X100管線鋼焊接接頭的顯微組織和性能

李繼紅，楊 亮，張 敏

（西安理工大學 材料科學與工程學院，西安710048）

0 引 言

自從1865年美國建立了世界上第一條具有現代規模的長距離石油輸送管線以來，石油管道運輸業的發展已有近150a的歷史。管道運輸是長距離輸送石油、天然氣最經濟、最合理的運輸方式。隨著輸送壓力、輸送介質以及自然環境的不斷變化，管道用管線鋼的要求及強度級別也在不斷提高。為了提高輸送效益、降低能耗和減少管線的生產成本，可采用高壓、大口徑、長距離輸送管線，這已成為世界各國管線生產的發展趨勢［1-2］。目前我國已掌握了X70鋼管的生產技術，產品已大量應用；X80鋼管已在我國投入使用［3］。而X100鋼管線目前在世界上只建有試驗段［4］，被認為是未來管線建設的首選鋼種，但對于這種新型高強度管線鋼焊接接頭的組織和性能研究還處于初始階段。為此，作者采用埋弧焊雙面成型焊接技術對X100 管線鋼進行焊接，并研究了焊接接頭的顯微組織和力學性能，為X100管線鋼的開發及鋼管的生產提供參考。

1 試樣制備與試驗方法

試驗母材是低碳高強X100 管線鋼板材，厚度為15mm，其主要化學成分如表1所示。供貨狀態為熱軋態，其屈服強度為716MPa，抗拉強度為841 MPa，室溫沖擊功為263J。

表1 X100管線鋼的化學成分（質量分數）Tab.1 Chemical composition of X100pipeline steel（mass） %

焊接材料選用H05MnNiMo 焊絲與SJ101-G焊劑進行匹配，其中焊絲直徑為4.0 mm。采用ZD5-1000型埋弧焊機對X100 級管線鋼板材進行焊接試驗。坡口采用X 型（坡口角度60°±3°），鈍邊2mm。正面焊完后反面清根埋弧焊接。正、反面的焊接工藝參數為電流600A，電壓36V，焊速26m·h-1。

在焊接接頭的不同區域取金相試樣，經體積分數為4%硝酸酒精腐蝕后，采用OLYMPUSGX-71型光學顯微鏡觀察顯微組織；根據GB 2652-1989標準，以焊縫為中心、垂直于焊縫方向取拉伸試樣，尺寸如圖1所示，采用PCS-25T 型試驗機測焊接接頭的拉伸性能，拉伸速度為2mm·min-1，結果取5組平均值；采用JB-30B型沖擊試驗機測試焊接接頭的沖擊性能，根據GB 2650-1989進行取樣，試樣尺寸為10mm×10mm×55mm，V 缺口分別開在母材、焊縫中心、熔合區、熱影響區（HAZ），每組3個試樣；按GB 4675.5-1984將焊接接頭冷卻12h，再垂直切斷焊縫中部，在此斷面上取樣，試樣拋光后采用HVS-50A 型維氏硬度計測試接頭的顯微硬度，載荷為1.96N，保壓時間5s。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig.1 Dimensions of tensile specimen

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

從圖2可以看出，X100管線鋼母材的顯微組織為鐵素體、粒狀貝氏體的混合組織，白色的細晶鐵素體是在原奧氏體晶粒內形成的，在細晶鐵素體之間及內部分布有細小的黑色粒狀貝氏體，尺寸更為細小；焊縫區組織比較均勻，以針狀鐵素體為主，含有粒狀貝氏體及析出的少量黑色夾雜物顆粒，其中針狀鐵素體（AF）比母材的還要細小，以放射狀交錯分布，可見鋼和焊接材料中的合金元素有助于細化針狀鐵素體。一般焊接接頭分為母材、熱影響區、焊縫這三大區域。Lomozik［5］根據熱影響區獨特的組織特征，將其再分為四個區：粗晶區（CGHAZ）、細晶區（FGHAZ）、臨界溫度熱影響區（ICHAZ）、亞臨界溫度熱影響區（SCHAZ）。臨界溫度熱影響區和亞臨界溫度熱影響區可統稱為不完全重結晶區。與細晶區相比，粗晶區的晶粒有明顯的粗化現象，但粗化程度較小，說明X100管線鋼具有一定的熱敏感性。由于焊接熱循環的作用，造成了熱影響區的軟化和過熱區晶粒的長大，進而使材料脆化，表現為熱影響區的硬度較低。

X100 管線鋼是一種低碳微合金超細晶粒鋼，鈦、鈮和鉬等微合金元素在鋼中形成熔點很高的微小碳氮化合物粒子，彌散分布于晶內和晶界，在焊接熱循環過程中限制了奧氏體晶粒的長大，使得粗晶區晶粒沒有嚴重粗化。但少量碳氮化合物溶入了奧氏體，改變了奧氏體的界面能，導致先共析鐵素體較粗大，呈條狀和塊狀分布，見圖2（d）。圖中白色基體為粗大的先共析鐵素體，彌散分布的為粒狀貝氏體，而黑色相推測為M／A 島或者析出的一些夾雜物。X100管線鋼由于超低的含碳量使得M／A 島含量很少，而且分布均勻，這有利于提高材料的韌性，也正是其粗晶區仍具有較高沖擊韌性的原因。

比較圖2（c）和2（d）發現，熔合線附近晶粒尺寸較粗晶區略微變小，主要原因是在γ→（δ＋γ）相變過程中，錳在γ／δ邊界發生偏析，造成冷卻時邊界阻尼增加，使晶粒長大傾向減小。同時發現，熔合線清晰可見，熔合線兩側的組織形態、大小、分布都有所不同。細晶區組織為細小的鐵素體組織和少量彌散分布孤島狀組織。在圖3（f）的不完全重結晶區，由于受到后續焊道熱輸入的影響，使針狀鐵素體發生回復和再結晶及晶粒長大現象，冷卻后得到未發生相變鐵素體和粗晶針狀鐵素體及粒狀貝氏體的混合組織，說明該處發生了軟化現象。粗晶脆化區對結構整體性能的影響很小，而軟化區則有可能促使裂紋的萌生和擴展，進而造成焊接接頭失效，因此要盡量防止軟化區的出現［6］。

圖2 X100管線鋼焊接接頭不同區域的顯微組織Fig.2 Microstructure of X100pipeline steel welded joints：（a）base metal；（b）welding seam；（c）fusion zone；（c）coarse grained region；（d）fine-grained region and（f）incomplete recrystallization region

2.2 拉伸性能

由表2可以看出，X100管線鋼焊接接頭的抗拉強度和伸長率平均值分別為576MPa和17%，分別為母材的80%和92%。可見，接頭焊縫區的塑性較好，但是強度較低，這主要與焊縫的組織形態和相比例、晶粒大小有關。焊接接頭的斷口位于焊縫區，說明焊材匹配不理想，使焊縫處存在缺陷，促使了裂紋的產生和擴展，因此焊縫區成了接頭強度的薄弱地帶。盡管熱影響區的晶粒相對粗大，但是其強度要優于焊縫區的。

表2 X100管線鋼焊接接頭與母材的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of X100pipeline steel welded joint and base metal

2.3 沖擊性能

從表3可以看出，焊縫試樣沖擊功的平均值只有198J，可以進一步推測焊縫區可能存在粗大的化合物或者其他缺陷［7］。相比母材和熱影響區，熔合區的沖擊韌性較低，其主要原因是焊接時選用的是“低強匹配”焊材，在熔合線附近晶粒尺寸較小，但是熔合線兩側的組織形態、大小、分布都不相同，造成熔合區組織過渡不均勻，易成為裂紋的萌生地帶，因此熔合區沖擊功較低。熱影響區沖擊功與母材的基本持平。

表3 焊接接頭不同區域試樣的沖擊功Tab.3 Impact energy of different zones in welding joint J

2.4 硬 度

采用顯微鏡長度標尺測定熱影響區各個區域的寬度，結果測得熱影響區總長度為5.3mm，其中粗晶區為1.1mm，細晶區為1.0 mm，臨界溫度熱影響區和亞臨界溫度熱影響區總長為3.2mm。

測試硬度在正面焊接接頭厚度的3mm 處。由圖3可知，焊接接頭熱影響區硬度最低，焊縫區的硬度較高，其中最大硬度也出現在焊縫區。在一定程度上表明，“低強匹配”焊材并不意味著焊縫的硬度一定低于母材的，可能等強，甚至還稍許超強。接頭各區域的硬度與其顯微組織有關。熱影響區的晶粒比較粗大，較粗大的鐵素體和粗晶針狀鐵素體與粒狀貝氏體混合組織分布的不均勻，使其表現出較低的硬度。在焊接過程中，由于熔池金屬凝固時的過冷度較大，致使焊縫區域的晶粒較細小，從而表現出較高的硬度。焊縫區最高硬度為316HV，滿足API 5L提出的冷裂紋臨界硬度小于350 HV 的要求，也低于根部裂紋開裂臨界硬度值330 HV 的標準要求［8］。而熱影響區的顯微硬度從焊縫到母材表現出先減小后增大的趨勢。粗晶區、細晶區、臨界溫度熱影響區硬度都呈減小趨勢，而亞臨界溫度熱影響區硬度表現出增大的趨勢，且在臨界溫度熱影響區和亞臨界溫度熱影響區之間有一個低谷，此處硬度最低，說明在焊接熱循環的作用下熱影響區發生了軟化。可見，在焊接線能量為23.9kJ·cm-1時，由于焊接過程的冷卻速率低于軋制加速冷卻期間的冷卻速率，而使以位錯結構形式儲存的能量得以釋放，進而使顯微組織發生變化，表現為熱影響區的軟化現象。

圖3 焊接接頭的硬度分布Fig.3 Hardness distribution of the welding joint

3 結 論

（1）X100管線鋼埋弧焊焊接接頭的抗拉強度和伸長率分別為576 MPa和17%，為母材的80%和92%，拉伸試樣斷裂處位于焊縫；接頭焊縫沖擊功為198J、熱影響區為259J，熔合區與母材分別為233，263J。

（2）熱影響區的最高硬度為316HV，滿足API 5L焊接要求；熱影響區的顯微硬度從焊縫到母材表現出先減小后增大的趨勢，在臨界溫度熱影響區和亞臨界溫度熱影響區之間存在寬度較小的軟化區，此處硬度較低。

（3）X100管線鋼母材的顯微組織為鐵素體、粒狀貝氏體的混合組織；焊縫區以針狀鐵素體為主，含有少量粒狀貝氏體；焊接接頭粗晶區組織主要為粗大的先共析鐵素體和粒狀貝氏體；可能伴有少量島狀硬脆相M／A 島析出；細晶區主要為細小的鐵素體；臨界溫度熱影響區和亞臨界溫度熱影響區為細晶鐵素體、粗晶針狀鐵素體和粒狀貝氏體混合組織。

［1］HILLENBRAND H G.Development of high strength material and pipe production technology for grade X120line pipe［C］／／Proceedings of IPC 2004International Pipeline Conference.Calgary，Canada：［s.n.］，2004：1-7.

［2］陶鵬，張弛，楊志剛.高鋼級管線鋼的組織和力學性能［J］.焊管，2008，31（2）：19-22.

［3］黃開文.國外高鋼級管線鋼的研究與使用情況［J］.焊管，2003，26（3）：1-9.

［4］HASHIMOTO Y，KOMIZO T，TSUKAMOTO M，et al.Recent development of large diameter line pipe（X80and X100 grade）［J］.The Sumitomo Search，1988，12：179-185.

［5］LOMOZIK M.Effect of the welding thermal cycles on the structured changes in the heat affected zone and on its properties in joints welded in low alloy steels［J］.Welding International，2000，14（11）：8-14.

［6］張敏，楊亮，陳飛綢，等.X100管線鋼埋弧焊焊接接頭的組織特征［J］.機械工程材料，2013，37（9）：6-8.

［7］崔天成，鄭磊，吳海鳳.應變時效對不同成分高強度管線鋼力學性能的影響［J］.機械工程材料，2010，34（5）：30-32.

［8］American Petroleum Institute.API specification for spiralweld line pipe［M］.Washington D.C：American Petroleum Institute Production Department，1977.