X70管線鋼焊接粗晶區(qū)組織及韌性的熱模擬研究

孫磊磊 鄭 磊

(寶鋼集團(tuán)有限公司中央研究院，上海 201900)

X70管線鋼焊接粗晶區(qū)組織及韌性的熱模擬研究

孫磊磊 鄭 磊

(寶鋼集團(tuán)有限公司中央研究院，上海 201900)

利用Gleeble- 3800熱模擬試驗機(jī)對X70管線鋼進(jìn)行了焊接熱模擬試驗，并運(yùn)用光學(xué)顯微鏡、掃描電鏡和沖擊試驗，研究了焊接冷卻時間t8/5對兩組不同Ni含量的管線鋼焊接熱影響粗晶區(qū)顯微組織和沖擊韌性的影響。結(jié)果表明，粗晶區(qū)的組織主要由粗大的粒狀貝氏體和板條貝氏體組成，并含有大量M- A組元；隨著t8/5時間的增加，晶粒尺寸變大，長條形的大尺寸M- A組元也有所增多，沖擊吸收能量呈現(xiàn)較明顯的下降趨勢，其中Ni含量高的試驗鋼的低溫沖擊韌性更好。

管線鋼 焊接熱模擬 Ni含量 熱影響粗晶區(qū) 沖擊韌性

近年來，隨著純凈鋼冶煉和控軋控冷技術(shù)(TMCP)的快速發(fā)展，管線鋼技術(shù)水平得到了很大提高。天然氣管線工程設(shè)計單位也對管線管的力學(xué)性能提出了更嚴(yán)格的要求，特別是在要求母材低溫韌性的同時，也提高了對焊縫及熱影響區(qū)沖擊韌性的要求，體現(xiàn)在試驗溫度的降低和沖擊吸收能量門檻的提高。通過現(xiàn)代TMCP工藝生產(chǎn)的以細(xì)小針狀鐵素體為組織特點的管線鋼母材，其韌性優(yōu)異，但經(jīng)歷焊接的熱循環(huán)過程后，韌性大幅度下降，尤其是埋弧焊管熔合線處的粗晶區(qū)。而當(dāng)壁厚增加，需匹配以較高的焊接熱輸入時，熔合線粗晶區(qū)的低溫沖擊韌性更是一大難點，也是高端管線管產(chǎn)品競爭力的重點[1- 4]。

由于焊接熱模擬方法具有經(jīng)濟(jì)性和易操控性等優(yōu)勢，在研究鋼鐵材料的可焊接及焊接工藝優(yōu)化等用方面得到了廣泛應(yīng)用[5- 7]。本文借助Gleeble- 3800熱模擬試驗機(jī)，通過焊接熱模擬試驗，研究了t8/5時間對不同成分管線鋼焊接熱影響粗晶區(qū)顯微組織和沖擊性能的影響。

1 試驗設(shè)計

焊接熱模擬試驗通常以t8/5為關(guān)鍵參數(shù)來控制整個熱循環(huán)過程，因此需利用焊接傳熱學(xué)模型建立t8/5與實際焊接熱輸入之間的對應(yīng)關(guān)系，如式(1)～(3)所示。當(dāng)板厚超過臨界板厚δcr時，應(yīng)用三維模型公式(2)。反之，則應(yīng)用二維模型公式(3)。

臨界板厚：

(1)

K3=0.67-5×10-4·T0

(2)

K2=0.043-4.3×10-5·T0

(3)

式中：δcr為臨界板厚，cm；η為不同焊接條件的相對熱效率，埋弧焊取1.0；F為焊接接頭的影響，

對接時F2、F3都取0.9；E為焊接線能量，J/cm；T0為預(yù)熱溫度，℃。

本文針對28 mm壁厚規(guī)格進(jìn)行熱模擬研究，處于式(1)界定的臨界板厚以下，因此，t8/5的計算采用了二維模型的式(3)。根據(jù)工業(yè)生產(chǎn)經(jīng)驗，將熱輸入研究范圍設(shè)定在40～55 kJ/cm范圍內(nèi)，具體熱模擬工藝為：峰值溫度為1 350 ℃，升溫速率為500 ℃/s,保溫時間2 s,t8/5為21、27、33、40 s,對應(yīng)熱輸入為40、45、50、55 kJ·cm- 1。

2 試驗材料及方法

選用兩種不同Ni含量(1號鋼的w(Ni)=0.15%，2號鋼的w(Ni)=0.30%)的X70管線鋼，具體化學(xué)成分如表1所示。試驗鋼均取自工業(yè)生產(chǎn)的UOE焊管，沿鋼管橫向取11 mm×11 mm×55 mm的試樣，利用Gleeble- 3800試驗機(jī)的焊接模擬程序，根據(jù)設(shè)計方案進(jìn)行熱模擬試驗。隨后利用金相顯微鏡和掃描電鏡對試樣進(jìn)行顯微組織的觀察與分析，加工沖擊試樣，V型缺口位于熱電偶處的焊接位置，按照ASTM A370進(jìn)行0、-10、-20 ℃的沖擊試驗，檢驗沖擊韌性。

表1 試驗鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of the tested steel (mass fraction) %

3 試驗結(jié)果及討論

3.1 焊接冷卻時間t8/5對沖擊韌性的影響

圖1為兩種試驗鋼經(jīng)不同t8/5時間焊接熱模擬后在不同溫度下的沖擊吸收能量?？傮w來看，經(jīng)焊接熱模擬后，兩種試驗鋼的沖擊吸收能量的離散度均較大。由圖1可見，1號鋼在0 ℃具有較好的低溫韌性，沖擊吸收能量均值在300 J以上。但在-10 ℃出現(xiàn)了低于50 J的沖擊吸收能量單值，溫度低至-20 ℃時，沖擊功的離散度更加明顯，其中t8/5=40 s的試樣在-20～0 ℃區(qū)間的沖擊吸收能量最低值為37 J，最高值為448 J，可見材料在該溫度區(qū)間發(fā)生了韌脆轉(zhuǎn)變。從整體均值水平來看，t8/5為21和27 s試樣的沖擊功高于t8/5為33和40 s的試樣。2號鋼在0和-10 ℃均具有較好的沖擊韌性，沖擊吸收能量均值在300 J以上，沖擊韌性整體優(yōu)于1號鋼，沖擊吸收能量離散度相對較小，低單值點的數(shù)量較少。t8/5時間對沖擊性能的影響規(guī)律與1號鋼一致，即t8/5時間短的試樣的沖擊性能相對較好，這說明熱輸入降低有利于沖擊韌性的提高。

圖1 1號(a)和2(b)號試驗鋼焊接熱模擬后在不同溫度下的沖擊吸收能量Fig.1 Impact energy at different temperatures of the tested steels No.1 (a) and No.2(b) after welding thermal simulation

對比圖1還可以發(fā)現(xiàn)，兩種試驗鋼在-20 ℃的沖擊韌性的差異更加顯著，為此，圖2對比了兩種試驗鋼在不同熱模擬工藝下的-20 ℃沖擊吸收能量?？梢钥闯?，2號鋼焊接熱模擬后的沖擊韌性明顯優(yōu)于1號試驗鋼，同時，隨著t8/5時間的增加，對應(yīng)更高的熱輸入，兩種試驗鋼的沖擊吸收能量都呈現(xiàn)下降趨勢。

3.2 焊接冷卻時間t8/5對顯微組織的影響

圖3和圖4為兩種試驗鋼經(jīng)不同工藝焊接熱模擬后的金相和SEM照片?？梢姡囼炰摻?jīng)焊接熱模擬后保留了原始奧氏體晶界，晶粒尺寸較大，組織主要由粒狀貝氏體和板條貝氏體組成，基體上分布有不同形態(tài)的M- A組元，有的為沿著板條界面的長條形，有的為島狀。通常，在焊接熱模擬試驗中，奧氏體的長大是由峰值溫度決定的，相同峰值溫度下，原奧氏體晶粒尺寸相差不大，而t8/5時間決定了隨后的冷卻速率，進(jìn)而影響相變溫度，獲得不同晶粒尺寸和形態(tài)的相變組織。

圖2 兩種試驗鋼焊接熱模擬后的-20 ℃ 沖擊吸收能量對比Fig.2 Comparison of impact energies at -20 ℃ of the two tested steels after welding thermal simulation

從金相照片中可以看出，最低熱輸入的t8/5=21 s試樣由于在較高的冷速下獲得了更大的形核驅(qū)動力，原始奧氏體被分隔，晶粒得以細(xì)化，在幾種t8/5工藝獲得的組織中，表現(xiàn)出最小的晶粒尺寸，組織由粒狀貝氏體和板條狀貝氏體組成，粒狀貝氏體起到了分割板條貝氏體的作用，使相同取向的板條貝氏體變細(xì)變短，有助于在低溫下抵抗裂紋擴(kuò)展[7]。隨著t8/5的增加，試驗鋼的晶粒尺寸有所增加，板條狀貝氏體比例增加，板條的長度和寬度也相對更大， 有的甚至貫穿整個原始奧氏體晶粒，板條間分布了較多的連續(xù)或呈鏈狀分布的長條形M- A組元。

圖3 1號試驗鋼焊接熱模擬后的金相及SEM照片F(xiàn)ig.3 OM and SEM pictures of the tested steel No1 after welding thermal simulation

SEM照片則更清晰地展示了顯微組織中的M- A形態(tài)?？梢钥闯?，隨著t8/5時間的變化，1號和2號試驗鋼的顯微組織變化規(guī)律類似。t8/5=21 s試樣中的M- A組元多以粒狀形態(tài)分布在鐵素體亞界面上，隨著t8/5的增加，長條形的M- A含量增加，鐵素體板條束的寬度也更大。這是由于隨著冷速的降低，奧氏體相變時在高溫區(qū)停留時間更長，鐵素體板條形核后，碳元素可以進(jìn)行長程擴(kuò)散，板條進(jìn)一步長大，同時在板條間形成較多長條形的富碳奧氏體，并在隨后的冷卻中轉(zhuǎn)變成M- A組元。這類沿界面連續(xù)分布或鏈狀分布的長條形M- A形成了軟硬相界面，尤其是在低溫環(huán)境下，M- A轉(zhuǎn)變成馬氏體，大幅度降低界面能，在外力作用下成為裂紋源或裂紋擴(kuò)展的通道，使材料在低溫下表現(xiàn)為脆性斷裂[8-9]。

進(jìn)一步對比發(fā)現(xiàn)，當(dāng)t8/5較大，即熱輸入較多時，Ni含量較高的2號鋼的組織粗化程度小于1號鋼，這是2號鋼在較大t8/5工藝下沖擊吸收能量高于1號鋼的主要原因。

4 結(jié)論

(1)對Ni質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.15%和0.30%的兩種X70管線鋼進(jìn)行了焊接熱模擬試驗，t8/5在21～40 s范圍內(nèi)，兩種管線鋼的0 ℃沖擊吸收能量均值達(dá)300 J以上；在更低溫度下，沖擊吸收能量隨著t8/5增加均呈現(xiàn)下降趨勢，其中0.30% Ni試驗鋼的沖擊韌性略優(yōu)于0.15% Ni試驗鋼。

(2)兩種管線鋼經(jīng)焊接熱模擬后，粗晶區(qū)的組織主要由粗大的粒狀貝氏體和板條貝氏體組成，并含有較多M- A組元；隨著t8/5的增加，晶粒長大，尺寸較大的長條形M- A組元也有所增加，這是導(dǎo)致沖擊韌性下降的主要原因。

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收修改稿日期：2016- 12- 02

ThermalSimulationontheMicrostructureandToughnessofWeldingCoarseGrainZoneofX70PipelineSteel

Sun Leilei Zheng Lei

(Research Institute of Baosteel Group Co., Ltd., Shanghai 201900, China)

The welding thermal simulation experiments for X70 pipeline steel were carried out by using Gleeble- 3800 thermal simulator, and the influence of cooling timet8/5on the microstructure and impact toughness of coarse- grained heat- affected zone (CG HAZ) of two X70 pipeline steels with different contents of nickel was studied by means of OM, SEM and impact test. It was shown that the microstructre of CG HAZ was mainly composed of granular bainite, lath bainite and martensite- austenite constituent (M- A). With the increase oft8/5, the grain size became larger, the content of elongated M- A increased, the impact energy decreased notably. However, the impact toughness of the tested steel with higher content of nickel was better than that of steel with lower nickel whent8/5increased.

pipeline steel，welding thermal simulation，nickel content，coarse- grained heat- affected zone(CG HAZ) ，impact toughness

孫磊磊，男，碩士，從事管線鋼及管線管研究工作，Email: sunleilei@baosteel.com