X100抗大變形管線鋼焊接熱影響區(qū)的顯微組織與沖擊功

李 光，李雪萍,2，徐學(xué)利，張驍勇，高惠臨,劉彥明

(1.西安石油大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 西安 710065；2.華南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 廣州 510641)

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X100抗大變形管線鋼焊接熱影響區(qū)的顯微組織與沖擊功

李 光1，李雪萍1,2，徐學(xué)利1，張驍勇1，高惠臨1,劉彥明1

(1.西安石油大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 西安 710065；2.華南理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院， 廣州 510641)

摘要：采用部分再結(jié)晶區(qū)加速冷卻的方法獲得了X100抗大變形管線鋼，利用焊接熱模擬技術(shù)制備了不同熱影響區(qū)試樣并研究了其沖擊功和顯微組織。結(jié)果表明：X100抗大變形管線鋼具有較強(qiáng)的極限應(yīng)變能力，其組織為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體；模擬熱影響區(qū)試樣的沖擊功隨熱循環(huán)峰值溫度的升高而下降，當(dāng)峰值溫度為1 300 ℃時(shí)，沖擊功為247.9 J，比母材的降低了17.3%，沖擊斷裂方式也從韌性斷裂轉(zhuǎn)為解理斷裂；熱循環(huán)峰值溫度升高使熱影響區(qū)組織發(fā)生再結(jié)晶，并且晶粒粗化，降低了其韌性。

關(guān)鍵詞：抗大變形管線鋼；焊接熱模擬；熱影響區(qū)；沖擊功

0引言

在山體滑坡、泥石流及地震等地質(zhì)災(zāi)害多發(fā)地帶，地下管道要承受較大的位移和應(yīng)變，對(duì)管道材料提出了新的要求，因此基于應(yīng)變?cè)O(shè)計(jì)的抗大變形管線鋼得到了快速發(fā)展[1-3]?？勾笞冃喂芫€鋼是一種適應(yīng)大位移服役環(huán)境，在拉伸、壓縮和彎曲載荷下具有較高極限應(yīng)變能力和延性斷裂抗力的管道材料[4]。這種管線鋼除了具有高強(qiáng)度和良好的韌性外，還具有一定的極限變形能力。目前國(guó)內(nèi)的企業(yè)已經(jīng)成功研制出X70、X80級(jí)別的抗大變形管線鋼，2012年，寶鋼、寶雞鋼管廠與中油寶世順各為中緬管道工程提供了近萬噸規(guī)格為φ1 016 mm×17.5 mm的X70抗大變形管線鋼管，同年鞍鋼股份鲅魚圈鋼鐵分公司生產(chǎn)的厚26.4 mm的X80級(jí)別抗大變形管線鋼板已為“西氣東輸”三線供貨千余噸。X70、X80級(jí)別的抗大變形管線鋼在管道工程中的成功應(yīng)用標(biāo)志著國(guó)內(nèi)抗大變形鋼管制造技術(shù)已達(dá)到國(guó)際先進(jìn)水平[5-6]。

在管線建設(shè)中，需要將管道與管道通過焊接連接在一起，為了保證管道的安全服役，管線鋼焊接接頭需要具有與管線鋼基材相近的性能，尤其是韌性[7]。焊接過程是一個(gè)特殊的局部加熱與冷卻過程，熔焊時(shí)在集中熱源的作用下，焊縫兩側(cè)發(fā)生組織和性能變化的區(qū)域稱為焊接熱影響區(qū)[8](Heat Affected Zone，簡(jiǎn)稱HAZ)。單道焊時(shí)，管線鋼的HAZ根據(jù)焊接時(shí)熱循環(huán)峰值溫度的不同分為4個(gè)區(qū)域，分別是：粗晶熱影響區(qū)(Coarse-Grained HAZ，簡(jiǎn)稱CGHAZ，1 100～1 500 ℃)、細(xì)晶熱影響區(qū)(Fine-Grained HAZ，簡(jiǎn)稱FGHAZ，850～1 100 ℃)、部分再結(jié)晶熱影響區(qū)(Intercritical HAZ，簡(jiǎn)稱ICHAZ，750～850 ℃)和亞臨界熱影響區(qū)(Subcritical HAZ，簡(jiǎn)稱SCHAZ，500～750 ℃)。

由于HAZ各區(qū)域距離焊縫的遠(yuǎn)近不同，所經(jīng)受的熱循環(huán)差異較大，因而焊接HAZ是一個(gè)具有組織梯度和性能梯度的非均勻連續(xù)體。目前國(guó)內(nèi)外對(duì)管線鋼HAZ的組織與性能研究已經(jīng)取得了一些成果，這些成果包括HAZ的韌性與塑性分布，焊接熱輸入對(duì)HAZ組織和性能的影響等[9-13]，但針對(duì)抗大變形管線鋼的HAZ組織和性能的研究還較少。部分再結(jié)晶區(qū)加速冷卻是指通過始冷溫度位于部分再結(jié)晶區(qū)(Ar3～Ar1)的加速冷卻，以獲取貝氏體-鐵素體雙相組織的一種冷卻工藝[14]，抗大變形管線鋼的組織主要為這種一軟一硬的雙相組織。因此，作者采用部分再結(jié)晶區(qū)加速冷卻的方法制備了X100抗大變形管線鋼，并采用焊接熱模擬技術(shù)制備了不同焊接熱影響區(qū)試樣，對(duì)它們的組織和力學(xué)性能進(jìn)行了研究，旨在為制定和優(yōu)化X100抗大變形管線鋼的焊接工藝提供一定的參考。

1試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1　試樣制備

試驗(yàn)材料為國(guó)內(nèi)某鋼廠提供的X100管線鋼板，厚14.8 mm，控軋控冷工藝軋制，終軋溫度為780 ℃，其顯微組織由粒狀貝氏體和少量的多邊形鐵素體組成，晶粒較為粗大，如圖1所示。

利用Baird Spectrovac 2000型直讀光譜儀和LECO CS-444型紅外碳硫分析儀對(duì)X100管線鋼進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表1。

表1　X100管線鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1　Chemical composition of X100 pipeline steel (mass)　%

圖1　X100管線鋼的顯微組織Fig.1　Microstructure of X100 pipeline steel

在X100管線鋼上截取尺寸為12 mm×12 mm×80 mm的試樣進(jìn)行部分再結(jié)晶區(qū)加速冷卻處理，取樣位置位于板厚中部，向板厚兩側(cè)加工，試樣的長(zhǎng)度方向垂直于鋼板的軋制方向。將試樣放入預(yù)升溫至830 ℃(即始冷溫度)的YFX65/160-YC型箱式電阻爐中，保溫18.5 min后，水淬至室溫，備用。

在熱處理后的試樣上截取11 mm×11 mm×80 mm熱模擬試樣，采用Gleeble-3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行單道次焊接的熱模擬試驗(yàn)。焊接熱循環(huán)參數(shù)如表2所示，不同峰值溫度下模擬焊接的試樣代表著焊接熱影響區(qū)的不同區(qū)域。

表2　焊接熱循環(huán)參數(shù)Tab.2　Welding thermal simulation parameters

1.2　試驗(yàn)方法

按照GB/T 229-2007，將加速冷卻處理前后的X100管線鋼試樣和熱模擬試驗(yàn)制備的HAZ試樣加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的標(biāo)準(zhǔn)夏比沖擊試樣，在NI500C型電子測(cè)力沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn)。試樣開V型缺口，缺口沿板厚方向，試驗(yàn)溫度-20 ℃。采用JSM-6390A型掃描電鏡觀察試樣的沖擊斷口形貌。

分別在加速冷卻處理后的X100管線鋼和熱模擬試驗(yàn)制備的HAZ試樣上截取10 mm×10 mm×27.5 mm的金相試樣，經(jīng)砂紙磨制后拋光，用4%(體積分?jǐn)?shù))的硝酸酒精溶液腐蝕后，在RECHARTMEF3A型光學(xué)顯微鏡上觀察其顯微組織。

2試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1　母材的顯微組織與力學(xué)性能

由圖2可以看出，X100管線鋼經(jīng)過加速冷卻處理后，組織為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體；粒狀貝氏體中均勻分布著細(xì)小的M-A組元。M-A組元中的殘余奧氏體是一種韌性相，可降低裂紋尖端應(yīng)力，消耗部分?jǐn)U展功[15]。當(dāng)裂紋遇到M-A組元后，將發(fā)生彎折，表現(xiàn)出對(duì)裂紋的阻滯作用。

由表3可以看出，處理后的X100管線鋼依然保持了較高的強(qiáng)度，屈強(qiáng)比有所降低，均勻伸長(zhǎng)率和形變強(qiáng)化指數(shù)有所提高。低的屈強(qiáng)比、高的均勻伸長(zhǎng)率和形變強(qiáng)化指數(shù)會(huì)增強(qiáng)材料的極限應(yīng)變能力[4]。由此可見，采用830 ℃×18.5 min加熱后水淬的處理工藝使X100管線鋼在保持高強(qiáng)度、高韌性的同時(shí)具備了較強(qiáng)的極限應(yīng)變能力。結(jié)合顯微組織與力學(xué)性能的分析可以認(rèn)為經(jīng)過部分再結(jié)晶區(qū)加速冷卻處理后，得到了X100抗大變形管線鋼。

圖2　加速冷卻處理后X100管線鋼的顯微組織Fig.2　Microstructure of X100 pipeline steel after acceleratedcooling treatment

表3　X100管線鋼加速冷卻處理前后的力學(xué)性能Tab.3　Mechanical properties of X100 pipeline steel before and after accelerated cooling treatment

2.2　熱影響區(qū)的沖擊功

由表4可以看出，不同HAZ試樣的沖擊功隨著模擬熱循環(huán)峰值溫度的升高而降低；峰值溫度為650 ℃時(shí)HAZ試樣的沖擊功為289.4 J，與母材的相近；峰值溫度為1 300 ℃時(shí)的沖擊功最低，為247.9 J，與母材的相比降低了17.3%。

表4　不同HAZ試樣的沖擊功Tab.4　Impact energy of different HAZ specimens

2.3　熱影響區(qū)的顯微組織

由圖3可以看出，峰值溫度為650 ℃時(shí)模擬得到的HAZ試樣，其組織為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體，這是因?yàn)?50 ℃的焊接熱循環(huán)相當(dāng)于對(duì)抗大變形管線鋼進(jìn)行了一次短時(shí)高溫回火，對(duì)顯微組織影響很?。环逯禍囟葹?50 ℃時(shí)，其奧氏體晶粒較為細(xì)小，組織較為均勻，這是因?yàn)殡S著溫度的升高，焊接熱影響區(qū)在加熱和冷卻過程中發(fā)生了部分再結(jié)晶；峰值溫度為1 100 ℃時(shí)，熱影響區(qū)組織發(fā)生了完全再結(jié)晶，晶粒尺寸大小不一，晶界上分布有大量富碳化合物；當(dāng)峰值溫度升高到1 300 ℃時(shí)，其熱影響區(qū)的顯微組織為粗大的板條狀貝氏體，這是因?yàn)榉逯禍囟冗^高，熱影響區(qū)中微合金元素的碳、氮化物大量溶解，失去釘扎晶界的作用[16]，奧氏體晶粒在加熱過程中互相吞并，導(dǎo)致晶粒嚴(yán)重長(zhǎng)大，原奧氏體晶粒的晶界清晰。由于奧氏體晶粒粗大，使得過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的穩(wěn)定性增加且非平衡的低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物增多，組織中的貝氏體板條和板條間的M-A組元粗大，導(dǎo)致裂紋擴(kuò)展所需的能量降低，沖擊韌性下降[17]，與表4結(jié)果相符。

圖3　不同峰值溫度下HAZ的顯微組織Fig.3　Microstructures of HAZ prepared at different peak temperatures

2.4　熱影響區(qū)的沖擊斷口形貌

由圖4可知，峰值溫度為650 ℃時(shí)，模擬得到的HAZ試樣的沖擊斷口形貌為等軸韌窩，韌窩較大較深，屬于韌性斷裂；當(dāng)峰值溫度為1 100 ℃時(shí)，熱影響區(qū)試樣的斷口形貌也為韌窩，但與650 ℃下的相比韌窩小而淺，韌性相對(duì)較差；當(dāng)峰值溫度達(dá)到1 300 ℃時(shí)，熱影響區(qū)試樣發(fā)生穿晶斷裂，斷口表面上的韌窩全部消失，被河流狀或扇形的解理小平面代替，斷口形貌具有明顯的解理特征，沖擊韌性非常差。

圖4　不同峰值溫度制備HAZ試樣的沖擊斷口形貌Fig.4　Impact fracture morphology of HAZ specimens prepared at different peak temperatures

3結(jié)論

(1) 采用部分再結(jié)晶區(qū)加速冷卻方法得到了X100抗大變形管線鋼，其組織為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體，試驗(yàn)鋼在保持高強(qiáng)度高韌性的同時(shí)具有較強(qiáng)的極限應(yīng)變能力。

(2) 模擬焊接熱影響區(qū)試樣的沖擊功隨模擬熱循環(huán)峰值溫度的升高而降低；當(dāng)峰值溫度為650 ℃時(shí)，其熱影響區(qū)試樣的沖擊功變化不大，沖擊斷口呈等軸韌窩狀，為韌性斷裂；當(dāng)峰值溫度為1 300 ℃時(shí)，熱影響區(qū)試樣的沖擊功最小，為247.9 J，比母材的降低了17.3%，沖擊斷口形貌具有明顯的解理特征，為解理斷裂。

(3) 當(dāng)模擬熱循環(huán)峰值溫度為650 ℃時(shí)，模擬焊接熱影響區(qū)試樣的部分組織發(fā)生回火轉(zhuǎn)變，組織仍為粒狀貝氏體和多邊形鐵素體；峰值溫度為850 ℃時(shí)，其熱影響區(qū)發(fā)生部分再結(jié)晶；峰值溫度為1 100 ℃時(shí)，熱影響區(qū)晶粒尺寸不一，晶界分布有大量富碳化合物；峰值溫度為1 300 ℃時(shí)原奧氏體晶粒粗大，組織中出現(xiàn)了粗大的貝氏體板條。

參考文獻(xiàn)：

[1]SUZUKI N, OMATA K. Advances in high-performance linepipes with respect to strength and deformability[C]//Proceedings of Pipeline Technology Conference. Yokohama:Elsevier, 2002:188-273.

[2]OKATSU M, SHINMIYA T, ISHIKAWA N, et al. Development of high strength linepipe with excellent deformability[C]//Proceedings of the A24th International Conference on Offshore Mechanics and Arctic Engineering. New York:ASME, 2005:63-70.

[3]周翠,王斌,朱加祥,等.X70抗大變形管線鋼焊接接頭的組織與力學(xué)性能[J].機(jī)械工程材料, 2014,38(10):32-36, 53.

[4]高惠臨.管線鋼與管線鋼管[M].北京:中國(guó)石化出版社, 2012.

[5]趙波，孫奇，曹貴貞，等.國(guó)內(nèi)外油氣管道用抗大變形焊管的研制現(xiàn)狀[J].焊管, 2013，36(1):34-40.

[6]樊學(xué)華，李向陽，董磊，等.國(guó)內(nèi)抗大變形管線鋼研究及應(yīng)用進(jìn)展[J].油氣儲(chǔ)運(yùn), 2015(3):1-8.

[7]張婷婷.高強(qiáng)度管線鋼焊接熱影響區(qū)組織與性能研究[D].秦皇島:燕山大學(xué), 2009.

[8]張文鉞.焊接冶金學(xué)[M].北京:機(jī)械工業(yè)出版社, 2011.

[9]TERADA Y, TAMEHIRO H, MORIMOTO H, et al. X100 linepipe with excellent HAZ toughness and deformability[C]// ASME 2003 22nd International Conference on Offshore Mechanics and Arctic Engineering. New York:ASME, 2003:287-294.

[10]BANERJEE K, CHATTERJEE U K. Effect of microstructures on hydrogen embrittlement of weld-simulated HSLA-80 and HSLA-100 Steels[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2003,34(6):1297-1309.

[11]LAMBERT-PERLADE A, GOURGUES A F, BESSON J, et al. Mechanisms and modeling of cleavage fracture in simulated heat-affected zone microstructures of a high-strength low-alloy steel[J]. Metallurgical and Materials Transactions A, 2004,35(13):1039-1053.

[12]BOTT I D S, DE SOUZA L F G, TEIXEIRA J C G, et al. High-strength steel development for pipelines: A brazilian perspective[J]. Metallurgical and Materials Transactions A,2005,36(2):443-454.

[13]喬桂英,李建龍,李建一,等.X100管線鋼焊接熱影響區(qū)組織與韌性研究[J].燕山大學(xué)學(xué)報(bào), 2011,35(6):528-532.

[14]高惠臨.管道工程面臨的挑戰(zhàn)與管線鋼的發(fā)展趨勢(shì)[J].焊管, 2010,33(10):5-18.

[15]陳翠欣,李午申,王慶鵬,等.X80管線鋼焊接粗晶區(qū)韌化因素的研究[J].材料工程, 2005(5):22-26.

[16]占煥校,王勇,呂統(tǒng)全.X80鋼焊接熱影響區(qū)的二次熱循環(huán)組織脆化[J].壓力容器, 2008,25(2):9-12.

[17]熊慶人,高惠臨,霍春勇,等.X80管線鋼焊接熱影響區(qū)的韌性[J].機(jī)械工程材料, 2007,31(4):29-33.

導(dǎo)師：汪崇建研究員

導(dǎo)師：惠虎教授

Microstructure and Impact Energy of Heat Affected Zone

for X100 Pipeline Steel with High Deformation Resistance

LI Guang1, LI Xue-ping1,2, XU Xue-li1, ZHANG Xiao-yong1, GAO Hui-lin1, LIU Yan-ming1

(1.School of Materials Science and Engineering, Xi′an Shiyou University, Xi′an 710065, China；

2.School of Materials Science and Engineering, South China University of Technology, Guangzhou 510641, China)

Abstract:The X100 pipeline steel with high deformation resistance was obtained by the critical region accelerated cooling method. The impact energy and microstructures of the heat affected zone (HAZ) specimens prepared by means of welding thermal simulation technology were investigated. The results show that the ultimate strain capability of the X100 pipeline steel with high deformation resistance was strong and the microstructure was composed of bainite and ferrite. The impact energy of the HAZ specimens prepared by weld simulation decreased with the rise of the thermal cycle peak temperature. When the peak temperature was 1 300 ℃, the impact energy reached the lowest value of 247.9 J, which was reduced by 17.3% comparing to that of base material, and then the fracture mode changed from ductile fracture to cleavage fracture. The rise of the thermal cycle peak temperature resulted in the recrystallization and grain coarseness in HAZ microstructure, and then decreased the toughness.

Key words:pipeline steel with high deformation resistance; welding thermal simulation; heat affected zone; impact energy

基金項(xiàng)目：國(guó)家質(zhì)檢公益性行業(yè)科研專項(xiàng)經(jīng)費(fèi)資助項(xiàng)目(201010027)

作者簡(jiǎn)介：盧運(yùn)鵬(1989-)，男，湖北廣水人，碩士研究生。 崔慶豐(1985-)，男，河南溫縣人，博士研究生。

收稿日期:2015-05-09； 2015-04-07；

修訂日期:2015-10-21 2015-10-17

DOI:10.11973/jxgccl201512021 10.11973/jxgccl201512020

中圖分類號(hào)：TG406

文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A

文章編號(hào)：1000-3738(2015)12-0080-04