X80 管線鋼半自動(dòng)自保護(hù)藥芯環(huán)焊接頭性能影響因素研究*

齊麗華， 王 磊， 楊耀斌， 胡美娟，陳越峰， 何小東

（1. 中國(guó)石油集團(tuán)石油管工程技術(shù)研究院， 西安710077；2. 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；3. 中國(guó)石油西部管道公司， 烏魯木齊830013）

0 前 言

近二十年來(lái)， 隨著石油和天然氣消費(fèi)量的加速遞增， 我國(guó)管道建設(shè)得到了高速發(fā)展， 油氣輸送管線用鋼的強(qiáng)度等級(jí)和管徑逐漸增大， 管道輸送壓力逐漸提高， 從而對(duì)管道現(xiàn)場(chǎng)焊接技術(shù)提出了新的挑戰(zhàn)[1-2]。 國(guó)內(nèi)管道工程施工環(huán)焊工藝主要采用自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)下向焊接方法以及自動(dòng)焊的方法， 返修采用手工電弧焊焊接工藝[3-5]。其中， 80%以上的管道環(huán)焊縫采用自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊接 （FCAW-S）[6-7]， 該種焊接方法在高鋼級(jí)管道焊接中存在諸多問(wèn)題： ①藥芯焊材焊接的焊縫金屬組織均勻性較差， 導(dǎo)致與母材同一強(qiáng)度級(jí)別的焊絲拉伸性能比母材低； ②焊接熱輸入量大， 焊接熱影響區(qū)易出現(xiàn)軟化現(xiàn)象； ③自保護(hù)焊接會(huì)導(dǎo)致焊縫中的氮含量增高， 而AlN 的增加使得焊縫組織的脆性增大， 焊縫的韌性波動(dòng)范圍增大， 會(huì)有極低值出現(xiàn)； ④半自動(dòng)的手工操作方法， 更多地取決于焊工的焊接操作水平和責(zé)任心， 易導(dǎo)致焊接少層少道的現(xiàn)象增多， 使焊縫韌性會(huì)出現(xiàn)更多的極低值[8]。 采用上述方法焊接的焊縫沖擊韌性不僅與焊接熱輸入量有關(guān)， 還與焊縫的微觀組織尤其鏈狀M-A 組織、 AlN、Al2O3等析出物[9]及藥芯焊絲中稀土元素的大小及分布情況等因素有關(guān)。 因此， 為保證管道焊接接頭的力學(xué)性能， 有必要對(duì)影響自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊接工藝的因素進(jìn)行系統(tǒng)分析， 對(duì)提高管道工程環(huán)焊縫質(zhì)量及管道建設(shè)和安全運(yùn)營(yíng)具有重要的意義[10-11]。

1 化學(xué)成分及環(huán)焊工藝

環(huán)焊焊口的母材為X80 級(jí)管線鋼， 為低碳微合金高強(qiáng)度管線鋼， 管材規(guī)格為Φ1 219 mm×18.4 mm， 化學(xué)成分符合中國(guó)石油集團(tuán)CDP-SNGP-PL-006-2014-3 《天然氣管道工程用鋼管技術(shù)規(guī)格書》 的要求。 根焊采用實(shí)芯焊絲， 直徑為1.2 mm； 填充蓋面焊采用自保護(hù)藥芯焊絲E81T8-Ni2， 直徑為2.0 mm。 X80 管線鋼管和焊絲的化學(xué)成分見(jiàn)表1， 焊接工藝參數(shù)見(jiàn)表2。

表1 X80 鋼級(jí)管線鋼管和自保護(hù)藥芯焊絲的化學(xué)成分 %

表2 管道自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊接工藝參數(shù)

2 微觀組織和力學(xué)性能研究

對(duì)服役X80 管道工程的焊口進(jìn)行破壞性檢測(cè)， 并從微觀組織和力學(xué)性能分布趨勢(shì)進(jìn)行分析， 針對(duì)不同的組對(duì)錯(cuò)邊缺陷， 結(jié)合環(huán)焊接頭的性能特點(diǎn)進(jìn)行安全性綜合影響因素分析。

2.1 力學(xué)性能分析

圖1 為該管道項(xiàng)目服役環(huán)焊接頭破壞性焊口檢測(cè)的拉伸性能分析結(jié)果。 圖1 中橫坐標(biāo)為抽查的焊口數(shù)量， 縱坐標(biāo)為同一焊口不同區(qū)域的拉伸性能分布情況。 FCAW-S 焊口拉伸性能在610～740 MPa內(nèi)波動(dòng)， 檢測(cè)試樣沒(méi)有去除余高， 低于公稱強(qiáng)度的環(huán)焊接頭斷裂位置在母材上， 即鋼管的縱向拉伸強(qiáng)度較低， 但都高于95%的公稱強(qiáng)度值。 同一焊口不同區(qū)間的強(qiáng)度波動(dòng)幅度最大值為40 MPa， 其余焊口各區(qū)域的強(qiáng)度基本一致， 說(shuō)明不同焊接位置焊接工藝參數(shù)的波動(dòng)對(duì)焊口強(qiáng)度影響較小。

圖1 FCAW-S 破壞性焊口環(huán)焊接頭的拉伸性能分布趨勢(shì)

圖2 為環(huán)焊接頭焊口不同位置的焊縫和熱影響區(qū)沖擊性能分布趨勢(shì)。 圖2 中橫坐標(biāo)為抽查焊口數(shù)量， 縱坐標(biāo)為同一焊口0 點(diǎn)和3 點(diǎn)位置對(duì)應(yīng)的沖擊性能波動(dòng)情況。 從圖2 （a） 可以看出， 焊縫中心的沖擊韌性波動(dòng)較大， 為60～275 J， 各位置的韌性值分布趨勢(shì)相近。 由于焊接熱影響區(qū)韌性由焊縫和熱影響區(qū)組成（見(jiàn)圖2 （c））， 其韌性波動(dòng)范圍明顯大于焊縫中心， 為60～325 J， 且同一焊口的HAZ 波 動(dòng)范圍也遠(yuǎn)大于焊縫中心。

圖2 FCAW-S 破壞性焊口環(huán)焊接頭沖擊性能分布趨勢(shì)

2.2 微觀組織分析

根據(jù)焊接接頭宏觀性能統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)， 針對(duì)具體的環(huán)焊接頭微觀組織進(jìn)行金相和力學(xué)性能的進(jìn)一步分析， 圖3 為環(huán)焊接頭不同部位的金相組織。

環(huán)焊接頭由焊縫、 熱影響區(qū)和母材組成，環(huán)縫主要由根焊、 層間焊縫和蓋面焊組織組成， 熱影響區(qū)由近熔合線的粗晶區(qū)和近母材的細(xì)晶區(qū)組成。 圖3 （a） 中位置b 為熔合線的粗晶區(qū)組織形態(tài)， 受焊接過(guò)程中高溫?zé)嵩从绊懀?最高溫度近1 350 ℃， 其組織晶粒大小不均， 長(zhǎng)大的晶粒尺寸約為30～40 μm， 內(nèi)部為明顯的板條貝氏體組織。 在大晶粒晶界交叉處分布著大量的尺寸不均勻和形狀不規(guī)則的約10 μm 的細(xì)小晶粒， 小晶粒邊界存在較高的位錯(cuò)密度， 如圖3 （b） 中箭頭所示。 大量的位錯(cuò)釘扎作用使晶粒長(zhǎng)大， 形成了粗晶區(qū)特有的晶粒不均勻的特征。 圖3 （a） 中位置c 為熱影響區(qū)細(xì)晶區(qū)組織形態(tài)， 該處焊接過(guò)程中最高溫度近900 ℃， 其組織晶粒細(xì)小， 尺寸約為5～10 μm， 晶粒邊界存在大量的位錯(cuò)釘扎。 在圖3 （a） 中， 位置d 為焊縫蓋面焊組織， 該處的組織晶粒粗大， 尺寸為100 ～200 μm， 晶粒內(nèi)部存在大量的板條狀貝氏體組織和析出物。 板條貝氏體亞結(jié)構(gòu)粗大， 亞板條寬度近5 μm，表明該處的韌性很低。 圖3 （a） 中位置e 為焊縫填充焊層間組織形態(tài)， 該處的組織晶粒尺寸小于蓋面焊， 約為50～100 μm， 晶粒內(nèi)部的板條狀貝氏體組織更加細(xì)小、 均勻， 析出物均勻分布或釘扎在亞板條邊界， 提高了該處沖擊性能。 圖3 （a） 中位置f 為焊縫的根焊處組織， 該處為鐵素體， 晶粒尺寸約為10 μm， 且晶粒邊界存在大量的珠光體組織。

圖3 FCAW-S 焊口環(huán)焊接頭不同部位的金相組織

3 討論分析

由破壞性焊口統(tǒng)計(jì)數(shù)據(jù)分析結(jié)果可知，F(xiàn)CAW-G 工藝條件下焊口的沖擊韌性和拉伸性能差別很大， 這與金相組織分析得到的環(huán)焊接頭不同部位的組織和晶粒差別較大有關(guān)。 為進(jìn)一步對(duì)FCAW-S 焊接工藝環(huán)焊接頭性能及其影響進(jìn)行深入分析， 采用微拉伸測(cè)試方法對(duì)環(huán)焊接頭不同部位進(jìn)行拉伸性能測(cè)試分析。 圖4 為焊口不同部位的微拉伸曲線分布。 由圖4 可知， 由于根焊與填充焊、 蓋面焊焊材的不同， 根焊部位的拉伸強(qiáng)度最低為450～550 MPa， 但其均勻延伸率顯著增加， 達(dá)到17%； 填充焊和蓋面焊部位的拉伸強(qiáng)度為630～710 MPa， 均勻延伸率約為0.06%～0.10%。 根焊的拉伸強(qiáng)度比填充焊和蓋面焊焊縫金屬的拉伸強(qiáng)度低約200 MPa， 為整個(gè)環(huán)焊接頭最薄弱的位置。 焊縫熱影響區(qū)熔合線附近的拉伸強(qiáng)度約為600 MPa， 遠(yuǎn)低于母材管體650 MPa 的縱向拉伸強(qiáng)度。

圖4 FCAW-S 焊口環(huán)焊接頭不同部位的微拉伸性能

硬度和強(qiáng)度有一定的對(duì)應(yīng)關(guān)系， 采用硬度云圖方法對(duì)環(huán)焊焊口的硬度分布進(jìn)行分析， 如圖5所示。 由圖5 （b） 可見(jiàn)， 根焊區(qū)域整體的硬度分布最低， 僅為180HV0.5； 熱影響區(qū)靠近薄壁一側(cè)的硬度較高， 與母材相近， 約為280～300HV0.5，厚壁一側(cè)的硬度略低， 約為220HV0.5； 填充焊焊縫中心的硬度分布較為均勻， 約為220～240HV0.5， 略低于母材。 圖5 （c） 為0 點(diǎn)、 3 點(diǎn)和6 點(diǎn)不同位置填充焊的宏觀硬度曲線分布，可以看出， 不同焊接位置接頭兩側(cè)母材的硬度分布較為均勻， 約為220～260HV10， 焊縫中心的硬度均略有降低， 焊縫的根焊部位硬度最低， 約為170～200HV10， 為整個(gè)環(huán)焊接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

圖5 FCAW-S 焊口環(huán)焊接頭硬度云圖和不同位置的硬度分布

圖6 為FCAW-S 環(huán)焊接頭的沖擊性能， 圖中0 點(diǎn)位置的沖擊韌性值顯著低于3 點(diǎn)位置的韌性。 由此可見(jiàn)， 0 點(diǎn)位置由于焊接熱輸入較大， 兩個(gè)焊口的沖擊性能波動(dòng)大且出現(xiàn)了低值， 3 點(diǎn)位置的熱輸入較小， 其沖擊性能高且波動(dòng)較小。

圖6 環(huán)焊接頭的沖擊性能

填充焊層局部微觀組織的掃描電鏡和透射電鏡照片如圖7 所示。 由圖7 （a） 可見(jiàn)， 因?qū)娱g焊縫金屬反復(fù)受熱， 晶界和亞晶界均出現(xiàn)明顯的鈍化現(xiàn)象， 且?jiàn)W氏體晶界上的M-A 組織呈鏈狀積聚并長(zhǎng)大， 這種鏈狀的M-A 組織削弱了晶粒間界面能。而晶粒內(nèi)部和貝氏體板條組織邊界彌散分布著大量的M-A 組織， 有利于提高焊縫的強(qiáng)度和韌性。分別選取填充焊交界處（圖3 （a） 中4#位置） 和填充焊層層間（圖3 （a） 中5#位置） 的焊縫金屬進(jìn)行析出相研究， 如圖7 （b） 和圖7 （c） 所示。在同樣視野里， 填充焊層間的析出物明顯少于每道次焊層交界處的析出物， 即焊縫金屬在加熱和快速冷卻后， 析出物尺寸彌散細(xì)小， 有利于提高焊縫金屬的韌性。 但在每層填充焊的重復(fù)受熱區(qū)域， 該區(qū)域組織的M-A 鏈狀現(xiàn)象增多。 同時(shí)， 其析出物明顯增多和變大， 且分布不均勻， 填充焊交界處的析出物大小差異性很大， 降低了焊縫的韌性。

圖7 填充焊層局部微觀組織掃描電鏡照片和透射電鏡照片

4 結(jié) 論

（1） 通過(guò)微拉伸試驗(yàn)和硬度云圖觀察得到，F(xiàn)CAW-S 環(huán)焊接頭的根焊強(qiáng)度和硬度遠(yuǎn)低于管體母材的強(qiáng)度和硬度， 為整個(gè)環(huán)焊接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

（2） 焊接熱輸入量變化較大， 環(huán)焊接頭的沖擊韌性不穩(wěn)定， 焊縫0 點(diǎn)位置的韌性比3 點(diǎn)位置韌性低， 且波動(dòng)較大。

（3） 填充焊層間鏈狀M-A 組織的分布形態(tài)、大小及析出物的大小和分布情況是引起焊縫韌性不穩(wěn)定的主要因素。

（4） 在高鋼級(jí)管道環(huán)焊焊材選擇方面， X80管道應(yīng)提高根焊焊材的強(qiáng)度， 避免低強(qiáng)匹配引起的應(yīng)力集中， 從而保證環(huán)焊接頭的安全服役。