何小東，楊耀彬，陳越峰，張永青

(1.中國(guó)石油集團(tuán)工程材料研究院有限公司,石油管材及裝備材料服役行為與結(jié)構(gòu)安全國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,西安,710077；2.國(guó)際焊接研究中心,西安,710077；3.中信金屬股份有限公司,北京,100004)

0 序言

鈮微合金化高強(qiáng)度鋼應(yīng)用歷史已達(dá)70 多年[1].特別是在20 世紀(jì)80 年代早期，人們加入鈮來設(shè)計(jì)新一代高強(qiáng)度低合金鋼[2]，充分利用鈮的固溶和析出行為，結(jié)合熱機(jī)械軋制工藝，達(dá)到細(xì)化晶粒、控制相變和析出強(qiáng)化的效果，從而獲得高強(qiáng)度、高韌性的鋼材，如X80 管線鋼.在隨后的焊接過程中，根據(jù)焊接工藝的不同，含鈮管線鋼熱影響區(qū)(heataffected zone,HAZ)經(jīng)歷了一系列的奧氏體形成和分解循環(huán)，尤其是在臨界再熱影響區(qū)(inter-critically reheated HAZ，ICHAZ)奧氏體的部分形成和分解導(dǎo)致了微觀組織的復(fù)雜性.因此，X80 管線鋼熱影響區(qū)的微觀組織演化受基體中Nb 含量的強(qiáng)烈影響[3].

焊接熱影響區(qū)的微觀組織和韌性是影響高鋼級(jí)的油氣管道完整性的重要因素.雖然X80 高強(qiáng)度管線鋼具有良好的抗延性斷裂能力，但焊接過程中形成的熱影響區(qū)，尤其是粗晶區(qū)(coarse-grained heat -affected zone,CGHAZ)，其微觀組織分布不均勻，且具有高的局部化特征，使得該區(qū)域力學(xué)性能變差，容易形成誘發(fā)裂紋的局部脆性區(qū)，是整個(gè)焊接結(jié)構(gòu)的薄弱地帶.參考文獻(xiàn)[4]研究認(rèn)為，對(duì)于含Nb 量為0.1%的X80 管線鋼，雖然熱影響區(qū)原始奧氏體晶粒的平均尺寸不會(huì)隨熱輸入增加而過于粗大，但當(dāng)熱輸入高于40 kJ/cm 時(shí)，會(huì)使得原始奧氏體晶粒內(nèi)粒狀貝氏體的晶體取向選擇過于單一，大角晶界(大于15°) 密度會(huì)明顯降低，有效晶粒尺寸較大，馬氏體?奧氏體組元(M-A)也由于熱輸入量過大而明顯粗化，從而導(dǎo)致熱影響區(qū)粗晶區(qū)韌性明顯降低.Teixeira 等人[5]研究了高強(qiáng)鋼熱影響區(qū)的組織梯度對(duì)焊接接頭不穩(wěn)定斷裂行為的影響，認(rèn)為粗晶區(qū)微觀組織基本由粗貝氏體組成，并在大的原始奧氏體晶粒的晶界處有少量馬氏體和先共析鐵素體.隨著預(yù)制疲勞裂紋前緣侵入CGHAZ，其韌性明顯下降.文獻(xiàn)[6] 通過試驗(yàn)和3D 有限元模擬，研究了焊接熱模擬X80 管線鋼在不同溫度下的斷裂韌度，認(rèn)為隨著溫度降低斷裂韌性減小，并使鋼材由韌性性斷裂向脆性斷裂轉(zhuǎn)變，不同溫度下測(cè)得的裂紋尖端張開位移值均具有一定的分散性，且分散程度隨溫度升高而增大.袁軍軍等人[7]認(rèn)為沖擊試樣的取樣位置、缺口尖端組織狀態(tài)和缺陷等因素對(duì)X70 管線鋼藥芯焊絲多層多道焊接頭沖擊性能的穩(wěn)定性有一定影響，且試樣缺口處柱狀晶所占比例和粗大晶粒是導(dǎo)致沖擊韌性出現(xiàn)波動(dòng)和低值的主要原因.管線鋼熱影響區(qū)微觀組織及其性能還受焊接熱輸入量、其它合金元素和碳當(dāng)量的影響.Mohammadijoo 等人[8]研究發(fā)現(xiàn)，X70 管線鋼熱影響區(qū)軟化程度隨著Mo，Mn，Ti，N 和碳當(dāng)量的增加逐漸減小，但合金的添加對(duì)HAZ 韌性產(chǎn)生了不利影響，尤其是對(duì)填充焊和蓋面焊熱影響區(qū)的影響.文獻(xiàn)[9]采用熱模擬試樣研究了鈮微合金鋼焊接熱影響粗晶區(qū)的微觀組織組成，主要相為含有大量M-A 的粒狀貝氏體，并利用原子探針斷層掃描技術(shù)，研究了鈮在原始奧氏體晶界(prior austenite grain boundary，PAGB)、鐵素體/MA 界面和鐵素體晶界的分布，結(jié)果表明，Nb 在鐵素體/M-A 界面處富集最明顯，Nb 偏析降低了PAGB的吉布斯能.原始奧氏體晶界處Nb 的強(qiáng)偏析可以有效地防止高溫時(shí)奧氏體晶粒的生長(zhǎng)，而鐵素體/M-A 界面處Nb 偏析可以抑制冷卻時(shí)貝氏體、鐵素體的生長(zhǎng)，進(jìn)一步解釋了焊接后含Nb 微合金鋼中貝氏體組織較細(xì)的原因，Nb 原子與空位的結(jié)合能預(yù)測(cè)結(jié)果也表明焊接熱循環(huán)對(duì)Nb 的偏析是非平衡機(jī)制所致.

采用熔化極氣體保護(hù)焊與手工焊條電弧焊的實(shí)焊方法，進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)，且利用高溫激光共聚焦顯微鏡觀察微觀組織結(jié)構(gòu)，研究不同Nb 含量X80 鋼管在低熱輸入和較高熱輸入下環(huán)焊縫HAZ 的微觀組織與性能，為高強(qiáng)度管線鋼的成分優(yōu)化設(shè)計(jì)與焊接工藝選擇提供了試驗(yàn)依據(jù).

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料選用了含鈮量為0.055%和0.075%的X80 直縫埋弧焊鋼管，鋼管直徑為1 219 mm，壁厚為22 mm.兩種鈮含量鋼管分別標(biāo)記為N055 和N075，具體化學(xué)成分和焊接冷裂紋敏感系數(shù)(CEPcm)見表1.N055 和N075 管體縱向的拉伸屈服強(qiáng)度分別為567 MPa 和565 MPa，抗拉強(qiáng)度分別為645 MPa 和689 MPa，斷后伸長(zhǎng)率分別為21%和25%，N055 和N075 管體縱向平均沖擊吸收能量在0 ℃時(shí)分別為401 J 和375 J，在?20 ℃時(shí)分別為391 J 和340 J.

1.2 環(huán)焊縫焊接與試驗(yàn)方法

由于實(shí)際的環(huán)焊接頭熔合區(qū)的形狀極不規(guī)則，對(duì)熔合線處的夏比沖擊離散性影響較大.因此，為了更準(zhǔn)確的研究在熔化極氣體保護(hù)自動(dòng)焊(Auto-GMAW)和SMAW 兩種典型熱輸入下，不同Nb 含量X80 環(huán)焊接頭熱影響區(qū)的韌性，參照API RECOMMENDED PRACTICE 2Z《海上結(jié)構(gòu)用鋼板預(yù)生產(chǎn)評(píng)定推薦作法》標(biāo)準(zhǔn)，采用如圖1 所示的單側(cè)V 形坡口.GMAW 環(huán)焊采用直徑為1.0 mm 的ER80S-G(BOHLER SG 8-P)的實(shí)心焊絲；SMAW 采用直徑為3.2 mm 的E9018-G 焊條進(jìn)行根焊，填充和蓋面焊采用直徑為4.0 mm 的E11018-G 焊條.GMAW 和SMAW 的焊接工藝參數(shù)分別如表2 和表3 所示.

表2 單側(cè)雙V 形坡口GMAW 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding process parameters of single side double V-groove GMAW girth welding

表3 單側(cè)V 形坡口SMAW 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding process parameters of single side Vgroove GMAW girth welding

焊接完成后，從環(huán)焊接頭3 點(diǎn)鐘位置截取試塊制備成金相試樣，經(jīng)2% 硝酸酒精溶液浸蝕后，在OLS 4100 激光共聚焦顯微鏡下觀察直邊側(cè)坡口熱影響區(qū)的微觀組織.并從立焊位置(環(huán)焊縫2 點(diǎn)鐘至5 點(diǎn)鐘)截取試塊，在壁厚中心制備V 形缺口夏比沖擊試樣，以保證試樣位于填充焊道熱影響區(qū).沖擊試樣尺寸為55 mm × 10 mm × 10 mm，V 形缺口軸向位于直邊側(cè)HAZ 不同位置處.FL0.5，F(xiàn)L1.0和FL2.0(FL 為缺口位置位于50%WM +50%HAZ，) 分別代表缺口軸線距FL 處0.5 mm，1.0 mm，2.0 mm.圖2 為缺口位于FL0.5的示意圖.并利用PSW750 型沖擊試驗(yàn)機(jī)，依據(jù)GB/T 229-2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn).由于Boltzmann 函數(shù)具有S 形曲線形狀，與金屬材料沖擊吸收能量?溫度關(guān)系曲線的形狀非常吻合，滿足下平臺(tái)區(qū)、轉(zhuǎn)變溫度區(qū)和上平臺(tái)區(qū)3 階段分布特征，物理意義明確、相關(guān)性高，是較為認(rèn)可的數(shù)學(xué)模型[10-12].因此，采用Bolztmann 函數(shù)模型對(duì)系列沖擊試驗(yàn)測(cè)試數(shù)據(jù)進(jìn)行擬合，獲得熱影響區(qū)的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(ductile-brittle transition temperature，DBTT).

圖2 沖擊試樣缺口位于FL0.5 處的示意圖Fig.2 Schematic diagram of notched position at FL0.5 of impact sample.(a) GMAW;(b) SMAW

為了進(jìn)一步研究管體母材的性能和原始微觀組織狀態(tài)對(duì)環(huán)焊接頭熱影響區(qū)微觀組織和韌性的影響，采用顯微硬度試驗(yàn)測(cè)試了GMAW 環(huán)焊接頭的硬度云圖分布，并借助掃描電鏡觀察了N055 和N075 管體的微觀組織.同時(shí)，采用高溫激光共聚焦顯微鏡觀察在相同的條件下N055 和N075 分別加熱至1 350 ℃保溫1 s，冷卻至150 ℃后，二次加熱至780 ℃保溫1 s，再冷卻至200 ℃，以此模擬X80 管道環(huán)焊接頭粗晶區(qū)進(jìn)行二次熱循環(huán)的微觀組織轉(zhuǎn)變過程，進(jìn)一步對(duì)比不同Nb 含量對(duì)X80環(huán)焊熱影響區(qū)組織轉(zhuǎn)變的影響.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 不同熱輸入量的熱影響區(qū)沖擊韌性

圖3 為N055 和N075 鋼管GMAW 環(huán)焊接頭熱影響區(qū)不同位置的夏比沖擊吸收能量與管體縱向夏比沖擊吸收能量的對(duì)比.從圖3 中可以看出，N075 和N055 熱影響區(qū)均具有較高的沖擊韌性，其平均值高于150 J.N055 與N075 環(huán)焊接頭熱影響區(qū)相比，采用較低熱輸入的環(huán)焊工藝時(shí)，N055 焊接接頭熱影響區(qū)FL，F(xiàn)L0.5，F(xiàn)L1.0和FL2.0在0 ℃和?20 ℃時(shí)夏比沖擊吸收能量均略高于N075.

圖3 GMAW 環(huán)焊熱影響區(qū)不同位置的夏比沖擊吸收能量Fig.3 Charpy impact absorbed energy at different positions in the heat-affected zone of GMAW girth welding.(a) 0 ℃;(b) ?20 ℃

圖4 為不同Nb 含量X80 單邊V 形坡口GMAW和SMAW 環(huán)焊接頭粗晶區(qū)的韌脆轉(zhuǎn)變曲線.圖4(a)表明，低熱輸入焊接時(shí)，N055 和N075 在粗晶區(qū)FL0.5處韌脆轉(zhuǎn)變的上平臺(tái)溫度分別達(dá)到?80℃和?60 ℃，且二者的上平臺(tái)吸收能量相當(dāng)，均約為300 J.經(jīng)Bolztmann 函數(shù)擬合計(jì)算，N055 的韌脆轉(zhuǎn)變溫度約為?104 ℃，N075 的韌脆轉(zhuǎn)變溫度為?85 ℃.因此，采用低熱輸入的GMAW 環(huán)焊時(shí)，N055 和N075 均具有優(yōu)良的低溫韌性.

圖4 環(huán)焊接頭粗晶區(qū)的韌脆轉(zhuǎn)變曲線Fig.4 Ductile-brittle transition curve of CGHAZ of girth welded joint.(a) GMAW;(b) SMAW

圖4(b) 為 N055 和N075 采用較高熱輸入的SMAW 環(huán)焊接頭FL0.5處的韌脆轉(zhuǎn)變曲線.由圖4 可知，在較高熱輸入下，N055 和N075 在粗晶區(qū)FL0.5處韌脆轉(zhuǎn)變的上平臺(tái)溫度分別達(dá)到?30 ℃和?50 ℃，且N075 的上平臺(tái)能約為275 J，而N055的上平臺(tái)能約為230 J.同時(shí)，從圖4 可以看出，N055 和 N075 較高熱輸入的SMAW 環(huán)焊接頭粗晶區(qū)的韌脆轉(zhuǎn)變溫度分別為?56 ℃和?77 ℃.因此，較大熱輸入環(huán)焊時(shí)，與N055 相比，N075 具有更高上平臺(tái)沖擊吸收能量和更低的上平臺(tái)溫度，其低溫韌性更優(yōu)異.

2.2 微觀組織

焊接接頭粗晶區(qū)的微觀組織分布不均勻，且在臨界二次加熱粗晶區(qū)(intercritically reheated coarse grained HAZ，ICCGHAZ) 存在鏈狀分布的 M-A 組元，因其具有高的局部化特征被認(rèn)為是韌性變差的主要原因[13-14].圖5 和圖6 分別為不同鈮含量X80 在較低熱輸入的GMAW 和較高熱輸入的SMAW 焊接下粗晶區(qū)的微觀組織.結(jié)果表明，在較低熱輸入和較高熱輸入下，N055 和N075 粗晶區(qū)的組織均以粒狀貝氏體(BL) 為主.在較低熱輸入GMAW 環(huán)焊時(shí)，N055 和N075 臨界二次加熱粗晶區(qū)的原始奧氏體晶界上分布有M-A 鏈狀組織，但是N075 的IC CGHAZ 內(nèi)晶粒相對(duì)較小且更為均勻，M-A 組織占比更高.當(dāng)采用熱輸入較高的SMAW 環(huán)焊時(shí)，粗晶區(qū)晶界分布的M-A 鏈狀組織逐漸細(xì)化或消失，但N075 粗晶區(qū)比N055 粗晶態(tài)的晶粒尺寸更均勻細(xì)小，促進(jìn)了M-A 彌散分布，因此，N075SMAN 粗晶區(qū)的韌性好于N055.

圖5 較低熱輸入的GMAW 環(huán)焊接頭粗晶區(qū)微觀組織Fig.5 Microstructure of CGHAZ of GMAW girth welded joint with lower heat input.(a) N055;(b) N075

圖6 較高熱輸入的SMAW 環(huán)焊接頭粗晶區(qū)微觀組織Fig.6 Microstructure of CGHAZ of SMAW girth welded joint with higher heat input.(a) N055;(b) N075

2.3 討論與分析

焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的韌性惡化或波動(dòng)影響因素極其復(fù)雜.通常認(rèn)為，主要受熱影響區(qū)中粗大的M-A 組元、取樣位置、缺口尖端組織狀態(tài)、缺陷、試驗(yàn)溫度、合金元素含量和碳當(dāng)量的影響[4-8].同時(shí)，管體母材的強(qiáng)度、韌性和原始組織狀態(tài)對(duì)熱影響區(qū)韌性也有明顯的遺傳性影響.

圖7 為GMAW 環(huán)焊接頭的硬度云圖.從圖7中可以看出，N075 接頭兩側(cè)管體硬度高于N055，壁厚中心附近N075 熱影響區(qū)的平均硬度約為205 HV0.5，N055 熱影響區(qū)的平均硬度約為198 HV0.5.因此，N075 熱影響區(qū)的硬度略高于N055，即表明N075 熱影響的強(qiáng)度也高于N055.同時(shí)，上文中圖3的對(duì)比結(jié)果表明，N055 管體的縱向沖擊韌性高于N075.圖8 為掃描電鏡下N055 和N075 管體壁厚中心的微觀組織.從圖8 可以看出來，與N055 相比，N075 管體具有更多的粒狀貝氏體組織，且在晶粒內(nèi)分布有較多的板條亞結(jié)構(gòu).因此，N075 管體縱向強(qiáng)度高于N055，而平均沖擊韌性低于N055.管體原始的微觀組織和性能導(dǎo)致0.055%Nb 含量高于0.075%Nb 含量的X80 鋼管GMAW 環(huán)焊接頭熱影響區(qū)不同位置的沖擊韌性.

圖7 GMAW 環(huán)焊接頭的硬度云圖Fig.7 Hardness map of GMAW girth welded joint.(a)N055;(b) N075

圖8 X80 管體SEM 微觀組織Fig.8 SEM microstructure of X80 pipe.(a) N055;(b)N075

CGHAZ 的韌性受貝氏體相變后其晶體學(xué)結(jié)構(gòu)影響，而ICCGHAZ 則主要受沿原奧氏體晶界形成的鏈狀M-A 影響.在試樣受沖擊過程中，裂紋在二次熱循環(huán)產(chǎn)物M-A 處形成核.當(dāng)遇到島型M-A 組分時(shí)，裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn)，而當(dāng)遇到M-A 型纖細(xì)組分時(shí)，則呈直線傳播.裂紋偏轉(zhuǎn)越小，傳播路徑消耗的能量越小，從而降低韌性[15].通過優(yōu)化母材合金成分(比如加入Nb)，細(xì)化CGHAZ 的奧氏體晶粒尺寸，獲得最佳晶體學(xué)結(jié)構(gòu)匹配的組織，有利于改善焊接熱影響區(qū)的韌性[16].

圖9 為激光共聚焦觀察到N055 和N075 二次熱循環(huán)后的微觀組織.從圖9 可以看出，N075 在二次熱循環(huán)后熱影響區(qū)的晶粒尺寸明顯小于N055.GMAW 環(huán)焊時(shí)，由于熱輸入較低，熱影響區(qū)很窄，而N075 在ICCGHAZ 形成的M-A 較粗，但其晶粒相對(duì)較細(xì).因此，M-A 所占比例較高，在管體原始沖擊韌性遺傳影響下，N075 熱影響區(qū)的韌性低于N055.當(dāng)較高熱輸入的SMAW 環(huán)焊時(shí)，N075 熱影響區(qū)的奧氏體晶粒尺寸細(xì)化，M-A 也隨之細(xì)化，MA 分布趨于不連續(xù)或消失，ICCGHAZ 表現(xiàn)出更好的韌性.因此，較高熱輸入的SMAW 環(huán)焊時(shí)，與N055 相比，N075 粗晶區(qū)具有更高的韌脆轉(zhuǎn)變上平臺(tái)能和更低的韌脆轉(zhuǎn)變溫度.

圖9 X80 二次熱循環(huán)冷卻至約296 ℃的微觀組織Fig.9 X80 secondary thermal cycle cooling to about 296 ℃ micrastructure.(a) N055;(b) N075

3 結(jié)論

(1) 在0 ℃和 ?20 ℃時(shí)，0.075%Nb和0.055%Nb的X80 鋼管GMAW 環(huán)焊接頭熱影響區(qū)均具有較高的沖擊韌性，其平均沖擊吸收能量高于150 J.但是，0.055%Nb 略高于0.075%Nb 的X80 鋼管GMAW 環(huán)焊接頭熱影響區(qū)的夏比沖擊吸收能量.

(2) 當(dāng)采用低熱輸入焊接時(shí)，0.055%Nb 低于0.075%Nb 的X80 環(huán)焊接頭粗晶區(qū)的韌脆轉(zhuǎn)變溫度，具有更好的低溫韌性；當(dāng)采用較高熱輸入焊接時(shí)，0.075%Nb 的X80 環(huán)焊熱影響區(qū)的上平臺(tái)沖擊吸收能量更高，且具有更低的上平臺(tái)溫度和韌脆轉(zhuǎn)變溫度，其的低溫韌性更優(yōu)異.

(3) X80 環(huán)焊接頭熱影響區(qū)的沖擊韌性不僅與焊接熱輸入量和熱影響中M-A 形狀、大小、分布有關(guān)，而且還受管體的化學(xué)成分、原始的強(qiáng)韌性和微觀組織狀態(tài)的遺傳影響.