自保護(hù)藥芯焊絲焊接X80管線鋼管環(huán)焊縫接頭的顯微組織與力學(xué)性能

(沈陽航空航天大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110136)

0 引 言

近年來，隨著人類對能源需求的日益增加，油氣管線尤其是天然氣管線發(fā)展迅速，且主要呈現(xiàn)出距離長、口徑大、壓力高的發(fā)展趨勢[1]。目前，X80管線鋼已成功應(yīng)用于我國“西氣東輸”二線工程中，野外施工時(shí)主要采用環(huán)焊縫全位置焊接工藝；焊接接頭的質(zhì)量對管線服役期間的穩(wěn)定性和安全性具有決定性的作用。學(xué)者們對X80管線鋼配套焊接材料的研制、焊接方法與工藝、接頭力學(xué)性能、熱影響區(qū)的脆化與軟化、焊接冷裂紋等問題進(jìn)行了大量研究[2-5]。研究表明，自保護(hù)藥芯焊絲半自動焊接是X80管線鋼管環(huán)焊縫的主要焊接方法[6]。李繼紅等[7]、張敏等[8]研究發(fā)現(xiàn)，自保護(hù)藥芯焊絲焊接X80管線鋼接頭焊縫區(qū)的顯微組織主要為針狀鐵素體，熱影響區(qū)的主要為粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體，焊縫中針狀鐵素體的形成有利于提高焊縫的強(qiáng)度和韌性。目前，大多數(shù)研究采用的工藝均為在水平位置對標(biāo)準(zhǔn)焊板進(jìn)行焊接。但在實(shí)際工程應(yīng)用中，鋼管尺寸較大，導(dǎo)致焊縫冷卻速率較大；同時(shí)環(huán)焊縫焊接時(shí)涉及平焊、立焊、仰焊等多個(gè)焊接位置的變化，可能導(dǎo)致焊縫組織和焊縫成形的變化[9]。這些均使得實(shí)際工程應(yīng)用時(shí)接頭的組織和性能與試驗(yàn)研究時(shí)的存在較大差異，而有關(guān)實(shí)際應(yīng)用條件下X80管線鋼管環(huán)焊縫接頭組織及力學(xué)性能的研究報(bào)道較少。

因此，作者采用自保護(hù)藥芯焊絲半自動焊接工藝對X80管線鋼管進(jìn)行環(huán)焊縫焊接，分析了不同焊接位置接頭不同區(qū)域的焊縫成形、顯微組織與力學(xué)性能，為提升管線建設(shè)質(zhì)量提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料為鞍鋼集團(tuán)公司生產(chǎn)的X80管線鋼管，規(guī)格為φ1 219 mm×22 mm，其化學(xué)成分如表1所示，抗拉強(qiáng)度為690 MPa，屈服強(qiáng)度為610 MPa，-10 ℃下的平均夏比沖擊吸收功為260 J。

表1 X80管線鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical composition of X80 pipeline steel (mass) %

焊接過程中采用雙V型復(fù)合焊接坡口，坡口尺寸如圖1所示。施焊前清理距坡口邊緣30 mm范圍內(nèi)鋼管內(nèi)、外表面的鐵銹、油污等雜質(zhì)，直至顯現(xiàn)金屬光澤。采用半自動焊工藝進(jìn)行根焊、填充焊和蓋面焊。采用Lincoln Invertec STT-Ⅱ型電源和LN-742型送絲機(jī)進(jìn)行根焊，焊接材料為BOEHLER SG3-P實(shí)芯焊絲，焊絲直徑為1.2 mm，焊前預(yù)熱100 ℃，焊接峰值電流和基值電流分別為410，54 A，電源極性為直流反接，送絲速度為5.0 mm·s-1，保護(hù)氣體為CO2，氣體流量為22 L·min-1。選用Lincoln DC-400型焊接電源和LN-23P型送絲機(jī)進(jìn)行填充焊和蓋面焊，電源極性為直流正接，焊接材料為自制BaF2-Al-Mg渣系自保護(hù)藥芯焊絲[3]，焊絲直徑為2.0 mm，其熔敷金屬的化學(xué)成分如表2所示。填充焊和蓋面焊的工藝參數(shù)如表3所示，從管頂位置(平焊位置)開始同時(shí)向兩側(cè)對稱施焊。

圖1 鋼管接頭坡口尺寸Fig.1 Dimension of steel pipe joint groove

表2 自保護(hù)藥芯焊絲熔敷金屬的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 2 Chemical composition of deposited metal with self-shielded flux cored wire (mass) %

表3 填充焊及蓋面焊工藝參數(shù)Table 3 Parameters of filling welding and cap welding

1.2 試驗(yàn)方法

按照Q/SY GJX 01110-2007，分別在圖2所示的環(huán)焊縫接頭平焊(M1)、立焊(M2)、仰焊(M3)位置,在焊縫橫截面上截取金相試樣，經(jīng)預(yù)磨、拋光，用體積分?jǐn)?shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用ZSA403型體視顯微鏡和OLYMPUS GX71型光學(xué)顯微鏡觀察焊縫的宏觀形貌和顯微組織。采用HVS-50型維氏硬度計(jì)測試在M1位置處母材(BM)、熱影響區(qū)(HAZ)和焊縫(WM)的硬度，載荷為98 N，保載時(shí)間為20 s，具體測試位置如圖3所示。按照Q/SY GJX 01110-2007，分別在圖2所示的環(huán)焊縫接頭T1,T2,T3,T4位置，沿焊縫橫截面、以焊縫為中心截取矩形拉伸試樣，拉伸試樣的標(biāo)距為60 mm，采用MTS Landmark型電液伺服試驗(yàn)系統(tǒng)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速度為0.5 mm·min-1；使用Zeiss-Sigma型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。按照GB/T 2650-2008和GB/T 229-2007，分別以環(huán)焊縫接頭C1和C2位置(如圖2所示)處焊縫和熱影響區(qū)為中心截取夏比V型缺口沖擊試樣，沖擊試樣尺寸均為10 mm×10 mm×55 mm，采用ZBC2502-2型沖擊試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，測試溫度為-10 ℃，每組測3個(gè)試樣取平均值。

圖2 環(huán)焊縫接頭取樣位置示意Fig.2 Diagram of sampling location of girth joint

圖3 硬度測試位置示意Fig.3 Schematic of hardness testing location

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖4可以看出，不同焊接位置處的焊縫均成形良好，無氣孔、夾渣和未熔合等缺陷，說明自制的自保護(hù)藥芯焊絲具有良好的全位置焊接適應(yīng)性。接頭均由焊縫、熱影響區(qū)和母材組成，但不同焊接位置處焊層數(shù)和焊縫寬度有所不同。除根焊層和蓋面層外，M1位置和M2位置均含有6層填充層，而處于仰焊位置的M3位置，焊接時(shí)由于熔池下墜導(dǎo)致每道焊層均較厚，因此僅含有5層填充層。由于M1、M3位置處的蓋面層均由兩條焊道組成而M2位置處的蓋面層僅有一條焊道，因此選擇次表層的填充層進(jìn)行焊縫寬度的對比。M1、M2位置處焊縫的寬度基本相同，分別為15.0，14.8 mm，而M3位置處的焊縫寬度較小，僅為13.2 mm。

圖4 不同焊接位置處接頭的宏觀形貌Fig.4 Macromorphology of joint at different welding positions:(a) M1 position; (b) M2 position and (c) M3 position

2.2 顯微組織

由圖5(a)可以看出：X80管線鋼母材組織由細(xì)小的準(zhǔn)多邊形鐵素體、針狀鐵素體、馬氏體-奧氏體(M-A)組元和少量粒狀貝氏體組成，組織沿軋制方向拉長，呈條帶狀分布。觀察發(fā)現(xiàn)，焊接位置對蓋面層和填充層焊縫組織沒有明顯影響。由圖5(b)和圖5(c)可知：蓋面層組織呈柱狀晶形態(tài)，晶內(nèi)由板條貝氏體、針狀鐵素體及少量粒狀貝氏體組成；由于是多層多道焊，先焊焊道受后焊焊道的熱作用，柱狀晶特征消失，因此填充層焊縫晶粒細(xì)小且均勻，主要由準(zhǔn)多邊形鐵素體和粒狀貝氏體組成。接頭熱影響區(qū)由細(xì)晶區(qū)和粗晶區(qū)組成，且焊接位置對細(xì)晶區(qū)組織沒有顯著影響。由圖5(d)可知，熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)由細(xì)小均勻的細(xì)晶鐵素體和針狀鐵素體組成，與母材相比，該區(qū)域發(fā)生了再結(jié)晶，條帶狀組織消失。由圖5(e)～圖5(g)可知：熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織均由板條貝氏體、粒狀貝氏體和少量準(zhǔn)多邊形鐵素體組成；與母材相比，該區(qū)域組織因受焊接熱循環(huán)作用而發(fā)生了明顯的粗化，并且平焊位置和仰焊位置處的奧氏體晶粒比立焊位置處的更為粗大，這主要是因?yàn)樵趯?shí)際焊接過程中，立焊處的焊接速度更大，使得焊接熱影響區(qū)的峰值溫度降低，從而降低了熱影響區(qū)粗晶區(qū)奧氏體晶粒的粗化程度[10]。

2.3 力學(xué)性能

2.3.1 硬 度

由表4可知，焊縫和熱影響區(qū)的硬度相當(dāng)，均略低于母材的硬度。與母材相比，熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)在焊接熱循環(huán)作用下發(fā)生再結(jié)晶，導(dǎo)致位錯密度顯著降低；熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒發(fā)生明顯粗化。因此熱影響區(qū)的硬度低于母材的。與母材相比，焊縫區(qū)的晶粒尺寸較粗，因此其硬度較低。焊縫和熱影響區(qū)沒有出現(xiàn)硬度明顯低于母材的軟化區(qū)，并且各測試點(diǎn)的硬度均滿足Q/SY GJX 01110-2007中規(guī)定的環(huán)焊縫硬度不高于300 HV的要求。

表4 接頭不同區(qū)域的硬度Table 4 Hardness of different regions in the joint HV

2.3.2 沖擊性能

由表5可以看出，立焊位置焊縫中心(C2)的平均沖擊吸收功比平焊位置焊縫中心(C1)的高，其原因在于立焊位置采用了立下向焊接工藝，具有焊接速度快、焊層薄的特點(diǎn)，導(dǎo)致焊縫組織更加均勻，從而表現(xiàn)出更高的沖擊韌性。立焊位置熱影響區(qū)的平均沖擊吸收功也高于平焊位置熱影響區(qū)的，這是由于立焊位置處熱影響區(qū)的晶粒尺寸比平焊位置的細(xì)小。

表5 不同焊接位置接頭中焊縫及熱影響區(qū)的-10 ℃沖擊吸收功Table 5 Impact absorbing energy at -10 ℃ of weld and heat-affected zone in the joint at different welding positions J

2.3.3 拉伸性能

由表6可以看出，T1、T4位置的抗拉強(qiáng)度略低于T2、T3位置的，不同位置的抗拉強(qiáng)度均滿足Q/SY GJX 01110-2007中X80管線鋼環(huán)焊縫最低抗拉強(qiáng)度(620 MPa)的要求。T1、T4位置的拉伸試樣在焊縫區(qū)斷裂，T2、T3位置的在母材區(qū)斷裂。觀察發(fā)現(xiàn)，不同焊接位置的拉伸斷口形貌相似，斷裂前均發(fā)生了明顯的塑性變形。以T1位置處的拉伸斷口形貌為例進(jìn)行觀察，由圖6可以看出，拉伸斷口由均勻而細(xì)小的韌窩組成，屬于典型的韌性斷裂形貌。

表6 不同焊接位置接頭的拉伸性能與斷裂位置Table 6 Tensile properties and fracture location of the joint at different welding positions

圖6 接頭T1位置處的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of the joint at T1 position

3 結(jié) 論

(1) 采用自制BaF2-Al-Mg渣系自保護(hù)藥芯焊絲對X80管線鋼進(jìn)行環(huán)焊縫焊接后，不同焊接位置的焊縫成形良好，該自保護(hù)藥芯焊絲具有良好的全位置焊接適應(yīng)性。

(2) 不同焊接位置接頭焊縫組織基本相同，蓋面層主要由板條貝氏體和針狀鐵素體組成，填充層為細(xì)小的粒狀貝氏體和準(zhǔn)多邊形鐵素體；焊接位置對熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)組織沿有明顯影響，組織均由細(xì)晶鐵素體和針狀鐵素體組成；熱影響區(qū)粗晶區(qū)主要由粗大的板條貝氏體和粒狀貝氏體組成，立焊位置熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒尺寸比平焊和仰焊位置的細(xì)小。

(3) 接頭各區(qū)域的硬度分布較為均勻，立焊位置焊縫和熱影響區(qū)的-10 ℃平均沖擊吸收功比平焊位置的高；不同焊接位置接頭的抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，接頭具有良好的強(qiáng)韌性匹配，拉伸斷口呈韌性斷裂特征。