution of MAG welded joint;(b) hardness distribution of OLAHW welded joint;(c) average hardness of welded joint

2.4.2 焊接接頭的拉伸性能

焊接接頭的拉伸試驗(yàn)結(jié)果如圖7 所示，兩種填充工藝下的焊接接頭拉伸斷裂位置均位于母材，并出現(xiàn)了明顯的頸縮.MAG 接頭抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和斷后伸長率分別為662,617 MPa 和15.1%.相對而言，OLAHW 接頭抗拉強(qiáng)度(691 MPa)基本接近母材水平，屈服強(qiáng)度(643 MPa)較母材提高7.9%，斷后伸長率(17.7%)達(dá)到母材的75.8%.

圖7 X80 拉伸試驗(yàn)結(jié)果Fig.7 X80 tensile test results

2.4.3 焊接接頭的沖擊性能

接頭沖擊性能如圖8 所示.在-20 ℃的環(huán)境下，母材的沖擊吸收能量大于300 J，焊接接頭經(jīng)過熱循環(huán)后熱影響區(qū)組織和焊縫的沖擊吸收能量與母材相比明顯減小，這是由于焊接接頭在快速加熱和冷卻過程中晶粒尺寸長大且容易產(chǎn)生硬脆組織(M-A 組元，如圖4 所示)，更易誘發(fā)冷裂紋萌生與擴(kuò)展，成為焊接接頭韌性較低的地方.MAG 接頭熱影響區(qū)和焊縫區(qū)沖擊吸收能量分別為169 和153 J，OLAHW 接頭熱影響區(qū)和焊縫區(qū)沖擊吸收能量分別為277 和217 J.OLAHW 接頭熱影響區(qū)和焊縫區(qū)沖擊吸收能量相較MAG 接頭分別提高了64%和42%.

圖8 X80 焊接接頭沖擊吸收能量Fig.8 Impact energy of X80 welded joint

如圖9 所示，母材的沖擊斷口表現(xiàn)為明顯的韌性斷裂特征，斷口表面存在大而深的韌窩.對于MAG 填充接頭，其熱影響區(qū)和焊縫區(qū)斷口表面均表現(xiàn)為以韌窩為主，并包含少量解理小平面或河流狀花紋的準(zhǔn)解理斷裂模式.對于OLAHW 填充接頭，其熱影響區(qū)和焊縫區(qū)斷口表面則均表現(xiàn)為典型的包含大量密集分布韌窩的韌性斷裂模式，其韌窩相對于母材斷口表面小而淺.

圖9 X80 沖擊斷口微觀形貌Fig.9 Microstructure of X80 impact fracture.(a) base metal;(b) heat affected zone of MAG joint;(c) weld zone of MAG joint;(d) heat affected zone of OLAHW joint;(e) weld zone of OLAHW joint

結(jié)合前文組織分析可以得知，對于MAG 填充接頭，因?yàn)檩^大的焊接熱輸入，焊縫表現(xiàn)為較少的AF 含量和粗大的片狀M-A 組元，由于缺少AF 的協(xié)調(diào)變形，在外力作用下M-A 組元附近容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，使變形難以繼續(xù)進(jìn)行，當(dāng)該處應(yīng)力超過臨界應(yīng)力時，在M-A 組元或者是M-A 組元與基體界面處形成微裂紋，使材料的韌性降低[21].對于OLAHW 填充接頭，因?yàn)楦〉暮附訜彷斎胍约凹す馐鴮θ鄢氐臄嚢枳饔煤蛯Ξ愘|(zhì)形核的促進(jìn)作用，焊縫表面為細(xì)小的M-A 組元以及交叉分布的AF.在外力作用下M-A 組元附近的應(yīng)力集中程度可以在AF 的協(xié)調(diào)變形作用下有效降低，從而改善焊縫韌性.

3 結(jié)論

(1)采用激光焊打底，MAG 焊和激光掃描-電弧復(fù)合焊(OLAHW)填充的方式，獲得了無氣孔、夾渣和裂紋缺陷的X80 管線鋼接頭，其中，OLAHW工藝焊接效率較MAG 工藝提高23.4%.

(2) MAG 填充和OLAHW 填充下焊縫組織均主要由針狀鐵素體(AF)和M-A 組元組成，MAG焊縫區(qū)和熱影響區(qū)粗晶區(qū)的平均晶粒尺寸分別為9.4 和16.2 μm，OLAHW 工藝因?yàn)楦〉暮附訜彷斎牒透斓暮附永鋮s速度，以及激光束掃描的促進(jìn)形核作用，其熔合區(qū)和熱影響區(qū)粗晶區(qū)平均晶粒尺寸分別降低至7.6 和8.2 μm，降低了19%和49%.

(3)兩種工藝下焊縫區(qū)和熱影響區(qū)平均顯微硬度基本一致，OLAHW 焊接接頭的硬度變化相對MAG 接頭更平緩、硬度值波動較小.由于交叉AF 和細(xì)小M-A 組元的存在，OLAHW 填充接頭熱影響區(qū)和焊縫區(qū)沖擊吸收能量較MAG 填充接頭分別提高了64%和42%.