X90鋼級管線鋼預(yù)精焊接頭的性能研究

付 超，王 勇，李學(xué)達(dá)，韓 濤

（1.中國石油大學(xué)（華東），山東青島150001；2.山東勝利鋼管有限公司，山東淄博255082）

X90鋼級管線鋼預(yù)精焊接頭的性能研究

付 超1，2，王 勇1，李學(xué)達(dá)1，韓 濤1

（1.中國石油大學(xué)（華東），山東青島150001；2.山東勝利鋼管有限公司，山東淄博255082）

為綜合研究X90管線鋼的焊接性，選用國內(nèi)某鋼廠軋制的X90管線鋼卷板，利用預(yù)精焊工藝制備試驗(yàn)鋼管4根，采用金相分析、掃描電鏡（SEM）斷口分析、夏比V型缺口沖擊試驗(yàn)、拉伸、彎曲、硬度等試驗(yàn)，研究了焊接接頭各個區(qū)域的組織和性能.試驗(yàn)結(jié)果表明：內(nèi)外焊縫區(qū)組織均為針狀鐵素體，熱影響區(qū)（HAZ）粗晶區(qū)晶粒粗化嚴(yán)重，主要組織為粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體，在原奧氏體晶界和貝氏體板條內(nèi)部存在塊狀或條狀的（馬氏體-奧氏體）M-A組元；HAZ沖擊功離散性較大，出現(xiàn)了單值較低（45 J）的試樣，SEM斷口分析呈現(xiàn)典型的解理斷裂特征；焊接接頭抗拉強(qiáng)度805～815 MPa，斷裂位置均在HAZ；焊接接頭反彎試樣易在HAZ出現(xiàn)裂紋和脆斷現(xiàn)象；HAZ硬度在220～250 HV之間，較母材下降30 HV左右.HAZ是X90預(yù)精焊鋼管焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)，為提高X90管線鋼的焊接穩(wěn)定性，應(yīng)重點(diǎn)研究精焊內(nèi)外熱循環(huán)雙熱影響亞區(qū)的組織轉(zhuǎn)變和脆化機(jī)理.

焊接；管線鋼；預(yù)精焊；熱影響區(qū)；馬奧組元

“十二五”期間我國油氣管道工程取得了令人矚目的成績，已基本形成覆蓋全國的油氣輸送網(wǎng)絡(luò).隨著X80級鋼管的大量應(yīng)用，部分地區(qū)服役環(huán)境惡化，為近一步降低管道建設(shè)成本，第三代管線鋼的開發(fā)也提上日程［1］.中石油公司自2011年先后組織了數(shù)次X90和X100管線鋼從卷板軋制、制管、環(huán)焊等環(huán)節(jié)的單爐與小批量試制工作.初步研究成果表明X90作為X80向X100鋼級的過渡，顯示出較好的焊縫力學(xué)性能、環(huán)焊性能和止裂韌性，最有可能率先成為管線鋼及管線管應(yīng)用于管道工程的最高鋼級［2］.目前國內(nèi)外有大量的關(guān)于X80/X100管線鋼性能的研究，但X90管線鋼作為有當(dāng)前的研究熱點(diǎn)，相關(guān)文獻(xiàn)卻較少.SQS公司［3］采用優(yōu)化的TMCP＋OCP工藝生產(chǎn)的X90管線鋼可穩(wěn)定的控制顯微結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能；趙文貴等［4］研究了熱模擬條件下X90管線鋼的HAZ性能，表明15 kJ/cm的熱輸入下，HAZ的韌性和強(qiáng)度是最佳的；Wang等［5］通過控制奧氏體狀態(tài)和冷卻過程，得到了性能穩(wěn)定的多相X90管線鋼，主要組織為準(zhǔn)多邊形鐵素體、貝氏體鐵素體和M-A組元.

隨著管線鋼管級別的提升，螺旋焊管的預(yù)精焊工藝得到了廣泛的推廣.經(jīng)過幾年的發(fā)展我國預(yù)精焊技術(shù)已達(dá)到國際領(lǐng)先水平，預(yù)精焊工藝的自動化程度高、成型焊接互不干擾、殘余應(yīng)力小，焊縫性能優(yōu)異等特點(diǎn)［6-7］.本文選用預(yù)精焊焊接工藝，研究X90管線鋼焊接接頭不同區(qū)域的性能.

1 試 驗(yàn)

選用國內(nèi)某鋼廠軋制的X90卷板，利用預(yù)精焊工藝生產(chǎn)Φ1 219 mm×16.3 mm試驗(yàn)鋼管4根.

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)用X90管線鋼的主要化學(xué)成分見表1，碳含量控制在0.05%的低碳水平，但是由于合金元素含量的增加，導(dǎo)致碳當(dāng)量和冷裂紋敏感性較高.X90管線鋼母材的主要力學(xué)性能如表4所示，屈服強(qiáng)度625～640 MPa，屈強(qiáng)比0.76～0.82，甚至可滿足抗大變形管的要求.X90管線鋼的光學(xué)顯微組織如圖1所示，主要為貝氏體鐵素體（BF）、少量的準(zhǔn)多邊形鐵素體（QF）和彌散分布的島狀或點(diǎn)狀的第二相.鐵素體板條在顯微鏡下依稀可見，不同位向的板條束將原奧氏體晶粒分割成不同的區(qū)域，隱約勾勒出原晶界.QF形態(tài)不規(guī)則，邊界粗糙模糊，呈鋸齒狀，基體上可觀察到黑色的點(diǎn)狀第二相，為馬氏體和殘余奧氏體組元，簡稱為 M-A［8-9］.

表1 試驗(yàn)材料化學(xué)元素含量（wt%）Table 1 Chemical composition of the material（wt%）

圖1 X90母材光學(xué)顯微組織Fig.1 The Optical micrographs of base metal

如圖2所示，預(yù)精焊工藝坡口為不對稱雙V型坡口.焊接順序如下：1-預(yù)焊，純CO2保護(hù)MAG焊接；精焊埋弧焊接采用等強(qiáng)匹配：2-精焊內(nèi)焊，三絲串列埋弧焊；3-精焊外焊，雙絲串列埋弧焊.預(yù)焊和精焊所用的焊絲化學(xué)成分見表1，焊絲焊劑牌號和主要焊接工藝參數(shù)見表2.

圖2 接頭坡口形式與焊接順序Fig.2 The groove type and welding sequence

表2 試驗(yàn)焊接工藝參數(shù)Table 2 Parameters of the welding process

1.3 試驗(yàn)方法

金相、晶粒度、M-A組元分析采用光學(xué)顯微鏡（OM），其中用于分析M-A組元的試樣應(yīng)用Lepera試劑腐蝕，晶粒度劃分按照GB/T 6394執(zhí)行；管體和焊縫處取管體橫向、焊縫和熱影響區(qū)的沖擊試樣，加工成55 mm×10 mm×10 mm的夏比V型缺口試樣，缺口沿壁厚方向垂直與鋼管表面，在ZBC2602沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行-20℃擺錘沖擊試驗(yàn)，斷口采用掃描電鏡（SEM）分析；管體拉伸試樣加工成Φ8.9 mm的圓棒，焊接接頭拉伸試樣為標(biāo)距內(nèi)寬度38 mm全壁厚尺寸，在1000HDX-G7靜液式萬能型材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行抗拉試驗(yàn)；垂直焊縫取焊接接頭面彎和背彎試樣，加工成寬度38 mm全壁厚尺寸的導(dǎo)向彎曲試樣，彎軸直徑160 mm，試驗(yàn)在WAW-Y500微機(jī)控制電液伺服萬能材料試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行；取全壁厚焊接接頭橫截面試樣，進(jìn)行10 kg載荷維氏硬度試驗(yàn)，試驗(yàn)機(jī)型號為450SVD.

2 結(jié)果與分析

2.1 組織分析

圖3給出了焊接接頭的宏觀形貌，黃色虛線為原坡口和預(yù)焊縫位置，可見預(yù)焊焊縫及其熱影響區(qū)已經(jīng)完全被內(nèi)焊熔掉，形成新的內(nèi)焊縫組織.熱影響區(qū)（HAZ）在距離熔池不同的區(qū)域經(jīng)歷了不同溫度的熱循環(huán)，形成明顯分界線.6區(qū)為經(jīng)歷了內(nèi)焊和外焊雙熱循環(huán)形成的雙熱影響亞區(qū)，尤其是內(nèi)焊粗晶區(qū)受外焊縫臨界區(qū)熱影響（AC1-AC3之間）會形成臨界再熱粗晶區(qū)，是局部脆性區(qū)［10］.表3給出了接頭主要區(qū)域的組織和晶粒度，圖4給出了焊接接頭各區(qū)域的顯微組織.焊縫區(qū)組織主要為針狀鐵素體AF，（貝氏體板條在鐵素體基體上相互交織形成類似籮筐的結(jié)構(gòu)）.雖然內(nèi)外焊縫的主要組織均為AF，但對比圖4（a）和（b），可發(fā)現(xiàn)內(nèi)焊縫組織存在較多的塊狀鐵素體，這可能與內(nèi)焊縫熱輸入大有關(guān).圖4（a）箭頭處可見沿著一次柱狀晶存在少量的塊狀先共析鐵素體，圖4（b）箭頭處可觀察到原奧氏體晶界；熔合區(qū)可觀察到明顯的HAZ與焊縫區(qū)的分界，如圖4（d）中虛線所示，在HAZ為晶粒嚴(yán)重長大的奧氏體晶粒，晶粒內(nèi)部為GB.焊接過程中熱量最大散熱方向延相鄰母材散失，且過熱的母材晶粒為熔池形核提供界面，形成聯(lián)生結(jié)晶，箭頭處可觀察到一次柱狀晶界.圖4（e）、（f）表明內(nèi)外焊的HAZ粗晶區(qū)（CGHAZ）晶粒均明顯粗化，原奧氏體晶界十分明顯，晶粒度為4級.原奧氏體晶粒在高溫的影響下充分長大，形成粗大的晶粒，主要組織為貝氏體鐵素體（BF），粒狀貝氏體（GB），M-A組元.由于內(nèi)焊熱輸入較大，內(nèi)焊粗晶區(qū)的晶粒尺寸明顯大于外焊粗晶區(qū)，且內(nèi)焊粗晶區(qū)內(nèi)組織主要為GB，而外焊粗晶區(qū)組織主要為BF；圖4（g）、（h）表明細(xì)晶區(qū)（FGHAZ）的晶粒在受到1 100℃左右的回火作用，晶粒明顯細(xì)化，主要組織為GB.

表3 各區(qū)顯微組織和晶粒度Table 3 Microstmcture and grain size of the welded joint

圖3 焊接接頭宏觀形貌Fig.3 Macrostructure of welded joint from the pipe

2.2 M-A組元分析

M-A組元是管線鋼中常見的組織形式，對接頭的性能有很大的影響，本質(zhì)上是嵌含著富碳奧氏體的未回火馬氏體混合物.焊接冷卻過程中，在馬氏體相變溫度以上發(fā)生了鐵素體或貝氏體轉(zhuǎn)變，就會導(dǎo)致殘余的奧氏體富碳，當(dāng)冷卻到馬氏體轉(zhuǎn)變溫度時，高碳奧氏體轉(zhuǎn)變成長條狀的孿晶馬氏體，在馬氏體之間存在著殘余奧氏體，稱為M-A組元.

Lepera試液腐蝕之后，金相顯微鏡下M-A組元會呈現(xiàn)白色，如圖5所示.焊縫區(qū)的M-A組元呈現(xiàn)細(xì)小的點(diǎn)狀或小島狀彌散分布在鐵素體基體上，部分M-A會集聚在一次柱狀晶界處；粗晶區(qū)內(nèi)的M-A組元大小不均，有長條狀的單獨(dú)分布的M-A，部分M-A的長度甚至超過了20 μm，也存在成鏈狀連續(xù)分布在粗大的奧氏體晶界的M-A，同時出現(xiàn)了大塊狀M-A組元分布在BF基體上.細(xì)晶區(qū)內(nèi)的M-A組元也呈現(xiàn)彌散分布，但尺寸與焊縫區(qū)M-A相比較大，體積分?jǐn)?shù)較小.Jennifer等人［11］研究了原奧氏體晶粒尺寸、熱輸入和合金元素對M-A組元的尺寸和形狀的影響.Hidenori等人［12］研究了熱影響區(qū)BF基體組織和M-A相變，表征了長條狀和塊狀M-A組元的形成過程.可見熱影響區(qū)內(nèi)M-A組元的形態(tài)、尺寸和分布狀態(tài)都不相同，其對韌性的作用也不同.李學(xué)達(dá)等［13］的研究表明成項(xiàng)鏈狀分布在原奧氏體晶界處的M-A對韌性的惡化最為嚴(yán)重，Hrivnak［14］與 Peyman等［15］的研究都表明 M-A組元是脆性斷裂的起裂源.

M-A組元的存在會引起局部脆化，但其在不同的接頭區(qū)域的分布形式、形狀、尺寸、體積分?jǐn)?shù)等均不相同，因此對韌性的影響程度也不盡相同［16］.

圖5 M-A組元形貌Fig.5 The Lepera morphology of M-A constitute：（a）Weld seam；（b）CGHAZ；（c）FGHAZ

2.3 韌性分析

2.3.1 各區(qū)沖擊功

在4根試驗(yàn)鋼管上，每根取1組試樣，每組均包含3個母材、HAZ和焊縫試樣，進(jìn)行-20℃夏比沖擊試驗(yàn)，圖6給出了各區(qū)沖擊功單值與平均值.X90母材沖擊功普遍高于300 J，主要與管線鋼的低碳高Nb的成分設(shè)計(jì)、細(xì)晶粒和BF的組織優(yōu)化作用相關(guān).焊縫的沖擊功穩(wěn)定在180 J，無較大波動.HAZ的沖擊值較母材有明顯的降低，約下降30%～40%，在200 J附近波動，但出現(xiàn)了兩個偏離較大的單值，其中3＃鋼管HAZ一試樣的沖擊功僅為45 J.

2.3.2 沖擊斷口分析

沖擊斷口通常由纖維區(qū)、放射區(qū)和剪切唇三部分組成，纖維區(qū)和剪切唇所占的比例越大則材料的韌性就越好［17］.沖擊功單值為45 J的HAZ試樣的斷口宏觀形貌如圖7（d）所示，放射區(qū)面積較大，明顯觀察到多個裂紋與孔穴，纖維區(qū)內(nèi)垂直于缺口方向存在起伏較大的溝壑和隆起，斷口分離現(xiàn)象明顯，斷裂面顏色發(fā)亮，呈現(xiàn)閃閃發(fā)光的小顆粒.其剪切斷面率（SA%）僅為46%.采用SEM觀察其擴(kuò)展區(qū)，為明顯的解理斷裂特征且解理面尺寸較大，在部分區(qū)域可觀察到放射狀花紋，圖8（d）.

圖7同時也給出了3＃鋼管母材（330 J）、焊縫（160 J）和HAZ（225 J）的斷口，3個區(qū)的斷口顏色均暗淡無光澤，存在明顯的凹凸不平，只有局部區(qū)域有金屬光澤，主要為纖維區(qū)和剪切唇，放射區(qū)面積很小，塑形變形明顯，SA%分別為：100%，88%和93%.圖7（a）母材斷口中觀察到明顯的硬質(zhì)夾雜物，面積約為1 mm2，可能是導(dǎo)致母材的韌性比相鄰試樣低的原因.圖7（c）的斷口與7（d）相比也存在較大溝壑，出現(xiàn)了斷口分離現(xiàn)象，但是斷口顏色暗淡，呈現(xiàn)較多的韌性特征.圖8（a）為母材沖擊斷口擴(kuò)展區(qū)的SEM形貌，可見大而深的等軸韌窩分布比較均勻并且數(shù)量也比較多，韌窩內(nèi)部存在小韌窩，一些韌窩內(nèi)部存在小的第二相粒子為M-A組元，尺寸小于1 μm.圖8（b）為焊縫沖擊斷口擴(kuò)展區(qū)形貌，等軸韌窩轉(zhuǎn)變?yōu)閽佄锞€韌窩，韌窩數(shù)量減少，出現(xiàn)了河流狀形貌.在大而深的拋物線韌窩內(nèi)部觀察到第二相粒子.圖8（c）HAZ的SEM形貌主要為拋物線韌窩，韌窩被拉長，部分區(qū)域韌窩消失，存在孔洞和大的第二相粒子.但擴(kuò)展區(qū)未觀察到解理斷裂區(qū).

圖6 接頭各區(qū)沖擊功單值柱狀圖與均值折線圖Fig.6 Individual and average value of impact toughness

圖7 3＃鋼管夏比V型試樣沖擊斷口宏觀形貌Fig.7 Fracture-morphology of Charpy V-notch specimens from 3＃pipe：（a）base metal（323 J）；（b）weld（160 J）；（c）HAZ（220 J）（d）HAZ（45 J）

圖8 3＃鋼管沖擊斷口擴(kuò)展區(qū)SEM分析Fig.8 SEM fractographic analysis of Charpy V-notch specimens from 3＃pipe：（a）base metal（323 J）；（b）welded seam（160 J）；（c）HAZ（220 J）（d）HAZ（45 J）

HAZ沖擊功降低表明X90管線鋼焊接接頭HAZ出現(xiàn)了脆化現(xiàn)象，這與晶粒粗化、組織脆化和M-A組元的影響相關(guān)［1，8，13］.然而多數(shù)情況下HAZ的沖擊功遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于標(biāo)準(zhǔn)要求的單值最小30 J，應(yīng)重點(diǎn)研究HAZ沖擊的離散性問題.取自同一位置相鄰兩個試樣的HAZ沖擊功出現(xiàn)如此大的波動，可排除熱輸入變化導(dǎo)致的原因.文獻(xiàn)［18］指出當(dāng)沖擊試樣的V型槽經(jīng)過臨界再熱粗晶區(qū)時，會出現(xiàn)韌性值劇降的現(xiàn)象.因此有必要詳細(xì)研究圖3中6區(qū)各個亞區(qū)的組織轉(zhuǎn)變和M-A組元的致脆機(jī)理，研究臨界再熱粗晶區(qū)在斷裂過程中如何影響裂紋的起裂和擴(kuò)展，以最小化局部脆化現(xiàn)象.

2.4 抗拉強(qiáng)度分析

表4分別給出了4根鋼管的母材抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度以及屈強(qiáng)比，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和斷裂位置.母材的抗拉強(qiáng)度較高，均在800 MPa以上，屈服強(qiáng)度達(dá)到了X90的水平，但屈服強(qiáng)度偏低，接近下限值.焊接接頭抗拉強(qiáng)度達(dá)到805～815 MPa，斷裂位置均在HAZ.

2.5 彎曲性能分析

焊接接頭彎曲試驗(yàn)可綜合考察接頭的強(qiáng)度、韌性以及焊接缺陷.在每根鋼管上取4組正彎和4組反彎試樣，試驗(yàn)結(jié)果如下：16個正彎試樣表面均完好無裂紋.3＃鋼管1反彎試樣HAZ區(qū)存在長4.5 mm，深7 mm的裂紋；1反彎試樣HAZ脆斷，如圖9所示.整個斷面呈現(xiàn)閃閃發(fā)光顆粒面，為典型的脆斷特征，在韌脆交界處可觀察到宏觀裂紋.

表4 抗拉試驗(yàn)Table 4 Tensile test of welded joint

圖9 彎曲試樣斷口Fig.9 Fracture-morphology of bending specimen

2.6 硬度

1?！?＃鋼管焊接接頭各區(qū)域的維氏硬度如圖10所示.3＃鋼管的HAZ硬度明顯高于其他3個試樣，淬硬傾向較高，也一定程度上降低了HAZ韌性.HAZ硬度較母材均有明顯的下降，硬度值在220～250 HV波動，且大部分HAZ的硬度值低于焊縫區(qū)硬度，說明HAZ出現(xiàn)了一定程度的軟化.HAZ軟化現(xiàn)象與高鋼級管線鋼的控扎控冷過程強(qiáng)烈加速冷卻和貧合金化、以及焊接熱循環(huán)過程中的碳元素在殘余奧氏體內(nèi)富集有關(guān)［8，19］.

圖10 接頭各區(qū)硬度分布Fig.10 Hardness curve of welded joint

3 結(jié) 論

1）X90管線鋼預(yù)精焊接頭母材組織為貝氏體鐵素體、粒狀貝氏體和M-A組元，焊縫組織主要為針狀鐵素體，CGHAZ組織為GB、BF和M-A組元，F(xiàn)GHAZ為細(xì)化的GB.

2）M-A組元在焊縫區(qū)呈彌散分布，為點(diǎn)狀小島分布在粒狀貝氏體基體上.粗晶區(qū)內(nèi)的M-A受熱循環(huán)的影響，呈塊狀或長條狀分布在粗大的原奧氏體晶界或貝氏體板條之間.

3）母材和焊縫的沖擊功比較穩(wěn)定，斷口存在大量的韌窩.熱影響區(qū)沖擊穩(wěn)定性較差，低值沖擊的斷口呈現(xiàn)解理斷裂形貌，需進(jìn)一步研究HAZ受雙熱循環(huán)形成的各亞區(qū)組織轉(zhuǎn)變和脆化機(jī)理.

4）焊接接頭拉伸、彎曲、硬度等力學(xué)性能試驗(yàn)也表明熱影響區(qū)是薄弱環(huán)節(jié)，需進(jìn)一步研究反彎試樣多在熱影響區(qū)出現(xiàn)裂紋或斷裂的原因.

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（編輯 張積賓）

Research on tack-final welded joint of X90 pipeline steel

FU Chao1，2，WANG Yong1，LI Xueda1，HAN Tao1
（1.China University of Petroleum，Qingdao 150001，China；2.Shandong Shengli Steel Pipe Co.，Ltd.，Zibo 255082，China）

Four SAWH（Submerged-arc Helical Welding）pipes were manufactured by Tack-Final welding process to investigate the weldability of X90 pipeline steel.Metallographic analysis，SEM（scanning electron microscope）fractographic analysis，Charpy impact test，tensile test，bending test，and hardness test were performed.Metallographic analysis revealed that the microstructure of inside and outside welded seam was acicular ferrite，and CGHAZ（Coarse Grain Heat Affected Zone）was coarsened with blocky or elongated martensite-austenite constituent（M-A）at prior austenite grain boundaries or bainite-ferrite strip.The toughness of HAZ was discrete and low-value toughness occasionally appeared with typical cleavage fracture by SEM fractographic analysis.Tensile test confirmed that the strength of welded joint was between 805 to 815 MPa，which was fractured at HAZ.Bending test showed cracks or brittle fracture at HAZ.Analysis on hardness test indicated that hardness of HAZ was about 220～250 HV，a little bit below base metal.HAZ was weakness zone of X90 Tack-Final welding pipes.In order to improve the welding stability of X90 pipeline steel，the microstructure transformation and brittleness mechanism of HAZ sub-region should be studied further.

weld；pipeline steel；tack-final welding；heat affected zone；M-A

TG457.1

A

1005-0299（2017）02-0085-07

2016-09-18.< class="emphasis_bold">網(wǎng)絡(luò)出版時間：

時間：2017-04-19.

付 超（1987—），男，在讀博士，國際焊接工程師；王 勇（1964—），男，博士生導(dǎo)師.

付 超，E-mail：fu_chao99＠sina.com.

10.11951/j.issn.1005-0299.20160307