熱輸入對X80級氣保護藥芯焊絲焊縫金屬組織性能的影響

吳林恩， 劉 宇， 夏培培， 張克芳， 谷云龍， 何金昆

1. 油氣管道輸送安全國家工程研究中心，河北 廊坊 065000

2. 中國石油天然氣管道科學研究院有限公司，河北 廊坊 065000

3. 中國石油管道局工程有限公司油氣儲庫分公司，河北 廊坊 065000

0 引言

為提高長輸油氣管道的輸送效率，降低運輸成本，油氣管道建設向著高等級、大口徑、長距離的方向發(fā)展。這對管道現(xiàn)場焊接技術提出了新的挑戰(zhàn)，如何保證管道環(huán)焊縫的質(zhì)量穩(wěn)定性和使用安全性，是管道建設重點研究的課題［1-3］。環(huán)焊縫是管道質(zhì)量控制的重點［4］。氣保護藥芯焊絲自動焊（FCAWG）作為目前大口徑X80 管線鋼管的現(xiàn)場環(huán)焊工藝方法之一，具有現(xiàn)場操作性好、現(xiàn)場適應能力強、不易出現(xiàn)未熔合缺陷等特點，對于不同地形及連頭口等位置的管道焊接施工具有良好的現(xiàn)場適應性［5-6］。但近年來的工程現(xiàn)場數(shù)據(jù)表明焊縫金屬沖擊韌性離散且低溫韌性較低，是制約氣保護藥芯焊絲自動焊應用的一大問題。眾所周知，組織決定性能。焊接熱輸入是表征焊接電壓、焊接電流和焊接速度的綜合性指標，影響著焊縫金屬凝固結晶和組織形成過程，從而影響焊縫金屬的組織和性能［7-11］。

然而目前的研究及文獻中尚未發(fā)現(xiàn)FCAW-G焊縫金屬熱輸入影響的相關報告。因此有必要研究分析不同熱輸入的影響，為FCAW-G焊接工藝參數(shù)優(yōu)選提供指導。文中采用6種熱輸入制備了X80氣保藥芯焊絲焊縫金屬，通過沖擊、拉伸、CTOD 斷裂韌性、顯微組織分析等試驗，系統(tǒng)研究了熱輸入對X80氣保護藥芯焊絲自動焊焊縫金屬組織、硬度和沖擊性能的影響。

1 試驗材料與方法

試驗材料為規(guī)格500 mm×200 mm×22 mm 的X80 級管線鋼板，坡口尺寸如圖1 所示，α 為坡口面角度，22～25°，P 為鈍邊高度，1.6±0.4 mm，b 為對口間隙，2.5～3.5mm，δ 為22 mm。采用氣保護藥芯焊絲自動焊，焊接層道示意如圖2 所示，焊接電源為CPPW1N-03 自動焊機，保護氣體80%Ar+20%CO2，預熱溫度為80～100 ℃，層間溫度控制在80～150 ℃。采用0.5 kJ/mm、0.8 kJ/mm、1.2 kJ/mm、1.8 kJ/mm、2.4 kJ/mm、3.0 kJ/mm 六種熱輸入進行焊接，圖3 為焊接過程典型照片，根焊采用氬弧焊打底，填充、蓋面均采用X80 用氣保藥芯焊絲E91T1-K2M，母材及焊絲的化學成分見表1，焊接工藝參數(shù)見表2。

表1 X80和E91T1-K2M的化學成分（質(zhì)量分數(shù)，%）Table 1 Chemical compositions of X80 and E91T1-K2M （wt.%）

表2 FCAW-G焊接工藝參數(shù)Table 2 Technical parameter of welding

圖1 試板坡口尺寸示意（mm）Fig.1 Schematic of groove

圖2 焊接層道示意Fig.2 Schematic diagram of weld layer

圖3 焊接過程照片F(xiàn)ig.3 Photo of welding process

2 試驗項目

對焊接試件制取拉伸試樣、夏比沖擊試樣、裂紋尖端張開位移（CTOD）斷裂韌性試樣、金相試樣，進行組織分析和性能試驗。

2.1 拉伸試驗

2.2 夏比沖擊試驗

夏比沖擊試驗試樣（V型缺口）采用標準的全尺寸沖擊試樣，試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm，試驗按照GB/T 2650 在ZBC2452-C 擺錘式?jīng)_擊試驗機上進行，試驗溫度分別為-10 ℃、-30 ℃、-60 ℃，每組試樣為3件。

2.3 CTOD斷裂韌性試驗

CTOD 斷裂韌性試樣采用三點彎曲試樣，尺寸為10 mm×22 mm×100 mm，對取樣缺口加工好的試樣采用高頻疲勞試驗機（GPS300）在室溫下預制疲勞裂紋。在制備含疲勞裂紋的試樣后，CTOD 試驗在MTS810疲勞試驗機上依據(jù)ISO 15653進行，試驗溫度為-10 ℃，跨距S=4W，每組試樣為4件。

2.4 金相檢驗

焊縫金屬金相試樣通過粗磨、精磨和拋光等試驗步驟后，使用3%～4%的硝酸酒精溶液進行腐蝕，用吹風機吹干，利用 Imager .M1m 光學顯微鏡觀察焊縫金屬的微觀組織。

3 試驗結果及討論

3.1 熱輸入對金相組織的影響

6 種熱輸入下的金相組織如圖4、圖5 所示，可以看出，不同焊接熱輸入促使焊縫金屬及熱影響區(qū)的晶粒發(fā)生不同程度的變化。同時，焊接熱輸入的變化也會影響焊縫組織發(fā)生變化，導致性能發(fā)生相應的優(yōu)化或劣化。

圖4 不同熱輸入下焊縫金相組織Fig.4 Metallographic structure of different heat input

圖5 不同熱輸入下焊接熱影響區(qū)金相組織Fig.5 HAZ Metallographic structure of different heat input

圖4為不同熱輸入下焊縫中心的組織照片。可以看出，在小熱輸入下（0.5 kJ/mm和0.8 kJ/mm），由于冷卻速度較大，組織形態(tài)主要為針狀鐵素體和多邊形鐵素體組成，且晶界有碳化物析出相。但由于針狀鐵素體AF和先共析鐵素體所占的比例和晶粒大小變化不明顯，因此焊縫的強韌性提高程度相對不大。在較高焊接熱輸入下（1.2 kJ/mm，隨著冷卻速度的降低，焊縫金屬組織形態(tài)發(fā)生了明顯的變化，除了針狀鐵素體和多邊形鐵素體外，還出現(xiàn)了粒狀貝氏體，賦予了焊縫優(yōu)良的強韌特性。在高的焊接熱輸入下（2.4 kJ/mm 和3.0 kJ/mm），焊縫冷卻速度降低，冷卻時間t8/5增大，針狀鐵素體減少，針狀鐵素體的形態(tài)由細長型向短粗型轉變，多邊形鐵素體PF和準多邊形鐵素體所占比例增多。

由圖5可以看出，母材熱影響粗晶區(qū)組織主要由粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體組成，隨著熱輸入的增加，粒狀貝氏體的含量增加，貝氏體鐵素體的含量減少。

對焊縫區(qū)和熱影響區(qū)相的類型、各相比例及原始晶粒尺寸進行定量分析，分析結果如圖6 所示。從圖6a 可以看出，隨著熱輸入的增加，魏氏體鐵素體（WF）和多邊形鐵素體（QF）的含量呈現(xiàn)逐漸增加的趨勢；針狀鐵素體的含量（AF）逐漸減少，針狀鐵素體的形態(tài)由細長型向短粗型轉變，針狀鐵素體是一個綜合性能較好的相，有助于提高材料的強度和韌性，隨著針狀鐵素體含量的減少，強韌性有下降趨勢；MA組元的含量均在6%以內(nèi)，MA是脆性相，對沖擊韌性影響較大，通過比較可知，當熱輸入為1.2 kJ/mm 時，MA 的含量最低，沖擊韌性最好。通過比較可知，隨著熱輸入的增加，焊縫原始晶粒尺寸呈逐漸增大的趨勢，當熱輸入為3.0 kJ/mm 時，原始晶粒尺寸最大為Ⅲ-4級，材料在此熱輸入下的綜合性能最低。從圖6b可以看出，熱影響區(qū)粗晶區(qū)的原始晶粒尺寸變化不大，隨著熱輸入的增大，晶粒尺寸略有增大。

圖6 不同熱輸入下相的類型、比例及原始晶粒尺寸Fig.6 The type， proportion and grain size of the phases under different heat input

3.2 熱輸入對焊接接頭力學性能的影響

3.2.1 熱輸入對焊接接頭拉伸性能的影響

不同熱輸入下FCAW-G 全焊縫金屬室溫拉伸試驗結果如圖7所示。

圖7 不同熱輸入下焊縫金屬拉伸性能Fig.7 Tensile properties of different welding heat input of weld metal

由圖7 可知，在熱輸入為0.5～1.2 kJ/mm 區(qū)間，全焊縫金屬的屈服強度和抗拉強度變化不大；當熱輸入在1.2～3.0 kJ/mm區(qū)間時，焊縫金屬的屈服強度和抗拉強度均呈現(xiàn)一定程度的下降，抗拉強度由583 MPa降到了495 MPa，抗拉強度由663 MPa降到了594 MPa，這是因為隨著熱輸入變大，焊縫晶粒尺寸變大，粗化的組織導致了焊縫金屬拉伸強度（包括屈服強度和抗拉強度）的降低［12］。

3.2.2 熱輸入對低溫沖擊韌性的影響

6 種不同熱輸入下焊縫金屬-10 ℃、-30 ℃、-60 ℃夏比沖擊吸收功如圖8所示。

圖8 不同熱輸入下焊縫金屬沖吸收功Fig.8 Impact absorption energy of different heat input of weld metal

由圖8可知，在給定沖擊溫度下，在一定范圍內(nèi)（0.5～1.2 kJ/mm），隨著焊接熱輸入增大，焊縫金屬韌性有所升高，但熱輸入超過一定范圍（1.2 kJ/mm）以后，熱輸入繼續(xù)增加會導致韌性急劇下降，熱輸入為1.2 kJ/mm 左右時韌性達到最高值。按照目前工程設計要求，一般要求-10 ℃下焊接接頭沖擊韌性單值≥38 J，均值≥50 J（其余溫度暫無規(guī)定）。從圖可知-10 ℃下6種熱輸入沖擊吸收功結果均在100 J以上，完全滿足工程要求。

結合金相組織分析認為焊接熱輸入對焊縫金屬沖擊韌性的影響有：首先，焊接熱輸入的變化會影響焊縫金屬的組織組成。在熱輸入為0.5 kJ/mm，0.8 kJ/mm，1.8 kJ/mm時，在層間熱影響區(qū)域出現(xiàn)了碳化物析出相；隨著熱輸入的增加，晶粒有長大趨勢，且多邊形鐵素體和準多邊形鐵素體增多，針狀鐵素體所占比例減少，針狀鐵素體的形態(tài)由細長型向短粗型轉變。針狀鐵素體是一個綜合性能較好的相，有助于提高材料的強度和韌性，隨著針狀鐵素體的減少，強韌性有下降趨勢，導致焊縫金屬的沖擊韌性值呈現(xiàn)先增加后減小的趨勢。其次，隨著熱輸入的增大，焊縫金屬的冷卻速度減小，所有焊縫組織的晶粒尺寸有一定程度的長大，導致焊縫組織粗化［13］。綜上，焊接熱輸入對焊縫金屬沖擊韌性的影響為：在一定熱輸入范圍內(nèi)（0.5～1.2 kJ/mm）時，隨著焊接熱輸入的增加，針狀鐵素體AF和粒狀貝氏體GB 等的增加占主要作用，焊縫低溫韌性隨之增加。當焊接熱輸入超過1.2 kJ/mm 時，焊接熱輸入的增大使得針狀鐵素體含量的減少和焊縫組織粗化，這些不利的因素起主要作用，從而導致焊縫沖擊韌性在此之后隨之降低。

圖9為不同熱輸入下焊縫金屬的剪切斷面率和斷后形貌轉變溫度50%（Fracture Appearance Transition Temperature，F(xiàn)ATT）評定的韌脆轉變溫度。可以看出，在焊接熱輸入小于1.2 kJ/mm時，隨著熱輸入的增大韌脆轉變溫度降低，在1.2 kJ/mm 時達到最低，表現(xiàn)出較高的韌性水平，之后隨著熱輸入的增加，韌脆轉變溫度升高。

圖9 不同熱輸入下焊縫金屬剪切斷面率和韌脆轉變溫度Fig.9 Tough-brittle transition temperature of different welding heat input of weld metal

3.4 熱輸入對斷裂韌性（CTOD）的影響

不同熱輸入下焊縫金屬在-10 ℃下的裂紋尖端張開位移（Crack Tip Opening Displacement，CTOD）值如圖10所示。

圖10 不同熱輸入下焊縫金屬CTOD值Fig.10 CTOD of different welding heat input of weld metal

斷裂韌度大小表明了焊接接頭的抗脆斷特性。由圖10可以看出，焊縫金屬CTOD斷裂韌性值受焊接熱輸入變化的影響。試驗結果表明，當熱輸入在0.5～2.4 kJ/mm 范圍內(nèi)，所有樣品值均較高，最高可達0.633 mm，最小為0.367 mm，具有良好的抗開裂性能。當熱輸入為3.0 kJ/mm時，CTOD值離散型變大，且存在低值，說明其韌性較差。進一步驗證了隨著熱輸入的增加，焊縫金屬組織粗化，導致裂紋擴展的阻力減小，裂紋擴展所需的能量減少，最終導致韌性降低。

3.5 熱輸入對維氏硬度（HV10）的影響

焊接接頭的硬度值是評估焊接質(zhì)量的重要指標之一，不同的熱輸入條件會對焊接接頭的硬度值產(chǎn)生影響。對不同熱輸入下焊接接頭進行硬度測試，打點示意圖如圖11所示。

圖11 焊接接頭維氏硬度測試點位置Fig.11 Hardness of different welding heat input of weld metal（HV10）

不同熱輸入下焊接接頭的硬度分布見表3、圖12，硬度整體水平不均勻，不同位置的硬度值不同。可以看出，熱輸入3.0 kJ/mm 的要低于其他焊接熱輸入下的硬度值。在高熱輸入下，焊接接頭過熱，冷卻速率較慢，焊縫組織發(fā)生一定程度的粗化，從而導致硬度下降。焊接接頭在不同熱輸入下的硬度與強度相一致，同時硬度分布也表明了焊接接頭不同區(qū)域組織對其力學性能的影響。

表3 不同熱輸入下焊接接頭硬度值（HV10）Table 3 Hardness of different welding heat input of weld metal（HV10）

圖12 不同熱輸入下焊縫金屬硬度值（HV10）Fig.12 Hardness of different welding heat input of weld metal（HV10）

4 結論

（1）六種熱輸入下焊縫金屬的組織主要由針狀鐵素體、多邊形鐵素體準多邊形鐵素體和粒狀貝氏體組成。隨著熱輸入的增大，焊縫金屬組織晶粒有長大趨勢，且多邊形鐵素體和準多邊形鐵素體增多，針狀鐵素體減少，對韌性不利。

（2）焊縫金屬的低溫沖擊韌性隨著焊接熱輸入的增加呈現(xiàn)先增加后減少的趨勢，在1.2 kJ/mm 時達到極大值。

（3）在一定范圍內(nèi)，隨著熱輸入的增大，焊縫金屬組織粗化，導致強度和斷裂韌性降低。

（4）焊接熱輸入對X80 氣保護藥芯焊絲焊縫金屬強度和韌性有很大影響。焊接熱輸入為1.2 kJ/mm時，X80氣保藥芯焊絲焊縫金屬綜合性能最佳。