焊接二次熱循環對X90管線鋼組織和性能的影響

趙 波，張衛東，孫 奇

（1.渤海裝備研究院，河北 青縣 062658；2.渤海裝備華油鋼管公司，河北 青縣 062658；3.渤海裝備鋼管銷售公司，河北 青縣062658）

0 前 言

我國天然氣管道工程技術發展經歷了以陜京一線為代表的第一代 （鋼級低于X65，管徑＜1 000 mm，壓力≤6.4 MPa，輸量＜100 億 m3/a），到以西氣東輸一線、 二線為代表的第二代 （鋼級 X70/X80，管徑 1 000～1 219 mm，壓力 10～12 MPa，輸量 100～300 億 m3/a）。 隨著我國石油天然氣需求的增長，管線輸送正朝著高強度、 高壓力、 長距離、 大直徑方向發展，要求輸量達到300 億m3/a 以上，因此，第二代天然氣管道工程技術已不能滿足超大輸量的需求，需要研制開發第三代 （鋼級 X90/X100，管徑 1 200～1 422 mm，壓力＞12 MPa，輸量＞300 億 m3/a，設計系數 0.8）管道工程技術，為超大輸量天然氣管道工程建設做好技術支撐和儲備，具有迫切的工程需求和重要的戰略意義[1]。

近年來，為滿足高強度大輸量管道建設發展需求，先后進行了X90、 X100 鋼級直縫和螺旋縫埋弧焊管的試制開發。 X90 管線鋼是控軋控冷低碳微合金鋼，具有高強度和良好的抗延性斷裂能力，但是隨著強度的提高，焊縫熱影響區更容易產生軟化和脆化等問題[2-11]，特別是經歷雙面埋弧焊中的二次熱循環作用后，X90 管線鋼的組織性能會發生顯著變化。 本研究采用焊接熱模擬技術，研究了二次熱循環對X90 管線鋼熱影響區軟化和低溫脆化的影響。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗材料為X90 管線鋼，板厚為16.3 mm，其化學成分見表1，金相組織如圖1 所示。 由圖1 可以看出，試驗用X90 管線鋼的金相組織主要由細小的針狀鐵素體和少量的準多邊形鐵素體組成。

表1 X90 管線鋼的化學成分 %

圖1 試驗用X90 管線鋼的金相組織

1.2 試驗方法

焊接熱模擬試驗在Gleeble-3500 型熱模擬試驗機上進行，沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，拉伸試樣尺寸為 Φ10 mm×100 mm。 根據熱電偶測溫試驗并利用數值模擬計算方法，采用直縫埋弧焊管線能量45 kJ/cm、 螺旋縫埋弧焊管線能量25 kJ/cm 兩種焊接工藝，擬定熱模擬試驗參數。 一次熱循環不同峰值溫度分別為1 350 ℃、1 000 ℃、 850 ℃，二次熱循環不同峰值溫度分別為 950 ℃、 800 ℃、 730 ℃，45 kJ/cm 和 25 kJ/cm線能量下的二次熱循環溫度曲線如圖2 和圖3 所示。 每組參數3 個試樣，模擬熱循環后的試樣經加工，按照ISO 148-1 在NCINI 730 型沖擊試驗機上進行V 形缺口夏比沖擊試驗，試驗溫度為-10 ℃；按照ASTM A370 在INSTRON 5585H 型拉伸試驗機上進行拉伸試驗。 按照GB/T 13298 在Axiovert 200 MAT 金相顯微鏡上進行金相組織觀察，試樣在焊接熱循環試樣上截取，放大500 倍照相。

圖2 線能量為45 kJ/cm 時的二次熱循環峰值溫度曲線

圖3 線能量為25 kJ/cm 時的二次熱循環峰值溫度曲線

2 試驗結果及分析

2.1 二次熱循環峰值溫度對組織的影響

一次熱循環峰值溫度為1 350 ℃時，不同線能量和不同溫度二次熱循環后試樣的組織形貌如圖4 所示。 由圖4 可以看出，試樣的組織形貌在不同焊接線能量、 在相同溫度下的變化規律基本相同。 當二次熱循環溫度為950 ℃時，組織形態晶粒細小，組織主要為粒狀鐵素體+少量的貝氏體鐵素體，其間彌散分布著細小的 M/A 組元；當二次熱循環溫度為 800 ℃和730 ℃時，組織呈現粗晶區形貌，主要以貝氏體鐵素體為主，含有少量的粒狀鐵素體，原奧氏體晶粒粗大，晶界清晰，粗大的 M/A 組元在原奧氏體晶界形成，呈現出項鏈狀的結構。 然而二次熱循環溫度不同，組織也略有不同，二次熱循環溫度為 800 ℃時（見圖4 （b）和圖4 （e）），沖擊韌性很低，表現為局部脆化，此時的再熱粗晶區組織仍有少量板條馬氏體，但板條束明顯增大，雖然發生了重結晶，但組織并未得到細化，表現為組織遺傳現象[7]。與此同時，沿原奧氏體晶界形成富碳的M/A組元也較為粗大，且呈項鏈結構[8]，使晶界進一步脆化，使韌性大大下降。

圖4 一次熱循環峰值溫度1 350 ℃時不同線能量和二次熱循環溫度下的組織形貌

一次熱循環峰值溫度為1 000 ℃時，不同線能量和不同溫度二次熱循環后試樣的組織形貌如圖5所示。 由圖5 可看出，當一次熱循環峰值溫度降低到1 000 ℃時，二次熱循環溫度對試樣的組織影響不大，組織多為細小的塊狀鐵素體+細小的粒狀鐵素體的混合組織，其間夾雜著細小的M/A 組元。

圖5 一次熱循環峰值溫度1 000 ℃時不同線能量和二次熱循環溫度下的組織形貌

一次熱循環峰值溫度為850 ℃時，不同線能量和不同溫度二次熱循環后試樣的組織形貌如圖6 所示。 由圖6 可以看出，當一次熱循環峰值溫度降到850 ℃，二次熱循環溫度為950 ℃時，組織為細小的塊狀鐵素體+少量的粒狀鐵素體，M/A 組元細小；二次熱循環溫度降低到800 ℃和730 ℃時，較為粗大的塊狀先共析鐵素體沿熱軋形變帶或偏析區析出，晶內主要為細小的針狀鐵素體，出現帶狀組織。 焊件線能量為25 kJ/cm 時得到的組織比線能量45 kJ/cm時更為細小，帶狀組織也不明顯。 二次熱循環峰值溫度為730 ℃時，組織晶粒更加細小，帶狀組織逐漸消失，組織仍然為細小的塊狀鐵素體+少量的粒狀鐵素體。

圖6 一次熱循環峰值溫度850 ℃時不同線能量和二次熱循環溫度下的組織形貌

2.2 二次熱循環峰值溫度對性能的影響

圖7 X90 管線鋼在不同線能量和不同峰值溫度下的顯微硬度

圖7 為X90 管線鋼在不同線能量和不同峰值溫度下的顯微硬度。 由圖7 可以看出，線能量為45 kJ/cm 時，隨著二次峰值溫度的增加，一次峰值溫度1 350 ℃下X90 管線鋼的硬度呈現出下降的趨勢，在二次峰值溫度為950 ℃時達到最小值 245HV；在一次峰值溫度為 1 000 ℃時，硬度呈現先上升再下降的趨勢，在二次峰值溫度為730 ℃時達到最小值256HV；在一次峰值溫度為850 ℃時，硬度隨二次峰值溫度的增加呈現上升的趨勢，在二次峰值溫度為730 ℃時達到最小值347HV。 線能量為 25 kJ/cm 時，在一次峰值溫度為 1 350 ℃、 1 000 ℃和 850 ℃時，X90 管線鋼的硬度均隨二次峰值溫度的增加呈現出先下降后上升的變化規律，硬度的最低值均出現在二次峰值溫度為850 ℃時，其硬度的最小值分別為267HV、 288HV 和272HV。

圖8 為X90 管線鋼在不同線能量和不同峰值溫度下的低溫沖擊韌性。 由圖8 可以看出，兩種焊接線能量下，在一次熱循環峰值溫度為1 000 ℃和850 ℃，二次熱循環峰值溫度分別為950 ℃、 800 ℃和 730 ℃時，試樣沖擊功均較高，基本保持在 300～450 J，在二次熱循環溫度為800 ℃時韌性降低到300 J 左右。 這是由于在一次熱循環溫度下熱影響區較細的原奧氏體晶界形成了一定數量的細小M/A 組元，導致其韌性有所降低。 在一次熱循環峰值溫度為1 350 ℃時，不同二次熱循環峰值溫度下二次組織遺傳了一次粗大組織結構，并且組織中均存在大量塊狀粗大的M/A 組元；同時二次峰值溫度為800 ℃時，更粗大的M/A 組元沿原奧氏體晶界呈現項鏈狀結構，造成韌性值降低。 這是由于組織中大部分M/A 為塊狀，對韌性有很大的破壞作用，但隨著二次熱循環溫度的升高，沖擊功也略有升高。

圖8 不同焊接線能量下X90 管線鋼不同峰值溫度下的低溫沖擊性能

圖9 不同線能量和不同二次熱循環峰值溫度下的拉伸性能

圖9 為X90 管線鋼不同線能量和不同二次熱循環峰值溫度下的拉伸性能。 由圖9 可見，在兩種焊接線能量下，在一次熱循環峰值溫度一定時，屈服強度和抗拉強度均隨二次熱循環峰值溫度的升高而降低。 圖9 （a） 中一次熱循環峰值溫度為1 350 ℃時，隨二次熱循環溫度的不同變化較為明顯，焊接線能量為25 kJ/cm，在一次熱循環峰值溫度為1 350 ℃、 二次熱循環溫度為730 ℃時，強度達到最大值，其中屈服強度達到563 MPa，抗拉強度達到 820 MPa。 圖9 （b） 中焊接線能量為45 kJ/cm，在一次熱循環峰值溫度為 1 000 ℃、 二次熱循環溫度為 950 ℃時，強度達到最低值，其中屈服強度為393 MPa，抗拉強度為 677 MPa。 由圖9 （b） 和圖9 （c） 可以看出，一次熱循環峰值溫度為 1 000 ℃和 850 ℃時，強度隨二次峰值溫度的變化不大，但還是在較低的峰值溫度時強度稍高。

圖10 為線能量25 kJ/cm 時X90 管線鋼在不同二次循環峰值溫度下的拉伸性能。 由圖10 可以看出，不同一次熱循環峰值溫度下，試驗鋼的延伸率和斷面收縮率變化幅度不大，斷面收縮率維持在75%左右，而延伸率則在30%上下浮動。其中，在一次熱循環峰值溫度為850 ℃、 二次熱循環溫度為 730 ℃時，延伸率達到最大值32.3%；在一次熱循環峰值溫度為 850 ℃、 二次熱循環溫度為950 ℃時，斷面收縮率達到最大值76.2%。 屈強比在一次熱循環峰值溫度為1 350 ℃時較其他兩溫度數值偏高。 圖10 （a） 和圖10 （c） 中，在一次熱循環峰值溫度為 1 350 ℃和850 ℃時，屈強比均在二次熱循環峰值溫度為730 ℃時出現較大值，其中一次熱循環峰值溫度1 350 ℃、 二次熱循環峰值溫度730 ℃時出現最大屈強比0.69。

圖11 為線能量45 kJ/cm 時X90 管線鋼在不同二次熱循環峰值溫度下的拉伸性能。 由圖11可以看出，不同一次熱循環峰值溫度下，試驗鋼的延伸率和斷面收縮率變化趨勢大致相同，均呈現出先降低后升高的走勢，其中較低值均出現在二次熱循環峰值溫度800 ℃。 在一次和二次熱循環峰值溫度分別為1 350 ℃和800 ℃時，延伸率和斷面收縮率達到最小值，其中延伸率為25.9%，斷面收縮率為72.7%。 屈強比隨一次熱循環峰值溫度的降低而整體下降，當一次熱循環峰值溫度為1 350 ℃時，屈強比較高。 由圖11 （a） 和圖11 （b） 可見，一次熱循環峰值溫度為1 350 ℃和1 000 ℃時，屈強比均出現先升高后降低的趨勢，其中一次熱循環峰值溫度1 350 ℃、 二次熱循環峰值溫度800 ℃時，出現最大屈強比0.69。

圖10 X90 管線鋼在線能量為25 kJ/cm 時和不同二次熱循環峰值溫度下的拉伸性能

圖11 X90 管線鋼在線能量為45 kJ/cm 時和不同二次熱循環峰值溫度下的拉伸性能

3 分析討論

當二次熱循環峰值溫度處在臨界區 （α+γ）范圍內時 （圖 8 中的 800 ℃），熱影響區韌性值最低，表現為臨界粗晶區局部脆化現象。 可以看出，對一次粗晶區 CGHAZ 在 （α+γ） 兩相區的二次焊接熱循環后，臨界粗晶區ICCGHAZ 的組織形態發生了較大的變化。 在ICCGHAZ 中有比CGHAZ 中更粗大的M/A 組元，并呈現斷續網狀的原奧氏體晶界，即由M/A 組元斷續連接起來的原奧氏體邊界的 “項鏈” 結構 （見圖4 （b）和圖4 （e））。 研究結果認為，這種粗大形態的M/A 組元是導致ICCGHAZ 局部脆化的主要原因[8]。

M/A 組元是低合金高強鋼在焊接熱過程中一種普遍存在的組織，但唯獨在ICCGHAZ 中形成的M/A 組元使韌性嚴重惡化。 究其原因，是與ICCGHAZ 在 （α+γ） 兩相區熱過程中所形成的M/A 組元的特定組態緊密相關。 CGHAZ 粗大的原奧氏體晶界和板條界為ICCGHAZ 形成粗大的M/A 提供了條件。 同時，當二次熱循環的峰值溫度處在 （α+γ） 臨界區時，由于經一次熱循環形成的非平衡組織具有一定的定向性，碳原子易于作定向擴散，促使碳濃度分布非均勻性。 同時，由于在 （α+γ） 內α 的形成過程是一個向外排碳的過程，因而使得這時形成的γ 比高溫單相γ區形成的γ 具有更大的含碳量，形成較大的富碳γ 區。 這種富碳的γ 在隨后的冷卻過程中可形成含碳量較高的馬氏體。 研究表明，在含碳量較低的管線鋼中，CGHAZ 中M/A 組元的馬氏體含碳量可達到 0.15%～0.8%，ICCGHAZ 中M/A 組元的馬氏體含碳量可達到1.32%～1.7%，這種粗大、 高度富碳的馬氏體極易誘發顯微裂紋，致使韌性嚴重降低[8]。

4 結 論

（1） X90 管線鋼試樣在第一焊道粗晶區中受到后一焊道兩相區溫度 （800 ℃） 加熱時，形成的臨界粗晶區發生嚴重脆化，是熱影響區的最脆區。

（2） X90 管線鋼試樣臨界粗晶區脆化的主要原因是該區遺傳了粗晶區粗大的組織形態，同時沿原奧氏體晶界形成粗大、 高度富碳的、 呈項鏈結構的M/A 組元。

（3） X90 管線鋼試樣一次熱循環粗晶區經峰值溫度為950 ℃的二次熱循環后，晶粒細小，組織分布較為均勻，低溫沖擊韌性較好。