碳當量對油氣輸送管道環焊縫熱影響區韌性的影響規律*

牛 輝，張 君，王 磊，畢宗岳，崔紹華，韋 奉，張鶴松，燕 鑄

（1.中油國家石油天然氣管材工程技術研究中心有限公司，西安 710018； 2.中國石油寶雞石油鋼管有限責任公司，陜西 寶雞721008； 3.國家石油天然氣管網集團有限公司，北京 100013； 4.鋼鐵研究總院有限公司 工程用鋼研究院，北京100081； 5.中國石油技術開發有限公司，北京 100028）

0 前 言

作為石油天然氣最高效的輸送方式，管道輸送對國家能源戰略發展起著非常重要的作用。隨著對能源需求的不斷增加，油氣長輸管道敷設里程持續高速增長，據預測，2025 年中國油氣輸送管道里程將超過24萬 km。為提升油氣輸送效率，管道不斷向高輸送壓力、高強度級別、大管徑方向發展。尤其是因油氣資源開采逐漸向高寒、極地及深海等地質、氣候條件惡劣的環境延伸，進而對管道低溫韌性提出了更高的要求。低碳微合金鋼由于具有良好的綜合力學性能及優異的強韌性匹配，被廣泛應用于油氣輸送管道。國內外科研機構及鋼鐵生產企業對高級別管線鋼均進行了較為深入的研究，通過C、Mn、Mo、Ni、Cr、Nb等微合金元素的合理化設計以及控軋控冷技術的優化，使管線鋼母材獲得了良好的強韌性匹配[1-3]。國內長距離油氣輸送管道工程已經廣泛應用X80鋼級管線鋼，尤其是中俄東線天然氣管道工程等重大輸氣干線，X80螺旋焊管壁厚已達到22 mm，直縫焊管壁厚已達到32.1 mm，在如此壁厚規格情況下，鋼管母材仍具有優良的低溫韌性[4]。然而，隨著管道敷設里程的增加和服役年限的增長，管道事故數量也在增多，特別是管道環焊接頭的脆化與軟化現象導致管道失效的案例屢見不鮮，造成了巨大的經濟損失、人員傷亡以及不良社會影響[5-6]。

對于環焊縫，專家學者在焊材及焊接工藝優化方面做了大量的研究工作，其低溫韌性得到了較大程度的提升[7-12]，但是對于環焊接頭熱影響區性能優化的研究較少。由于受到焊縫熔池熱影響的作用，熱影響區組織較母材發生了較大變化，導致環焊接頭熱影響區低溫韌性發生大幅波動，最終發生環焊接頭的失效事故[13-14]。本研究不針對某單一元素對環焊接頭熱影響區性能的影響，而是從碳當量角度出發，研究在多重元素復合作用下，X80管線鋼母材在受到多層多道焊接熱影響作用后，其顯微組織及低溫韌性的變化規律，以期為未來適用于全自動環焊的高韌性X80管線鋼的開發及應用提供理論支持。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

為研究碳當量對X80鋼級管道全自動環焊接頭熱影響區韌性的影響規律，設計了3種不同成分的試驗鋼，進行實驗室冶煉，其實際成分見表1。對冶煉的鑄錠開坯然后進行控制軋制，熱軋中試板的力學性能見表2，金相組織如圖1所示。

圖1 不同試驗鋼熱軋后的金相組織

表1 試驗鋼的實際化學成分

表2 試驗用鋼中熱軋試板力學性能

三種試驗鋼的C、Mn、Cr、Ni、Mo、Nb 等元素均有所不同，綜合表現為H 試驗鋼碳當量最高，為0.21%；M 試驗鋼碳當量次之，為0.18%；L 試驗鋼碳當量最低，為0.13%。通過圖1 可以看出，三種試驗鋼組織均為針狀鐵素體。同時，隨著碳當量的增加，試驗鋼的屈服強度、抗拉強度均逐漸增大，但低溫韌性逐漸降低（見表2）。

1.2 試驗方法

利用Gleeble 3500 熱模擬試驗機對不同碳當量的試驗鋼進行焊接熱模擬試驗，分析一次粗晶區經不同峰值溫度的二次熱循環后焊接熱影響區微觀組織和低溫韌性的變化規律。截止目前，對于環焊縫熱影響區在焊接過程中的溫度變化已有相對成熟的研究[15-17]，而本研究在選擇熱循環參數時，首先根據D.Vwer理論公式計算出t8/5并轉化為t8/3；然后分別將t8/3為10 s、15 s、20 s、25 s、30 s的熱模擬試樣顯微組織與實際環焊接頭熱影響區顯微組織進行對比。結果發現，當t8/3為25 s時，熱模擬試樣顯微組織與實際環焊接頭的顯微組織最為接近，因此本試驗選取t8/3=25 s，焊接熱模擬工藝如圖2所示。

圖2 焊接熱模擬工藝

本試驗采用的熱模擬試樣尺寸為11 mm×11 mm×70 mm，完成熱模擬試驗后，加工規格為10 mm × 10 mm × 55 mm 的試樣，每個峰值溫度取3 個平行樣，按GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》在NI750C 型沖擊試驗機上進行-10 ℃夏比沖擊試驗。采用Olympus GX53型金相顯微鏡、FEI Quanta 650 掃描電子顯微鏡觀察顯微組織。采用MH-500D 型半自動顯微維氏硬度計測量試樣的顯微硬度。

2 試驗結果與分析

2.1 二次焊接熱循環后試驗鋼性能變化

三種成分的試驗鋼經過不同峰值溫度的二次熱循環后，-10 ℃夏比沖擊功變化曲線如圖3 所示。可以看出，三種成分的試驗鋼在不同溫度區間內都出現了韌性低谷區，L 試驗鋼在650～840 ℃的二次熱循環峰值溫度區間均處于韌性低谷區；M 試驗鋼韌性低谷區出現在720～820 ℃；H試驗鋼韌性低谷區出現在720～770 ℃。三種試驗鋼的母材合金成分都不能完全消除環焊熱影響區的脆性區，只能在一定程度上縮小該區域所占比例。H試驗鋼的脆化區間窄且脆化區最低值較其余二者偏高，但是在高溫區和低溫區，其夏比沖擊功值低于M 試驗鋼。L 試驗鋼在高溫區的夏比沖擊功最大，但其脆化區間最寬，脆化區最低值也較M試驗鋼和H試驗鋼低。三種試驗鋼在過臨界粗晶區均表現出較高的韌性。

圖3 不同試驗鋼經歷二次熱循環后低溫韌性變化曲線

2.2 二次熱循環后試驗鋼顯微組織特征

三種試驗鋼在1 000 ℃二次熱循環后的金相組織如圖4所示，掃描電子顯微組織如圖5所示，對應環焊縫過臨界粗晶熱影響區（SCCGHAZ）。在1 000 ℃條件下，三種試驗鋼均發生了奧氏體重結晶，晶粒組織細小，表現出較高的夏比沖擊韌性。此外，三種試驗鋼的組織存在明顯區別， H試驗鋼與M試驗鋼以BF和GB的混合組織為主，晶粒尺寸較為細小，但M/A 相比例較高；而L 試驗鋼以細小GB 為主，M/A 組元細小且彌散分布，從而表現出更高的沖擊韌性。

圖4 不同試驗鋼在1 000 ℃二次熱循環后金相顯微組織形貌

圖5 不同試驗鋼在1 000 ℃二次熱循環后掃描電子顯微組織形貌

不同試驗鋼在二次熱循環溫度為800 ℃時的金相組織如圖6 所示，掃描電子顯微組織如圖7所示， 對應環焊縫臨界粗晶熱影響區（IRCGHAZ）。在800 ℃溫度條件下，三種試驗鋼均發生了部分奧氏體化，明顯的特征是在原始奧氏體晶界位置生成了不同程度的島鏈狀M/A 組元。其中，H 試驗鋼M/A 島鏈比例最高，且M/A組元粗大；L 試驗鋼M/A 島鏈比例最低，且M/A組元呈薄片、短桿狀，奧氏體晶界位置的M/A島鏈相比例呈現出與碳當量的正相關。M/A組元主要是由高碳馬氏體和殘余奧氏體組成，其中馬氏體組織的硬度非常高，所以當受到外力作用時會導致應力集中，在馬氏體內部還存在著相變過程中所形成的殘余應力。因此，在M/A組元處裂紋更容易生成和擴展，從而降低材料的低溫韌性。但在本組試驗中，三種試驗鋼的臨界粗晶區夏比沖擊功分別為：H鋼162 J、M鋼119 J、L鋼79 J，可以看出，隨著碳當量的減少，臨界粗晶區夏比沖擊功逐漸減小，與M/A組元相的比例無對應關系；在此溫度區間內，對其夏比沖擊功起決定性作用的仍然是原始奧氏體晶粒內部的基體組織。H試驗鋼基體組織主要表現為細小的BF及GB混合組織，有效晶粒尺寸更小；而L試驗鋼基體組織為粗大的GB，有效晶粒尺寸非常大。因此，H試驗鋼低溫韌性優于L試驗鋼，M試驗鋼組織狀態介于兩者之間，其夏比沖擊功也介于兩者之間。

圖6 不同試驗鋼在800 ℃二次熱循環后金相顯微組織形貌

不同試驗鋼在二次熱循環溫度為700 ℃時的金相組織如圖8 所示，掃描電子顯微組織如圖9所示，在該溫度點未發生相變，主要是一次粗晶區組織位錯回復以及碳化物析出等亞結構的變化。其中，L 試驗鋼中存在大量粗大的GB 組織，其-10 ℃夏比沖擊功僅為25 J；而H 鋼和M 鋼為BF與GB的混合組織，具有較高的韌性，-10 ℃試驗溫度下，M 鋼、H 鋼夏比沖擊功分別為275 J、190 J；M鋼中M/A組元數量明顯少于H鋼且尺寸也較小，呈現細小的顆粒狀，均勻彌散分布于基體組織上，這種尺寸形貌的M/A組元對韌性影響不大，因此表現出較高的低溫韌性；H 鋼中M/A組元數量多且尺寸較大，呈長桿狀平行排列，不利于低溫韌性。

圖8 不同試驗鋼在700 ℃二次熱循環后金相顯微組織形貌

圖9 不同試驗鋼在700 ℃二次熱循環后掃描電子顯微組織形貌

3 結 論

（1）在鋼管環焊過程中，由于多次熱循環的影響，在高鋼級管線鋼焊接接頭熱影響區難免會出現脆化區，且不同成分的管線鋼脆化區溫度區間也不同，通過成分優化可在一定程度上減小脆化區間。

（2）粗大的粒狀貝氏體組織和數量多、尺寸大的M/A組元是導致二次熱影響區韌性下降的根本原因。