熱處理對極寒服役條件下彎管用X70鋼焊接接頭組織和性能的影響

張俠洲， 陳延清， 趙英建， 董現(xiàn)春

(首鋼集團有限公司技術(shù)研究院， 北京 100043)

隨著我國對能源的需求不斷增加，油氣運輸管道向著高壓、長距離、大管徑技術(shù)方向飛速發(fā)展，對油氣管線用鋼的要求也越來越苛刻[1]。油氣管道運輸?shù)妮斔途嚯x長，在輸送過程中需經(jīng)過復(fù)雜的地質(zhì)形貌環(huán)境，管道需要根據(jù)當(dāng)?shù)氐牡刭|(zhì)條件不斷通過彎管來進行轉(zhuǎn)向改線[2-3]。油氣管道中的彎管、三通管件多數(shù)由直縫焊管熱成形加工完成，少數(shù)采用冷壓成型[4]，彎管焊縫極易因熱煨成型過程而導(dǎo)致力學(xué)性能明顯下降，運行過程中出現(xiàn)斷裂，直接影響到油氣運輸管道的安全運行。彎管和三通的制造過程中需要經(jīng)過熱煨過程，整體淬火+回火或者局部淬火+整體回火，熱處理會惡化管線鋼母材和焊接接頭的性能[5-8]。從控制奧氏體晶粒長大的角度，應(yīng)降低淬火加熱溫度，但是加熱溫度過低影響熱成型，后續(xù)的回火工藝對強度和韌性匹配影響非常大，回火溫度低，韌性較差，回火工藝高，強度較低[9-12]。

目前，國內(nèi)外對熱煨彎管的熱煨工藝進行了大量研究。研究發(fā)現(xiàn)，熱處理工藝、母材成分、焊接工藝、焊接材料對彎管焊接接頭性能優(yōu)劣有重要影響[13]。對X70管線鋼而言，本身具有較高的強韌性，未熱處理前直縫焊接接頭性能比較好，但是模擬熱煨工藝后，接頭低溫沖擊韌性下降明顯，嚴重影響使用安全[14]。對于西氣東輸二線、陜京四線等工程主要考慮-20 ℃沖擊韌性，但是對于穿越我國東北的油氣管道工程，對管線鋼低溫韌性具有更高的要求，部分工程要考慮到-45 ℃下性能。因此，研究熱處理工藝對X70彎管焊接接頭組織和性能的影響，對油氣管道運輸?shù)陌l(fā)展具有重要的理論和工程實際意義。

本研究針對X70直縫焊管和彎管性能要求，采用手工焊條電弧焊進行焊接試驗，通過設(shè)計不同調(diào)質(zhì)工藝，模擬熱煨過程，提升彎管焊接接頭的低溫沖擊韌性，研究不同回火溫度對焊接接頭組織和力學(xué)性能的影響，揭示X70熱煨彎管低溫條件下的強韌機理。

1 試驗材料及方法

試驗材料選用X70管線鋼，主要化學(xué)成分如表1所示，顯微組織為針狀鐵素體加少量碳化物，如圖1所示。淬火+回火(500、550和600 ℃)處理后顯微組織如圖2所示，調(diào)質(zhì)處理后組織主要為回火索氏體，碳化物均勻分布在鐵素體基體上，晶粒尺寸較小。焊接試板尺寸為500 mm×200 mm×44 mm，坡口形式如圖3所示。采用手工焊條電弧焊(SMAW)進行試板的焊接，焊材為直徑φ4.0 mm的CHE607GX焊條，焊接過程中控制層間溫度低于150 ℃，焊接電流160～180 A，電弧電壓26～29 V，熱輸入20～33 kJ/cm，CHE607GX焊條熔覆金屬主要化學(xué)成分如表2所示；焊后進行機加工處理，分別取母材和焊接接頭試樣，進行調(diào)質(zhì)處理，模擬熱煨過程，淬火溫度950 ℃，水淬，回火溫度分別為500、550和600 ℃，空冷至室溫。

表1 試驗X70管線鋼的主要化學(xué)成分 (質(zhì)量分數(shù)，%)

表2 CHE607GX熔覆金屬的化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

圖1 試驗X70管線鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of the tested X70 pipeline steel

圖2 X70管線鋼調(diào)質(zhì)處理后的顯微組織Fig.2 Microstructure of the tested X70 pipeline steel after quenching and tempering treatment(a) 500 ℃; (b) 550 ℃; (c) 600 ℃

圖3 焊接坡口形式Fig.3 Type of groove for welding

經(jīng)過不同調(diào)質(zhì)處理工藝后，采用HVS-10ZC維氏硬度計測試硬度，加載載荷為10 kg，保載時間約15 s；金相試樣采用體積分數(shù)4%的硝酸酒精溶液侵蝕，利用激光共聚焦顯微鏡和JSM-7001F掃描電鏡觀察其組織形貌；沖擊試樣按照GB/T 229—2020 《金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法》，制作V型標準樣，試樣尺寸10 mm×10 mm×55 mm，然后在沖擊試驗機上進行-45 ℃ 沖擊測試。利用Zwick/Roell Z1200電液伺服材料試驗機，根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》進行全板厚拉伸性能檢驗。焊縫中心和熱影響區(qū)取樣位置見圖4。

圖4 焊縫中心和熱影響區(qū)的取樣位置Fig.4 Sampling locations of weld center and heat affected zone

圖5 不同溫度回火后焊縫的顯微組織Fig.5 Microstructure of the weld tempered at different temperatures(a,d) 500 ℃; (b,e) 550 ℃; (c,f) 600 ℃

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 焊接接頭組織

圖5是通過光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡觀察到的不同溫度回火后焊縫和熱影響區(qū)的顯微組織。由圖5可知，回火后組織主要為回火索氏體，鐵素體基體上分布著大量的碳化物，不同溫度回火后組織存在一定差別。對于焊縫組織，回火溫度為500 ℃時，組織中存在較多的針狀α相，并且呈一定位相關(guān)系，析出的碳化物分布不均勻，有明顯的聚集現(xiàn)象，并且存在少量的珠光體組織。在500～600 ℃回火溫度區(qū)間，隨著回火溫度的升高，碳化物析出量逐漸增加，大塊狀的鐵素體數(shù)量減少，針狀鐵素體數(shù)量增加。當(dāng)回火溫度為600 ℃時，碳化物析出最多，均勻分布在鐵素體基體上。從圖5(d～f)中可以觀察到，回火溫度為500 ℃時，碳化物主要分布在針狀鐵素體晶界，少量在鐵素體基體上析出，隨著回火溫度的升高，鐵素體基體上碳化物析出數(shù)量逐漸增多，針狀鐵素體長寬比增大，晶粒尺寸更細。

圖6 不同溫度回火后熱影響區(qū)的顯微組織Fig.6 Microstructure of the heat affected zone tempered at different temperatures(a,d) 500 ℃; (b,e) 550 ℃; (c,f) 600 ℃

焊接熱影響區(qū)經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理(淬火+回火)后，各分區(qū)組織基本一致。圖6為通過光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡觀察到的不同溫度回火后熱影響區(qū)的顯微組織，熱影響區(qū)主要也是回火索氏體，鐵素體基體上分布著碳化物，隨著回火溫度的升高，碳化物析出數(shù)量增加。經(jīng)過550 ℃回火處理后，組織更細化，大塊狀鐵素體明顯比500 ℃回火處理時少，600 ℃回火處理后組織有明顯的粗化現(xiàn)象。從熱影響區(qū)掃描電鏡顯微組織圖中可以觀察到，經(jīng)過500 ℃和550 ℃回火處理后，碳化物尺寸較小，均勻分布在鐵素體基體和晶界附近，回火溫度600 ℃時，碳化物主要分布在鐵素體晶界，碳化物尺寸明顯增大。

調(diào)質(zhì)處理(淬火溫度950 ℃，回火溫度550 ℃)后焊縫中存在大量夾雜物，尺寸0.5～1.5 μm，熱影響區(qū)中夾雜物較少，焊縫中夾雜物主要由焊接過程帶入。通過EDS分析夾雜物成分如圖7所示，夾雜物基本為Al、Si、Ti、Mn的復(fù)合氧化物。

圖7 調(diào)質(zhì)處理(550 ℃回火)后焊縫中的夾雜物成分Fig.7 Inclusion composition in the weld quenched and tempered at 550 ℃

2.2 焊接接頭力學(xué)性能

圖8是X70鋼母材和焊接接頭經(jīng)過淬火+回火(回火溫度分別是500、550和600 ℃)后的-45 ℃低溫沖擊測試結(jié)果。從圖8可以看出，母材進行調(diào)質(zhì)處理后低溫沖擊吸收能量優(yōu)異，平均沖擊吸收能量均在200 J左右。經(jīng)過不同溫度回火處理后，焊縫區(qū)(Weld)和熱影響區(qū)(HAZ)-45 ℃低溫沖擊測試結(jié)果與母材變化較大。950 ℃淬火，分別經(jīng)過500、550和600 ℃回火，隨著回火溫度的升高，焊縫-45 ℃低溫沖擊吸收能量平均值從57 J逐漸增加到192 J，其中500 ℃回火時出現(xiàn)一個沖擊吸收能量低值29 J。熱影響區(qū)-45 ℃低溫沖擊吸收能量在500 ℃和550 ℃回火時比較高，550 ℃回火時得到最高平均值202 J，接近母材水平，但是當(dāng)回火溫度升高到600 ℃時，熱影響區(qū)低溫沖擊吸收能量下降明顯，平均值為62 J。焊縫和熱影響區(qū)焊態(tài)組織較母材粗大，且存在多相雜亂組織，調(diào)質(zhì)處理后組織不均勻，是其-45 ℃低溫沖擊吸收能量較母材低的主要原因。隨著回火溫度的升高，焊縫區(qū)碳化物析出增加，分布越來越均勻，針狀鐵素體數(shù)量增加，塊狀鐵素體數(shù)量減少，是其低溫沖擊吸收能量提高的主要原因。

圖9為焊縫沖擊斷口典型形貌，回火溫度為550 ℃時，沖擊吸收能量133 J的斷口形貌以韌窩為主，韌窩尺寸為5～15 μm，韌窩較深，回火溫度為500 ℃時沖擊吸收能量29 J的斷口形貌以脆性解理面為主，有明顯的的解理臺階、河流花樣和舌狀花樣。

圖9 不同溫度回火后焊縫的-45 ℃沖擊斷口形貌Fig.9 Impact fracture morphologies at -45 ℃of the weld tempered at different temperatures(a) 550 ℃, 133 J； (b) 500 ℃, 29 J

X70鋼焊接接頭調(diào)質(zhì)處理后拉伸性能如表3所示，抗拉強度均大于570 MPa，在母材處斷裂，滿足QSY GJX0137—2008《西氣東輸二線管道工程用X70感應(yīng)加熱彎管技術(shù)條件》。隨著回火溫度的升高，焊接接頭存在一定軟化，其抗拉強度逐漸降低。調(diào)質(zhì)處理后從焊縫中心到母材硬度值如圖10所示，調(diào)質(zhì)處理后，熱影響區(qū)硬化或者軟化現(xiàn)象消除，從焊縫中心經(jīng)過熱影響區(qū)到母材，硬度值逐漸降低，其中，焊縫中心硬度值最高。隨著回火溫度的升高，焊接接頭各區(qū)硬度值降低，主要原因在于組織經(jīng)過高溫回火后，發(fā)生回復(fù)再結(jié)晶，同時伴隨著硬脆相M-A組元分解成鐵素體和碳化物，彌散的碳化物不斷長大，釘扎位錯作用降低，阻礙位錯運動的作用降低[15]。

表3 不同溫度回火后焊接接頭的拉伸性能

圖10 不同溫度回火后焊接接頭的硬度Fig.10 Hardness of the welded joint tempered at different temperatures

3 結(jié)論

1) X70鋼焊接接頭經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理(淬火+回火)，焊縫中心組織為回火索氏體。在500～600 ℃回火時，隨著回火溫度的升高，回火組織中碳化物析出量逐漸增加，大塊狀的鐵素體數(shù)量減少，針狀鐵素體數(shù)量增加?；鼗饻囟葹?00 ℃時，析出碳化物均勻分布在鐵素體基體上，組織較細。

2) X70鋼焊接接頭經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理(淬火+回火)，熱影響區(qū)組織為回火索氏體，隨著回火溫度的升高，碳化物析出數(shù)量增加。經(jīng)過550 ℃回火處理后，組織更細化，大塊狀鐵素體明顯比500 ℃回火處理時少，600 ℃回火處理后組織中碳化物有明顯的粗化現(xiàn)象。

3) X70鋼焊接接頭熱處理后，焊縫中心和熱影響區(qū)-45 ℃低溫沖擊吸收能量均有不同程度下降。隨著回火溫度的升高，焊縫中心平均沖擊吸收能量從57 J 提高到192 J。熱影響區(qū)平均沖擊吸收能量在550 ℃ 回火時最高，為202 J，回火溫度提高到600 ℃時，熱影響區(qū)平均沖擊吸收能量最低為62 J。淬火溫度為950 ℃，在550 ℃回火時，焊縫中心和熱影響區(qū)-45 ℃低溫沖擊吸收能量匹配最好。

4) 隨著回火溫度的升高，X70鋼焊接接頭抗拉強度逐漸降低，滿足技術(shù)要求。硬度值隨著回火溫度的升高稍有降低，熱影響區(qū)硬度無明顯軟化和硬化現(xiàn)象。