高鋼級管線鋼自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊接頭韌性影響因素研究*

隨著我國經(jīng)濟(jì)的高速發(fā)展， 對油氣資源的需求日益增加。 根據(jù)最新預(yù)測， 至2040 年我國天然氣消費(fèi)在一次能源中占比將從7%增長至14%

。天然氣資源的大量需求推動(dòng)了長輸管線工程建設(shè)的快速發(fā)展。 據(jù)國家石油天然氣管網(wǎng)集團(tuán)有限公司的統(tǒng)計(jì)， 截至2020 年底， 全國天然氣管道總里程為7.91 萬km， 已初步形成 “四大 （進(jìn)口） 通道” 和“三縱三橫” 的管網(wǎng)系統(tǒng)， 在未來五年將規(guī)劃建成“五縱五橫” 的天然氣干線管網(wǎng)

。 安全性一直是管道施工及服役過程中的重要指標(biāo)， 環(huán)焊縫作為管道整體質(zhì)量的薄弱環(huán)節(jié)， 其強(qiáng)度與韌性是管道質(zhì)量管控的核心

。 國內(nèi)長輸管道工程施工環(huán)焊工藝主要采用自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊及氣保護(hù)自動(dòng)焊的方法， 返修采用手工電弧焊焊接工藝， 其中80%以上的長輸管道環(huán)焊縫采用自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊的方法進(jìn)行焊接

。 在管道施工及服役過程中對環(huán)焊縫性能進(jìn)行評價(jià)， 發(fā)現(xiàn)其沖擊韌性平均值均較高， 但離散性大， 且部分沖擊吸收功接近于驗(yàn)收指標(biāo)的下限

。 自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊環(huán)焊縫沖擊韌性波動(dòng)較大的現(xiàn)象， 使管道服役過程存在較大的安全隱患， 為保障焊接接頭力學(xué)性能的穩(wěn)定性， 有必要對影響自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊接頭低溫韌性的因素進(jìn)行系統(tǒng)性分析，對管道服役安全性評估提供理論指導(dǎo)

。

摘 要：在大力推進(jìn)教育現(xiàn)代化的進(jìn)程中，教育信息化建設(shè)是學(xué)校的中心工作，其水平也逐漸被各級教育應(yīng)行政部門作為衡量學(xué)校辦學(xué)水平的一個(gè)重要指標(biāo)，而師生信息技術(shù)應(yīng)用能力的強(qiáng)與弱將直接關(guān)系到學(xué)校教育信息化水平。從管理、培訓(xùn)、競賽、應(yīng)用和科研等方面對師生信息技術(shù)應(yīng)用能力的提升工作進(jìn)行研究，找出對策。

影響管道環(huán)焊半自動(dòng)環(huán)焊縫韌性的原因有很多， 焊絲熔敷金屬成分差異， 焊接速度、 焊接角度等焊接工藝不同導(dǎo)致焊縫性能不穩(wěn)定， 母材成分不同導(dǎo)致焊縫成分稀釋程度不同， 夾雜物形態(tài)和分布及熱影響區(qū)組織狀態(tài)不同等

。 本研究將從夾雜物、 氣體元素及顯微亞結(jié)構(gòu)等材料本質(zhì)方面對自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫韌性影響因素進(jìn)行分析。

1 試驗(yàn)材料與方法

為詳細(xì)分析高鋼級管道環(huán)焊施工過程中自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊縫韌性波動(dòng)原因， 取某天然氣長輸管線工程環(huán)焊焊接工藝評定時(shí)X80 自保護(hù)藥芯焊絲焊接接頭進(jìn)行微觀組織及沖擊韌性分析。

為研究X80 自保護(hù)環(huán)焊縫沖擊性能的影響因素， 按照API 5L 標(biāo)準(zhǔn)在焊縫中心取沖擊試樣， 試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm， 取樣及缺口位置如圖1 所示。 采用掃描電子顯微鏡觀察焊縫沖擊斷口， 分析夾雜物是否是沖擊斷裂的起裂源。

材料的微觀組織特征是由其化學(xué)成分決定的。X80 自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊縫的合金化特點(diǎn)為“超低C-高Ni-高Al”， 西氣東輸二線和西氣東輸三線普遍使用的自保護(hù)藥芯焊絲的熔敷金屬化學(xué)成分為0.04%C-0.2%Si-（1.5%～1.6%）Mn-（1.5%～2.0%）Ni-（0.7%～1.2%）Al。 焊縫中的Al 萃取化學(xué)相分析結(jié)果見表3， 結(jié)果表明， 該類型焊縫中化合態(tài)Al 的質(zhì)量分?jǐn)?shù)在0.03%左右， 即焊縫中的Al 大都以固溶Al 的形式存在。 眾所周知， Al 是一種非碳化物形成元素， 當(dāng)焊縫中大量的Al 以固溶態(tài)存在時(shí)， 可抑制γ→α 相變過程中相界面碳化物的析出， 使殘余奧氏體穩(wěn)定， 從而獲得大量的馬氏體或殘余奧氏體組織， 即M/A 組元。

區(qū)塊鏈技術(shù)是一種利用去中心化共識的機(jī)制維護(hù)一個(gè)完整的、分布式的、不可篡改的賬本數(shù)據(jù)庫的技術(shù)，它能夠讓區(qū)塊鏈中的參與者在無需建立信任關(guān)系的前提下實(shí)現(xiàn)一個(gè)統(tǒng)一的賬本系統(tǒng)。近年來，區(qū)塊鏈以集成分布式數(shù)據(jù)存儲(chǔ)、點(diǎn)對點(diǎn)（P2P）傳輸、新型加密算法和共識機(jī)制等技術(shù)的特點(diǎn)，已越來越成為許多國家政府和國際組織研究討論的熱點(diǎn)，依靠互聯(lián)網(wǎng)的產(chǎn)業(yè)也紛紛加大了對其投入的力度[1]，但是目前全球還沒有政府大力推廣將該技術(shù)應(yīng)用于物聯(lián)網(wǎng)的身份識別系統(tǒng)。

在人工肺液中，白藜蘆醇DPPC脂質(zhì)粉霧劑同原料藥相比，具有明顯的緩釋效果（圖5）。原料藥存在明顯的突釋現(xiàn)象，1 h內(nèi)釋放接近60%；相比之下，白藜蘆醇DPPC脂質(zhì)粉霧劑釋放緩慢，沒有突釋現(xiàn)象，釋放24 h后，累積釋放達(dá)到60%。通過釋放方程擬合，白藜蘆醇DPPC脂質(zhì)粉霧劑釋放機(jī)制符合Higuchi釋放模型（Ft＝9.346 t1/2＋12.88， r2＝0.824 2），即藥物以骨架型擴(kuò)散為主，隨著時(shí)間推移，脂質(zhì)體的破裂，藥物從脂質(zhì)空隙中滲漏。白藜蘆醇DPPC脂質(zhì)粉霧劑釋藥特點(diǎn)證明DPPC脂質(zhì)體的多囊結(jié)構(gòu)使藥物具有緩釋效果，在肺內(nèi)緩慢釋藥發(fā)揮作用，避免突釋帶來的不良反應(yīng)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 夾雜物對焊縫韌性影響

焊縫中常見夾雜物主要有三類， 即氧化物、 氮化物和硫化物。 夾雜物對韌性影響取決于夾雜物種類、 數(shù)量、 尺寸、 形狀和分布， 一般來說， 隨夾雜物數(shù)量的增多， 焊縫韌性明顯下降

。 為了保證自保護(hù)藥芯焊絲能夠在無外加氣體保護(hù)下進(jìn)行焊接， 通常該類藥芯焊絲中都加入了大量Al、 Zr 等元素用來脫氧脫氮，避免在焊接過程中大氣中氧、 氮的侵入。 但是， 大量的脫氧脫氮?jiǎng)┬纬傻难趸锖偷镉謺?huì)在焊縫中作為夾雜物存在， 較大的夾雜物可成為裂紋源， 導(dǎo)致沖擊功降低和脆性轉(zhuǎn)變溫度的提高。

夾雜物的形狀和尺寸對韌性有較大影響， 其中球形或類球形夾雜物對基體的割裂作用小， 夾雜物周圍的應(yīng)力條件相對較好， 類球形夾雜物形貌及能譜圖如圖2 所示。 不規(guī)則的尖角形的夾雜物對基體的割裂作用大， 夾雜物周圍的應(yīng)力條件較差， 易在其周圍起裂或成為裂紋擴(kuò)展通道，會(huì)對焊縫韌性造成不良影響。 在X80 鋼管自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中發(fā)現(xiàn)了氧化鋁夾雜周圍發(fā)生開裂的案例， 其形貌及能譜圖如圖3 所示。

X80 自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中主要夾雜物為Al

O

、 MgO、 ZrO 及其復(fù)合夾雜物， 夾雜物定量統(tǒng)計(jì)結(jié)果如圖4 所示。 由圖4 可知， 焊縫中夾雜物尺寸主要分布在0.1～0.7 μm 范圍， 尤其是尺寸在0.1～0.2 μm 范圍的夾雜物數(shù)量最多， 占總夾雜物數(shù)量的23%。 可見X80 自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中的夾雜物尺寸比較細(xì)小， 平均尺寸僅0.4 μm 左右。

范玉然等

指出， 當(dāng)準(zhǔn)解理斷裂的起裂源在夾雜物處時(shí)， 夾雜物對焊縫沖擊韌性影響較大， 焊縫韌性降低。 自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)環(huán)焊縫沖擊斷口形貌如圖5 所示， 大量SEM 分析表明， 準(zhǔn)解理或解理斷裂面周圍主要為韌性斷裂帶， 起裂源均在扇形面中心位置， 在解理面或準(zhǔn)解理面起裂位置未發(fā)現(xiàn)夾雜物， 說明在X80 自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中，夾雜物不是解理斷裂的起裂源， 夾雜物不是導(dǎo)致自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫韌性離散分布的主要原因。

2.2 氣體元素對焊縫韌性的影響

美國Edison 焊接研究所的Ramirez 等

對比研究了不同焊接工藝和材料下焊縫金屬中的O、N 氣體含量， 結(jié)果顯示， 常見的自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊的氧含量最低。 國內(nèi)某X80 天然氣長輸管線焊接評定試驗(yàn)中自保護(hù)藥芯焊絲焊縫的氣體含量統(tǒng)計(jì)結(jié)果見表2， 從表2 可以看出， 自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中的氧含量為0.01%左右。 自保護(hù)藥芯焊絲中一般都加入了大量的Al、 Zr、Ti、 Si、 Mg 等元素作為脫氧劑， 使自保護(hù)焊縫中的氧含量保持在較低水平。

礦石以細(xì)粒結(jié)構(gòu)為主，均為粒狀變晶結(jié)構(gòu)，局部地段粒度較粗，礦石構(gòu)造為條帶狀、條紋狀構(gòu)造。礦石中主要礦物成分為磁鐵礦，次為赤鐵礦，少量褐鐵礦；脈石礦物主要為石英，次為角閃石，還有少量的石榴子石和黑云母。礦石自然類型為石英型和閃石型磁鐵礦石。w(Tfe)在22.45%～36.00%之間，平均為30%。

為滿足X80 自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊縫較高的強(qiáng)度需求， 焊縫組織通常設(shè)計(jì)為貝氏體， 而M/A 組元本身就是貝氏體相變過程中的一種不可避免的伴生相， 再加上大量固溶Al 的作用， 必然會(huì)導(dǎo)致焊縫中出現(xiàn)大量的M/A 組元， 常規(guī)貝氏體母材的顯微組織與自保護(hù)焊縫的貝氏體組織對比如圖9 所示。 常規(guī)貝氏體鋼中的M/A 組元分布彌散， 體積分?jǐn)?shù)一般都控制在10%以下， 顆粒尺寸小于2 μm； 而自保護(hù)焊縫中的M/A 組元體積分?jǐn)?shù)大都在20%～40%， 并且顆粒尺寸較大， 尺寸為2～5 μm， 形狀不規(guī)則較多， 尤其在亞臨界區(qū)的奧氏體晶界處會(huì)出現(xiàn)嚴(yán)重的集聚和島鏈狀分布。

此后，東芝宣布將出售核時(shí)代，并于2017年12月宣布韓國電力公司(Kepco)為優(yōu)先競標(biāo)人。但在英國政府2018年6月宣布將采用“受監(jiān)管的資產(chǎn)基礎(chǔ)”(RAB)的項(xiàng)目融資模式后，東芝宣布取消韓電的優(yōu)先談判權(quán)，為其他競標(biāo)者留出機(jī)會(huì)。

X80 環(huán)焊縫沖擊韌性與氮含量的對應(yīng)關(guān)系如圖8 所示， 可以看出， 隨著焊縫中總氮含量的增加， 焊縫平均韌性水平下降， 結(jié)合相分析的結(jié)果得出， 該類型焊縫中自由氮的存在是導(dǎo)致焊縫韌性降低的主要原因。 同時(shí)還可看出， 氮含量較高的焊縫沖擊值較低， 一般在60 J 以下； 氮含量較低時(shí)， 沖擊功分散度很大， 有的達(dá)到150 J， 也有的僅20 J 左右。 由此說明， 氮并不是影響焊縫沖擊韌性的唯一因素。 當(dāng)?shù)枯^低時(shí)， 調(diào)節(jié)其他條件可顯著提高焊縫韌性； 但是當(dāng)焊縫氮量較高時(shí)，無論如何調(diào)整或改變其他條件， 焊縫的韌性都較低。 由此得出， 自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中較低的氮含量是確保其獲得良好韌性以及避免韌性發(fā)生較大波動(dòng)的必要條件。

通過調(diào)研，很多工科高職高專學(xué)院沒有開設(shè)機(jī)械檢驗(yàn)檢測技術(shù)專業(yè)，沒有專任測量實(shí)訓(xùn)實(shí)驗(yàn)指導(dǎo)教師，機(jī)械產(chǎn)品測量實(shí)訓(xùn)教學(xué)一般是由《互換性與測量技術(shù)》的任課教師擔(dān)任。其教學(xué)過程是實(shí)驗(yàn)教師根據(jù)某一實(shí)驗(yàn)項(xiàng)目，首先介紹測量方法及原理、測量任務(wù)及要求，其次面對學(xué)生做演示，最后根據(jù)測量設(shè)備的數(shù)量分組，學(xué)生操作及完成實(shí)驗(yàn)報(bào)告。其教學(xué)組織模式如圖1所示。

氮在鋼中的存在形式一般有化合氮和自由氮兩種， 存在形式的不同決定了其對焊縫性能的影響機(jī)理不同， 為了解X80 自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中氮的存在形式及相比例情況， 采用萃取相分析和氣體分析方法研究了焊縫中氮總含量為0.03%情況下的各相分配比例， 具體結(jié)果如圖7 所示。 從圖7可看出， 焊縫總含氮量在0.03%水平時(shí)， 0.012 9%的氮與Al 結(jié)合形成了AlN， 0.005 6%的氮與脫氧劑Zr 及母材中的Ti、 Nb 等形成氮化物， 其余0.012%的氮以自由態(tài)（游離氮） 形式存在。

2.3 M/A 組元對韌性的影響

2.3.1 焊縫顯微組織及其亞結(jié)構(gòu)特征

夾雜物分析也表明， 盡管該類焊縫中夾雜物大都為氧化物夾雜， 但是由于氧含量低， 夾雜物尺寸細(xì)小， 也不會(huì)對焊縫韌性造成太大的影響。 X80自保護(hù)焊縫中氧含量與沖擊韌性的關(guān)系如圖6 所示， 可以看出， 焊縫沖擊功與焊縫中總氧含量之間并沒有直接關(guān)系。

采用化學(xué)萃取相分析的手段研究自保護(hù)環(huán)焊縫中Al 的化合物、 氮化物等第二相的固溶析出規(guī)律。 電解制度： 5%氯化鉀+0.5%～1%檸檬酸水溶液， T=-10～-5 ℃， I=0.025 A/cm

。 獲得析出相后按照表1 中的方法進(jìn)行相分離， 用APD-10型X 射線衍射儀分析析出相的結(jié)構(gòu)， 測試條件為： 采用Co 的Kα 輻射源， 加速電壓為35 kV、電流為30 mA； 2θ 掃描范圍15°～100°。

根據(jù)三維實(shí)體模型提供的玻璃骨架三維定位數(shù)據(jù)進(jìn)行骨架的安裝（見圖3），安裝過程中采用全站儀全程跟蹤測量。

由表2 可知， 結(jié)果表明該類焊縫中氮含量明顯較高， 大都分布在0.02～0.04%。 由于氮在高溫下、 液態(tài)金屬中溶解度較大 （ 不低于0.135%）， 但是室溫時(shí)的溶解度小于0.001%， 焊縫凝固時(shí)， 隨著溫度的降低， 過飽和氮會(huì)向外逸出， 當(dāng)焊縫金屬的結(jié)晶速度大于氮的逸出速度時(shí)， 過飽和的氮只能殘存于焊縫基體中

。 因此，自保護(hù)藥芯焊絲焊縫中氮的總含量高于其他焊接方法中焊縫的氮含量。

一方面焊縫中高的固溶Al 帶來大量的M/A組元； 另一方面， Al 也是鐵素體形成元素， 焊縫凝固冷卻過程中， Al 能促進(jìn)奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變。 焊縫中固溶Al 含量的變化對相變溫度的影響如圖10 所示， 焊縫基準(zhǔn)成分為0.045%C-1.57%Mn-1.5%Ni。 從圖10 中可以看出， 隨著焊縫中Al 含量的增加， A

和A

溫度明顯升高， 且A

升高的更快。 當(dāng)Al 含量從0.3%提高到1.2%時(shí)， 亞臨界區(qū)溫差提高40 ℃。 亞臨界區(qū)溫差的提高意味著焊縫再熱區(qū)內(nèi)亞臨界區(qū)的厚度增加， 即亞臨界區(qū)在整個(gè)熱影響區(qū)中所占的比例提高。 自保護(hù)焊縫亞臨界區(qū)組織中存在大量塊狀的M/A， 并集聚在奧氏體晶界附近，甚至沿著奧氏體晶界形成長島鏈， 這種顯微組織比例的提高大大增加了韌性惡化的潛在風(fēng)險(xiǎn)。 綜合以上分析得出， 自保護(hù)藥芯焊絲中大量固溶Al 的存在是導(dǎo)致焊縫中出現(xiàn)大量的粗大M/A 組元的根本原因。

2.3.2 M/A 組元對韌性的影響

在貝氏體組織中， M/A 組元相對基體是一種硬化相， 其數(shù)量、 形狀、 大小必然對材料性能（尤其是斷裂韌性） 產(chǎn)生影響。 X80 自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中M/A 組元無論數(shù)量還是尺寸都遠(yuǎn)超出貝氏體鋼中M/A 的正常范圍。 透射電鏡下M/A 組元及其內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)示意圖如圖11 所示， 在奧氏體內(nèi)部分布著形態(tài)各異的馬氏體組元（M1～M6)， 有的尺寸較大（M3)， 而有的互相之間交叉排列。 M/A 中未經(jīng)回火的馬氏體硬度高， 在變形過程中容易產(chǎn)生應(yīng)力集中， 且前期相變過程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力得不到釋放， 從而導(dǎo)致了脆性裂紋的萌生和擴(kuò)展。

現(xiàn)有自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中觀察到的形狀各異的M/A 島形態(tài)如圖12 所示。 從圖中可以發(fā)現(xiàn)焊縫中的M/A 組元至少有以下四種形貌： 塊狀M/A、 長條狀M/A、 連續(xù)分布的塊狀M/A 及M/A 與碳化物共存的顆粒。 其中， M/A組元是一種脆性的硬質(zhì)相， 它破壞了基體的連續(xù)性， 并且在M/A 島周圍的基體中極易產(chǎn)生點(diǎn)陣畸變， 在其周圍形成一個(gè)高能區(qū)， 使基體和M/A 島之間易形成微裂紋， 當(dāng)裂紋的擴(kuò)展平面為脆性M/A 相的某一解理面時(shí)， 裂紋將沿著M/A 相的解理面以脆性解理斷裂的方式直接斷裂。 因此， 無論是M/A 組織自身的斷裂還是M/A 與基體的分離都很容易成為脆性裂紋的形核中心。

M/A 組元的斷裂和與基體分離的SEM 照片如圖13 所示。 沖擊斷口鍍鎳后縱向剖開， 觀測其裂紋走向， 可以更直接地觀察到M/A 組元與基體分離的證據(jù)， 如圖14 所示。 一系列試驗(yàn)結(jié)果表明， M/A 通常會(huì)成為脆性裂紋的起源， 尤其是M/A 數(shù)量較多、 尺寸較大時(shí)對韌性的破壞作用更加明顯， 這也就是導(dǎo)致自保護(hù)環(huán)焊縫沖擊韌性較差的原因所在。

3 結(jié) 論

（1） X80 管道對接焊自保護(hù)藥芯焊絲環(huán)焊縫中主要的夾雜物為Al

O

、 MgO、 ZrO 及其復(fù)合夾雜， 平均顆粒尺寸0.4 μm， 在解理面或準(zhǔn)解理面的起裂位置均未發(fā)現(xiàn)夾雜物， 夾雜物并不是導(dǎo)致自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊縫韌性離散分布的主要原因。

（2） 自保護(hù)藥芯焊絲焊縫中氮含量通常在0.02%～0.04%， 過高的氮含量使其在焊縫凝固和層間再熱區(qū)熱循環(huán)中難以完全析出， 存在一定數(shù)量的間隙固溶氮， 易于形成微氣孔和發(fā)紋， 是導(dǎo)致自保護(hù)焊縫沖擊韌性波動(dòng)的主要原因之一。

（3） 自保護(hù)藥芯焊絲中加入了大量的Al 用來脫氧和固氮， 冷卻過程中固溶Al 抑制滲碳體生成， 使奧氏體中的碳富集， 提高奧氏體穩(wěn)定性， 促進(jìn)室溫下大量M/A 組元的生成。 M/A 中大部分為馬氏體， 大塊的硬相M/A 島是脆性解理斷裂的起源和裂紋擴(kuò)展的通道。 因此， X80 管道環(huán)焊縫中因Al 含量較高而導(dǎo)致組織中大量M/A 組元的存在是焊縫沖擊韌性波動(dòng)的另一個(gè)主要原因。

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