焊前熱處理對(duì)J55鋼自動(dòng)TIG焊接頭組織性能的影響

王洪鐸，周志勇，常素騰，張國(guó)軍，馬青，王保國(guó)，劉彥明

焊前熱處理對(duì)J55鋼自動(dòng)TIG焊接頭組織性能的影響

王洪鐸1，周志勇1，常素騰1，張國(guó)軍2，馬青3，王保國(guó)3，劉彥明1

（1.西安石油大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710065；2.遼河油田建設(shè)有限公司，遼寧 盤錦 124120；3.中石油江漢機(jī)械研究所有限公司，湖北 荊州 434000）

針對(duì)J55鋼焊接性較差、接頭熱影響區(qū)（HAZ）易出現(xiàn)脆硬馬氏體組織等問(wèn)題，在焊前對(duì)J55鋼母材進(jìn)行熱處理，研究其焊接接頭。在焊前對(duì)J55鋼母材進(jìn)行了760 ℃與880 ℃的熱處理，采用TIG焊方法進(jìn)行了焊接，研究了熱處理前后TIG焊對(duì)接頭顯微組織和力學(xué)性能的影響。經(jīng)焊前760 ℃熱處理后，母材中的珠光體（P）含量顯著減少并且發(fā)生細(xì)化，焊后接頭HAZ組織轉(zhuǎn)變?yōu)榫Ы玷F素體（GBF）、針狀鐵素體（AF）和P；經(jīng)焊前880 ℃熱處理后，母材的顯微組織主要為多邊形鐵素體（PF）和AF，在焊后接頭的HAZ中形成了PF、貝氏體（B）和M-A組元。2種熱處理接頭焊縫區(qū)（WZ）的蓋面層組織為GBF和AF，靠近和遠(yuǎn)離蓋面層的打底層組織主要為PF和P；未熱處理接頭HAZ組織為PF、B和馬氏體（M）。與2種熱處理接頭相比，未熱處理接頭的顯微硬度居中，抗拉強(qiáng)度最高，延伸率最低，拉伸斷裂位于熔合線與HAZ之間，斷口呈脆性斷裂特征。與760 ℃熱處理相比，經(jīng)880 ℃熱處理的焊接接頭HAZ顯微硬度最高值達(dá)523 HV，為760 ℃熱處理的2.2倍，接頭抗拉強(qiáng)度提高了2.2%，但延伸率降低了7.6%。2種熱處理接頭拉伸后均斷裂在母材，斷口均呈韌性斷裂特征。先在焊前對(duì)J55鋼母材進(jìn)行熱處理再采用TIG焊進(jìn)行焊接，可獲得力學(xué)性能優(yōu)異的焊接接頭，在焊前760 ℃熱處理的條件下，得到的接頭力學(xué)性能最優(yōu)。

J55鋼；焊前熱處理；自動(dòng)TIG焊；顯微組織；力學(xué)性能

油井套管是在抽油機(jī)采油工藝技術(shù)中大量使用的一種管具，井下油套管柱通過(guò)管箍把單根油套管連接起來(lái)，其作用是把地下開采的油氣輸送到地面[1-3]。在油氣開采和輸送過(guò)程中，J55鋼作為井下油套管的專用管材之一，其應(yīng)用最為廣泛[4–6]。然而，在局部載荷變化、地層滑移和剪切等因素的影響下，J55油井套管極易發(fā)生變形、擠毀和破損等失效行為[7-9]。失效后的J55油井套管通常作為廢品處理，造成了資源的浪費(fèi)。

J55鋼屬于中碳鋼，其焊接性較差，焊后熱影響區(qū)極易出現(xiàn)脆硬馬氏體組織[10-11]，使接頭性能不能滿足油氣田井工況的要求。因此，通過(guò)對(duì)J55鋼焊前進(jìn)行不同溫度的熱處理，以獲得與母材不同的管口相變組織，使焊后熱影響區(qū)（HAZ）馬氏體組織減少或消失。由文獻(xiàn)[12–14]可知，基于J55鋼油井套管的研究主要集中在失效和腐蝕行為2個(gè)方面，有關(guān)焊前母材熱處理溫度對(duì)J55鋼自動(dòng)TIG焊接頭組織性能影響的研究未見報(bào)道。本文研究了不同J55鋼焊前熱處理溫度對(duì)焊接接頭組織性能的影響，以期為擴(kuò)大油井套管的工程應(yīng)用提供依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料選用某油田廢棄的J55鋼作為母材，其規(guī)格為62 mm×5 mm。填充材料選用型號(hào)為ER70S- 6的焊絲，規(guī)格為1.2 mm。母材及焊材的化學(xué)成分如表1所示。

將母材兩管端加工成V形坡口，單邊坡口角度為37°，鈍邊為0.5～1 mm，對(duì)坡口20 mm范圍內(nèi)的管內(nèi)外進(jìn)行清理使其露出金屬光澤。待清理完成后，將兩管端固定在專用旋轉(zhuǎn)工作臺(tái)上進(jìn)行組對(duì)，組對(duì)間隙為1～2 mm。

焊機(jī)選用寶利蘇迪PS406-2型焊接電源以及MUIV80型開放式焊接機(jī)頭。焊接保護(hù)氣體為純度99.9%的氬氣，流量為10～15 L/min，背面保護(hù)氬氣流量為5～6 L/min。在開始焊接前將自動(dòng)焊接機(jī)頭MUIV80裝夾在焊口處，焊接時(shí)使油套管旋轉(zhuǎn)、焊槍不動(dòng)，保證焊槍始終位于12點(diǎn)位置并垂直于焊縫。焊槍與油套管焊前設(shè)置如圖1所示。

焊前對(duì)2個(gè)管端焊口進(jìn)行熱處理，2種熱處理溫度分別為760 ℃和880 ℃，待溫度達(dá)到相應(yīng)數(shù)值后保溫30 min，空冷至60～100 ℃后開始焊接，焊接層間溫度控制在90～130 ℃，焊接工藝參數(shù)如表2所示。

沿焊接方向橫截面截取金相試樣，經(jīng)磨制、拋光后，采用4%（體積分?jǐn)?shù)）硝酸乙醇溶液腐蝕，利用Axion Vert. Al光學(xué)顯微鏡進(jìn)行顯微組織觀察。采用HVS-1000A型顯微硬度計(jì)測(cè)量焊接接頭的硬度，載荷為30.6 N，保壓時(shí)間為10 s。用Instron 8801型試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，按照GB/T 228.1《金屬材料拉伸試驗(yàn)第1部分：室溫試驗(yàn)方法》進(jìn)行拉伸，拉伸試樣標(biāo)距尺寸為25 mm×6 mm×5 mm，拉伸速率為2 mm/min。采用JSM-6700F掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)焊接接頭微觀組織及斷口形貌進(jìn)行觀察。

表1 母材及焊材化學(xué)成分

Tab.1 Chemical composition of base material and welding material wt.%

圖1 焊槍與油套管焊前設(shè)置示意圖

2 結(jié)果與分析

2.1 宏觀形貌

J55鋼母材熱處理后自動(dòng)TIG焊接頭表面形貌如圖2所示?？梢钥吹?，接頭表面魚鱗紋清晰，平整均勻，成形良好。母材熱處理后接頭的橫截面宏觀組織形貌如圖3所示。可以看到，焊縫區(qū)呈碗狀，未見明顯焊接缺陷，具有良好的單面焊雙面成形形貌。接頭分為3個(gè)區(qū)：母材區(qū)a、熱影響區(qū)b和焊縫區(qū)，其中焊縫區(qū)包括蓋面層c和打底層，打底層受蓋面層的熱影響程度不同，可分為靠近蓋面層的打底層d和遠(yuǎn)離蓋面層的打底層e。

2.2 顯微組織

2.2.1 母材

熱處理前、后母材顯微組織如圖4所示，由圖4a可以看到，熱處理前母材由帶狀分布的鐵素體（F）和珠光體（P）組成，P含量較高，呈片層狀形貌，片層分布較為均勻。由圖4b可知，母材經(jīng)760 ℃熱處理后組織仍由F和P組成，但與熱處理前相比，F(xiàn)含量增加，P含量明顯減少并且顯著細(xì)化，其片層間距略有增大，但分布不均勻。這是因?yàn)樵摕崽幚頊囟任挥赾1和c3之間（不完全重結(jié)晶區(qū)），為F和奧氏體的共存區(qū)域。在熱處理過(guò)程中，原F未參與其中，只有P轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，該溫度下的轉(zhuǎn)變?yōu)椴煌耆珚W氏體化轉(zhuǎn)變，其奧氏體均勻化較差，而且晶粒較為細(xì)小。因此，在冷卻過(guò)程中，形成了細(xì)晶P，并且分布不均勻[15]。

880 ℃熱處理后母材的顯微組織如圖4c所示，其組織主要為先共析鐵素體。通常，先共析鐵素體包括多邊形鐵素體（PF）、晶界鐵素體（GBF）和針狀鐵素體（AF）。880 ℃熱處理后的母材組織主要為PF和AF。與母材熱處理前和760 ℃熱處理后的組織相比，此時(shí)的組織組成明顯不同，AF含量較高。這說(shuō)明在c3以上溫度熱處理后，母材組織發(fā)生了完全奧氏體化，在冷卻階段形成了較多AF。Yang等[16]研究了高強(qiáng)鋼，研究表明，AF為中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，轉(zhuǎn)變溫度為650～500 ℃。宋峰雨等[17]研究了焊縫金屬中AF晶粒的長(zhǎng)大行為，也發(fā)現(xiàn)了類似組織，分析認(rèn)為，AF從非金屬夾渣物開始形核，通過(guò)C原子擴(kuò)散的方式相變，并且隨著熱輸入的增加，C原子的擴(kuò)散時(shí)間加長(zhǎng)，AF形核尺寸增大。由此可知，與760 ℃熱處理相比，經(jīng)880 ℃熱處理的母材的熱輸入更高，冷卻速度更慢，當(dāng)溫度降至650 ℃時(shí)，C原子有足夠的時(shí)間擴(kuò)散，AF晶粒能以?shī)A渣物為起點(diǎn)開始形核和長(zhǎng)大，從而形成AF。

2.2.2 焊縫熱影響區(qū)（HAZ）

焊前母材未熱處理和熱處理后焊縫HAZ的顯微組織如圖5所示。由圖5a可知，未熱處理焊縫HAZ主要由PF、貝氏體（B）和少量馬氏體（M）組成，其中B和M-A組元清晰可見。由圖5b可知，焊前母材760 ℃熱處理后焊縫蓋面層的HAZ主要由GBF、AF和P組成，其中AF和P含量較高。AF沿原奧氏體晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)，GBF呈網(wǎng)狀分布在原奧氏體晶界，奧氏體晶內(nèi)發(fā)生了P相變，P片層呈退化態(tài)。這是由于焊接過(guò)程中的峰值溫度較高，HAZ發(fā)生了完全奧氏體轉(zhuǎn)變，并且晶粒顯著長(zhǎng)大，在一定的冷卻速率下，奧氏體晶內(nèi)形成了以AF和P為主的組織。Lin等[18]研究表明，當(dāng)溫度為1 100～800 ℃、冷卻速率為85.7 ℃/s時(shí)，容易形成該組織。由圖5c可知，焊前母材經(jīng)760 ℃熱處理后，其焊縫打底層HAZ主要由PF、P和少量AF組成，3種組織晶粒得到了顯著細(xì)化，這與該區(qū)域打底焊和蓋面焊雙重焊接熱循環(huán)作用有關(guān)。當(dāng)進(jìn)行打底焊時(shí)，該HAZ形成的組織與圖5b中的組織形貌相近，晶粒較粗大。然而，當(dāng)進(jìn)行蓋面焊時(shí)，該區(qū)域又經(jīng)歷了一次熱循環(huán)，而且離蓋面層距離較遠(yuǎn)，相當(dāng)于正火區(qū)，因而形成了較為細(xì)小的組織[19-20]。

表2 焊接工藝參數(shù)

Tab.2 Welding process parameters

圖2 母材熱處理后接頭表面形貌

圖3 母材熱處理后接頭的橫截面宏觀組織形貌

焊前母材880 ℃熱處理后焊縫蓋面層HAZ顯微組織如圖5d所示?？芍搮^(qū)域組織由PF和B組成，在基體中分布著大量的M-A組元，與母材760 ℃熱處理后焊縫蓋面層HAZ顯微組織截然不同（見圖5b）。這是由于母材880 ℃熱處理后的組織主要為AF，并且母材中含有Mn、Mo等合金元素，在焊接過(guò)程中，碳原子在奧氏體中的擴(kuò)散激活能提高，使HAZ中過(guò)冷奧氏體的高溫轉(zhuǎn)變被抑制，在冷卻過(guò)程中未形成P組織。然而，在一定的冷卻速率下組織發(fā)生了B轉(zhuǎn)變，在轉(zhuǎn)變過(guò)程中，HAZ中的碳原子從鐵素體向奧氏體擴(kuò)散，由于冷卻速率較低，轉(zhuǎn)變溫度較高，碳原子的擴(kuò)散能力較強(qiáng)。因此，部分奧氏體的碳含量不斷升高，穩(wěn)定性相應(yīng)增強(qiáng)，在隨后的冷卻過(guò)程中，富碳奧氏體的B轉(zhuǎn)變受到抑制，當(dāng)溫度降至s點(diǎn)時(shí)發(fā)生了馬氏體轉(zhuǎn)變，從而形成M-A組元[16,21]。圖5e為焊前母材880 ℃熱處理后焊縫打底層HAZ顯微組織。與蓋面層熱影響區(qū)（見圖5d）組織相比，其組織組成相同，但晶粒明顯細(xì)化，晶粒細(xì)化與蓋面焊熱循環(huán)作用密切相關(guān)[20]。

圖4 熱處理前、后母材顯微組織

圖5 焊前母材未熱處理和熱處理后焊縫HAZ顯微組織

2.2.3 焊縫區(qū)

焊縫區(qū)顯微組織如圖6所示。由圖6a可知，焊縫區(qū)蓋面層主要由GBF和AF組成，其中AF晶粒較為細(xì)小。該組織為低合金鋼焊絲熔化后所形成的，AF具有焊絲原始組織的遺傳特征。圖6b和圖6c分別為靠近和遠(yuǎn)離蓋面層的打底層組織（圖3中的區(qū)域d和e），主要由PF、AF和P組成，2個(gè)區(qū)域的PF含量較高，AF含量較少，P分布在PF晶界上。與靠近蓋面層的打底層相比，遠(yuǎn)離蓋面層的打底層組織晶粒較為均勻且細(xì)小。這是因?yàn)樵谏w面焊接過(guò)程中，遠(yuǎn)離和靠近蓋面層的打底層熱循環(huán)溫度不同，2個(gè)區(qū)域發(fā)生了不同程度的回復(fù)和再結(jié)晶。遠(yuǎn)離蓋面層的打底層組織熱循環(huán)峰值溫度較低，回復(fù)作用較弱，再結(jié)晶作用較強(qiáng)，形成的組織較為均勻細(xì)小，而靠近蓋面層的打底層組織熱循環(huán)峰值溫度較高，回復(fù)作用較強(qiáng)，組織較為粗大。

2.3 力學(xué)性能

2.3.1 顯微硬度

焊前母材未熱處理和熱處理后的接頭橫截面顯微硬度如圖7所示。其中左側(cè)為焊前母材未熱處理和760 ℃熱處理后接頭的顯微硬度，右側(cè)為焊前母材經(jīng)880 ℃熱處理后的接頭顯微硬度?？芍盖澳覆奈礋崽幚斫宇^HAZ的硬度值明顯高于母材和焊縫區(qū)硬度，未熱處理接頭顯微硬度處在2種母材熱處理接頭HAZ顯微硬度之間。焊前母材經(jīng)880 ℃熱處理的接頭HAZ顯微硬度顯著高于760 ℃熱處理接頭的（橢圓區(qū)域所示）。母材經(jīng)880 ℃熱處理的接頭蓋面層HAZ硬度最高值達(dá)523HV，為760 ℃熱處理的2.2倍，這是由于880 ℃熱處理的母材蓋面焊后HAZ生成的硬脆M-A組元比760 ℃熱處理母材蓋面焊后HAZ生成的P硬度值高。焊縫區(qū)硬度均比兩側(cè)HAZ硬度低，這是因?yàn)楹缚p區(qū)鐵素體含量較高，硬化組織含量較少[22]。

2.3.2 拉伸性能

焊前母材未熱處理和熱處理后接頭的拉伸性能如圖8所示?？梢?，焊前母材未熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度比2種熱處理接頭的高，但延伸率較低，拉伸斷裂位于熔合線與HAZ之間，M硬化組織的形成應(yīng)是斷裂在該位置的主要原因。焊前母材經(jīng)2種溫度熱處理后，接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率均比原始母材的低。焊前母材經(jīng)880 ℃熱處理后接頭的抗拉強(qiáng)度比760 ℃熱處理的略高，分別為551 MPa和539 MPa，提高了2.2%。但焊前母材經(jīng)880 ℃熱處理后接頭延伸率比760 ℃熱處理的低，分別為17%和22%，降低了7.6%，拉伸斷裂均發(fā)生在母材區(qū)。此外，2種熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度和延伸率均比母材的低，這是由于母材為F+P組織，而焊后2種熱處理接頭HAZ產(chǎn)生了AF、B和M-A組元硬化組織，導(dǎo)致其接頭強(qiáng)度錯(cuò)配[23-25]。與760 ℃熱處理的接頭相比，焊前母材經(jīng)880 ℃熱處理的接頭的強(qiáng)度更高、延伸率更低，這主要是由于焊前母材經(jīng)880 ℃熱處理后，其接頭HAZ生成的B和M-A組元硬度比760 ℃熱處理接頭HAZ生成的P和AF硬度值高。

焊前母材未熱處理和熱處理后接頭及母材斷口形貌如圖9所示。可見，母材未熱處理接頭的斷口形貌為脆性斷裂特征，呈現(xiàn)河流狀，斷口中存在較多解理臺(tái)階和裂紋（見圖9a）。2種熱處理接頭和母材斷口形貌均呈現(xiàn)韌性斷裂特征，焊前母材經(jīng)760 ℃熱處理后的接頭斷口韌窩小但較淺（見圖9b），焊前母材經(jīng)880 ℃熱處理后的接頭斷口韌窩較大并且淺（見圖9c），母材斷口韌窩小并且深（見圖9d）。由此可知，未熱處理接頭的延伸率最低，母材的延伸率最高，焊前母材經(jīng)760 ℃熱處理接頭的延伸率比880 ℃熱處理接頭的高，這與拉伸分析結(jié)果相一致。

圖7 焊前母材未熱處理和熱處理后接頭的顯微硬度

圖8 焊前母材未熱處理和熱處理后接頭的拉伸性能

圖9 焊前母材未熱處理、熱處理接頭及母材斷口形貌

3 結(jié)論

1）焊前母材經(jīng)760 ℃熱處理后，部分組織發(fā)生了奧氏體轉(zhuǎn)變，與母材相比，P含量顯著減少并且發(fā)生了細(xì)化。母材經(jīng)880 ℃熱處理后，組織發(fā)生了完全奧氏體轉(zhuǎn)變，形成了以PF和AF為主的細(xì)小組織。

2）焊前母材未熱處理接頭的HAZ組織主要為PF、B和少量M。母材經(jīng)760 ℃熱處理后，焊縫蓋面層HAZ組織主要為GBF、AF和P。母材經(jīng)880 ℃熱處理后，焊縫蓋面層HAZ組織主要為PF、B和M-A組元。焊縫打底層和蓋面層HAZ組織組成基本相同，但焊縫打底層HAZ組織顯著細(xì)化。2種接頭焊縫區(qū)蓋面層組織主要為GBF和AF，靠近和遠(yuǎn)離蓋面層的打底層組織為PF和P。

3）未熱處理接頭的顯微硬度處在2種母材熱處理接頭HAZ顯微硬度之間。母材經(jīng)880 ℃熱處理后的接頭HAZ硬度值均比760 ℃熱處理的高，母材經(jīng)880 ℃熱處理后的接頭HAZ硬度值最高達(dá)523HV，為760 ℃熱處理的2.2倍。母材未熱處理接頭的抗拉強(qiáng)度比熱處理接頭的高，但延伸率較低。拉伸斷裂位于熔合線與HAZ之間，呈脆性斷裂特征。與焊前母材760 ℃熱處理后的接頭相比，母材經(jīng)880 ℃熱處理后接頭的抗拉強(qiáng)度提高了2.2%，但延伸率降低了7.6%。母材熱處理接頭斷裂均發(fā)生在母材區(qū)，斷口呈韌性斷裂特征。綜合評(píng)價(jià)接頭力學(xué)性能可知，母材經(jīng)760 ℃熱處理后接頭力學(xué)性能最優(yōu)。

[1] 李金靈, 朱世東, 屈撐囤, 等. API J55油套管失效分析與預(yù)防[J]. 熱加工工藝, 2015, 44(10): 241-245.

LI J L, ZHU S D, QU C T, et al. Failure Analysis and Precaution of API J55 Tubing and Casing[J]. Hot Working Technology, 2015, 44(10): 241-245.

[2] 王洪鐸, 石成剛, 孫興鋼, 等. 現(xiàn)場(chǎng)用連續(xù)管全位置自動(dòng)TIG焊工藝及接頭組織性能研究[J]. 焊接, 2019(6): 44-48.

WANG H D, SHI C G, SUN X G, et al. Study on All-Position Automatic TIG Welding Technology and Joint Microstructure and Properties of Continuous Pipe for Field Use[J]. Welding & Joining, 2019(6): 44-48.

[3] WANG R, LUO S. Grooving Corrosion of Electric-Resistance-Welded Oil Well Casing of J55 Steel[J]. Corrosion Science, 2013, 68: 119-127.

[4] 楊蘭田, 張江江, 李芳, 等. 西部某油田高溫高鹽環(huán)境油套管選材實(shí)驗(yàn)研究[J]. 熱加工工藝, 2023, 52(4): 44-46.

YANG L T, ZHANG J J, LI F, et al. Experimental Research on Material Selection of High-Temperature and High-Salt Environmental Oil Casing in Western Oil Field[J]. Hot Working Technology, 2023, 52(4): 44-46.

[5] BAI H T, WANG Y Q, MA Y, et al. Pitting Corrosion and Microstructure of J55 Carbon Steel Exposed to CO2/Crude Oil/Brine Solution under 2-15 MPa at 30- 80 ℃[J]. Materials, 2018, 11(12): 2374.

[6] SONG W L, XIA D Y, LIU M X, et al. Insight into the Anti-Corrosion Performance of Synthesized Novel Nano Polymeric Material of SiO2for the Protection of J55 Steel in 3.5wt./% NaCl Solution Saturated with Carbon Dioxide[J]. Journal of Natural Gas Science and Engineering, 2022, 106: 104758.

[7] 趙國(guó)仙, 王映超, 張思琦, 等. H2S/CO2對(duì)J55鋼腐蝕的影響機(jī)制[J]. 中國(guó)腐蝕與防護(hù)學(xué)報(bào), 2022, 42(5): 785-790.

ZHAO G X, WANG Y C, ZHANG S Q, et al. Influence Mechanism of H2S/CO2-Charging on Corrosion of J55 Steel in an Artificial Solution[J]. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection, 2022, 42(5): 785-790.

[8] SEDMAK A, ARSI? M, ?ARKO?EVI? ?, et al. Remaining Strength of API J55 Steel Casing Pipes Damaged by Corrosion[J]. International Journal of Pressure Vessels and Piping, 2020, 188: 104230.

[9] ZVIRKO O, TSYRULNYK O, LIPIEC S, et al. Evaluation of Corrosion, Mechanical Properties and Hydrogen Embrittlement of Casing Pipe Steels with Different Microstructure[J]. Materials, 2021, 14(24): 7860.

[10] 崔強(qiáng), 劉攀, 孟令明, 等. Q345FRE高鈮耐火鋼模擬焊接熱影響區(qū)高溫拉伸性能[J]. 焊接, 2021(6): 13-18.

CUI Q, LIU P, MENG L M, et al. High Temperature Tensile Properties of Q345FRE High Niobium Refractory Steel in Simulated Welding Heat Affected Zone[J]. Welding & Joining, 2021(6): 13-18.

[11] 侯春鋒, 石凱, 李霄, 等. 熱輸入對(duì)QT900對(duì)接焊CGHAZ韌性的影響[J]. 焊接學(xué)報(bào), 2017, 38(5): 120- 124.

HOU C F, SHI K, LI X, et al. Effect of Heat Input on Toughness of QT900 Butt Welding CGHAZ[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2017, 38(5): 120-124.

[12] 曾鋒, 楊專釗, 李德君, 等. J55 LC套管斷裂失效原因分析[J]. 焊管, 2020, 43(10): 40-44.

ZENG F, YANG Z Z, LI D J, et al. Fracture Failure Analysis of J55 LC Casing[J]. Welded Pipe and Tube, 2020, 43(10): 40-44.

[13] 李輝, 于海, 劉曉慶, 等. CO2分壓和礦化度對(duì)J55管材的腐蝕影響[J]. 腐蝕與防護(hù), 2022, 43(10): 51-56.

LI H, YU H, LIU X Q, et al. Influences of CO2Partial Pressure and Salinity on Corrosion of J55 Steel Tubing[J]. Corrosion & Protection, 2022, 43(10): 51-56.

[14] 呂祥鴻, 閆亞麗, 王悅. 某區(qū)塊油井套管腐蝕破壞機(jī)理及防護(hù)措施研究[J]. 焊管, 2019, 42(1): 10-16.

LYU X H, YAN Y L, WANG Y. Study on Corrosion Failure Mechanism and Protective Measures of Oil Well Casing[J]. Welded Pipe and Tube, 2019, 42(1): 10-16.

[15] RODRIGUEZ J, RAMIREZ A. Microstructural Characterisation of Friction Stir Welding Joints of Mild Steel to Ni-Based Alloy 625[J]. Materials Characterization, 2015, 110: 126-135.

[16] YANG Y K, ZHAN D P, LEI H, et al. In Situ Observation of Acicular Ferrite Nucleation and Growth at Different Cooling Rate in Ti-Zr Deoxidized Steel[J]. Metallurgical and Materials Transactions B, 2019, 50(6): 2536-2546.

[17] 宋峰雨, 周來(lái)宏, 倫文山, 等. 焊縫金屬中針狀鐵素體晶粒長(zhǎng)大行為[J]. 焊接學(xué)報(bào), 2021, 42(5): 23-28.

SONG F Y, ZHOU L H, LUN W S, et al. Grain Growth Behavior of Acicular Ferrite in Weld Metal[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2021, 42(5): 23-28.

[18] LIN Z, GOULAS C, YA W, et al. Microstructure and Mechanical Properties of Medium Carbon Steel Deposits Obtained via Wire and Arc Additive Manufacturing Using Material-Cored Wire[J]. Materials, 2019, 9(6): 673.

[19] RAMKUMAR P, GUPTA R K, ANIL K V, et al. Effect of Pre- and Post Weld Heat Treatment on Microstructure Development and Mechanical Properties of 0.3%C-CrMoV (ESR) High-Strength Low-Alloy Steel[J]. Journal of Materials Engineering and Performance, 2021, 30(10): 7835-7850.

[20] WAQAS A, QIN X, XIONG J, et al. Optimization of Process Parameters to Improve the Effective Area of Deposition in GMAW-Based Additive Manufacturing and Its Mechanical and Microstructural Analysis[J]. Materials, 2019, 9(7): 775.

[21] 張志云, 趙輝, 湯偉, 等. 冷卻速率對(duì)高強(qiáng)鋼焊接粗晶熱影響區(qū)組織和性能的影響[J]. 熱加工工藝, 2023, 52(17): 17-23.

ZHANG Z Y, ZHAO H, TANG W, et al. Effect of Cooling Rate on Microstructure and Properties of Welded Coarse Grain Heat Affected Zone of High Strength Steel[J]. Hot Working Technology, 2023, 52(17): 17-23.

[22] 韓會(huì)全, 陳澤軍, 胡建平, 等. J55鋼級(jí)焊接油井管在線控冷工藝的研究[J]. 鋼管, 2012, 41(3): 24-27.

HAN H Q, CHEN Z J, HU J P, et al. Study on On-Line Controlled-Cooling Process for J55 Oil Well Weld Pipe[J]. Steel Pipe, 2012, 41(3): 24-27.

[23] 董春雨, 李輝. 熱處理工藝對(duì)P91小直徑鋼管組織和性能的影響[J]. 焊管, 2023, 46(2): 46-53.

DONG C Y, LI H. Effect of Heat Treatment Process on Microstructure and Properties of P91 Small Diameter Steel Pipe[J]. Welded Pipe and Tube, 2023, 46(2): 46-53.

[24] EL-BATAHGY A M, MIURA T, UEJI R, et al. Investigation into Feasibility of FSW Process for Welding 1 600 MPa Quenched and Tempered Steel[J]. Materials Science & Engineering A, 2016, 651: 904-913.

[25] KIM H L, BANG S H, CHOI J M, et al. Effect of Rolling and Coiling Temperatures on Microstructure and Mechanical Properties of Medium-Carbon Pipeline Steel[J]. Metals and Materials International, 2020, 26(12): 1757-1765.

Effect of Pre-weld Heat Treatment on Microstructure and Properties of Automatic TIG Welding Joint of J55 Steel

WANG Hongduo1, ZHOU Zhiyong1, CHANG Suteng1, ZHANG Guojun2, MA Qing3, WANG Baoguo3, LIU Yanming1

(1. School of Materials Science and Engineering, Xi’an Shiyou University, Xi’an 710065, China; 2. Liaohe Oilfield Construction Limited Company Ltd., Liaoning Panjin 124120, China; 3. Jianghan Machinery Research Institute Limited Company of CNPC, Hubei Jingzhou 434000, China)

In view of the poor weldability of J55 steel and the joint heat affected zone (HAZ) prone to brittle and hard martensite structure, the work aims to treat the J55 steel base material before welding, and study the welded joints. Before welding, the J55 steel base material was heat-treated at 760 ℃ and 880 ℃ respectively, and then welded by TIG welding method. The effect of TIG welding on the microstructure and mechanical properties of joints was studied. After heat treatment at 760 ℃ before welding, the pearlite (P) content of the base material was significantly reduced and refined. After welding, the HAZ structure of the joint transformed into grain boundary ferrite (GBF), acicular ferrite (AF) and P. The microstructure of the base material after heat treatment at 880 ℃ was mainly polygonal ferrite (PF) and AF. The HAZ of the post-weld joint got PF, bainite (B) and M-A components. The two types of heat treatment joint weld zone (WZ) cover welding layer structures were GBF and AF, and the bottom welding layer structures close to and away from the cover welding layer were mainly PF and P. The HAZ structure of the untreated joints was PF, B and martensite (M). Compared with the microhardness of the two base material heat-treated joints, the microhardness of the unheat treated joints was in the middle, the tensile strength was the highest, the elongation was the lowest, the tensile fracture was located between the fusion line and the HAZ, and the fracture surface showed brittle fracture characteristics. Compared with the base material treated at 760 ℃ before welding, the highest HAZ microhardness value of the base material welded joint after 880 ℃ heat treatment reached 523HV, which was 2.2 times that of welded joint under 760 ℃ heat treatment. The tensile strength of the joint increased by 2.2%, but the elongation decreased by 7.6%. Both joints fractured in the base material area when tensioned, and the fracture showed ductile fracture characteristics. The J55 steel base material subject to heat treatment before welding and welding with TIG welding method can obtain welded joints with excellent mechanical properties. The base material heat-treated at 760 ℃ has better mechanical properties of the joints.

J55 steel; pre-weld heat treatment; automatic TIG welding; microstructure; mechanical properties

10.3969/j.issn.1674-6457.2024.01.011

TG457.11

A

1674-6457(2024)01-0097-08

2023-09-23

2023-09-23

西安石油大學(xué)研究生創(chuàng)新與實(shí)踐能力培養(yǎng)計(jì)劃（YCS21213246）

The Postgraduate Innovation and Practical Ability Training Program of Xi’an Shiyou University (YCS21213246)

王洪鐸, 周志勇, 常素騰, 等. 焊前熱處理對(duì)J55鋼自動(dòng)TIG焊接頭組織性能的影響[J]. 精密成形工程, 2024, 16(1): 97-104.

WANG Hongduo, ZHOU Zhiyong, CHANG Suteng, et al. Effect of Pre-weld Heat Treatment on Microstructure and Properties of Automatic TIG Welding Joint of J55 Steel[J]. Journal of Netshape Forming Engineering, 2024, 16(1): 97-104.