焊接熱循環(huán)對x80管線鋼組織性能的影響

焊接熱循環(huán)對x80管線鋼組織性能的影響

0焊接熱影響區(qū)的粗晶區(qū)的韌性隨著大規(guī)模管道、高壓管道、北極管道和海上管道的建設(shè)和使用，管道鋼的剛性越來越受到重視。目前通過微合金化、超純凈冶煉和現(xiàn)代控軋、控冷技術(shù),已能夠提供具有足夠強(qiáng)韌特性的管線鋼卷板。但經(jīng)過焊接熱過程后,熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒粗化和組織結(jié)構(gòu)的變化將使得熱影響區(qū)的性能與管線鋼性能嚴(yán)重不匹配,焊接接頭熱影響區(qū)粗晶區(qū)不再具有管線鋼的許多優(yōu)異性能。因此,高性能管線鋼的焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的韌性已成為人們關(guān)注的問題之一。文中通過焊接熱模擬技術(shù)、光學(xué)金相、電子顯微分析技術(shù)和示波沖擊試驗(yàn)、斷裂韌度試驗(yàn)研究了焊接熱循環(huán)對X80管線鋼粗晶區(qū)的韌性和組織的影響,其研究結(jié)果為國內(nèi)高性能管線鋼的研制和應(yīng)用提供了依據(jù)。1試驗(yàn)材料和方法1.1試驗(yàn)材料試驗(yàn)材料為厚度7.9mm的X80高性能管線鋼卷板,其化學(xué)成分和力學(xué)性能見表1。1.2模擬參數(shù)的選取模擬焊接熱循環(huán)試驗(yàn)在Gleeble-1500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,熱循環(huán)的最高溫度為1300℃,模擬試樣的取樣方向?yàn)榇怪迸c鋼板軋制(T-L)方向,尺寸為5.5mm×10.5mm×55mm,針對埋弧焊管的焊接規(guī)范特點(diǎn),選用的熱輸入?yún)?shù)分別為5kJ/cm、9kJ/cm、16kJ/cm、20kJ/cm、30kJ/cm和40kJ/cm,采用的熱模擬參數(shù)如表2所示。2試驗(yàn)結(jié)果與分析2.1焊接熱輸入的影響試驗(yàn)鋼在不同焊接熱循環(huán)下粗晶區(qū)示波沖擊韌度變化規(guī)律如圖1所示。由圖1可見,不同的焊接熱循環(huán),其粗晶區(qū)具有不同的裂紋萌生功Ei、裂紋擴(kuò)展功Ep和總沖擊功Et,即具有不同的沖擊韌度。隨著焊接熱輸入的增加,其韌性降低。當(dāng)焊接熱輸入較低時,粗晶區(qū)具有較好的韌性值,當(dāng)焊接熱輸入超過16kJ/cm時,粗晶區(qū)韌性嚴(yán)重惡化,與母材相比,下降幅度達(dá)82%～95%。斷口分析結(jié)果表明,幾乎全部為解理斷口而且具有沿晶斷裂的特征。說明試驗(yàn)鋼對焊接熱輸入比較敏感,在常規(guī)焊接熱輸入下,粗晶區(qū)韌性較差,脆化比較嚴(yán)重。2.2試驗(yàn)溫度對含裂紋沖擊韌性的影響韌脆轉(zhuǎn)變特性是考核鋼材韌性的重要指標(biāo)之一。為了進(jìn)一步研究不同熱循環(huán)下粗晶區(qū)的韌脆轉(zhuǎn)變特性,進(jìn)行了三種熱輸入9kJ/cm、16kJ/cm和20kJ/cm模擬粗晶區(qū)在系列溫度40℃、20℃、0℃、-20℃、-40℃、-60℃、-80℃下的示波沖擊韌性試驗(yàn),試驗(yàn)結(jié)果如圖2所示。由圖2可見,不同焊接熱循環(huán)粗晶區(qū)的裂紋萌生功和裂紋擴(kuò)展功均隨試驗(yàn)溫度的降低而降低,其中裂紋萌生功變化幅度不大,裂紋擴(kuò)展功降低幅度較大。母材在試驗(yàn)溫度下的韌性變化不大,且具有較高的韌性值。說明試驗(yàn)鋼在焊接熱循環(huán)作用下,其粗晶區(qū)具有明顯的韌脆轉(zhuǎn)變特征和韌性損失。2.3裂紋脆性擴(kuò)展為了進(jìn)一步研究試驗(yàn)鋼粗晶區(qū)的韌性特征,對三種熱輸入9kJ/cm、16kJ/cm和20kJ/cm模擬粗晶區(qū)進(jìn)行了斷裂韌度試驗(yàn)。可以看出,X80管線鋼模擬粗晶區(qū)的裂紋尖端張開位移CTOD與所采用的焊接熱輸入大小密切相關(guān)。熱輸入9kJ/cm模擬粗晶區(qū)在進(jìn)行裂紋尖端張開位移阻力曲線測試時,8個試樣中有4個試樣表現(xiàn)為裂紋脆性擴(kuò)展,裂紋脆性擴(kuò)展前的穩(wěn)定擴(kuò)展量小于0.2mm,脆性啟裂CTOD值δc最小為0.037mm。熱輸入16kJ/cm模擬粗晶區(qū)在進(jìn)行裂紋尖端張開位移阻力曲線測試時,8個試樣全部表現(xiàn)為裂紋脆性擴(kuò)展,裂紋脆性擴(kuò)展前的穩(wěn)定擴(kuò)展量小于0.2mm,脆性啟裂CTOD值δc最小為0.067mm。熱輸入20kJ/cm模擬粗晶區(qū)在進(jìn)行裂紋尖端張開位移阻力曲線測試時,8個試樣全部表現(xiàn)為裂紋脆性擴(kuò)展,裂紋脆性擴(kuò)展前的穩(wěn)定擴(kuò)展量小于0.2mm,脆性啟裂CTOD值δc最小為0.020mm。表明在試驗(yàn)熱輸入下X80管線鋼模擬粗晶區(qū)的斷裂韌度均較差,具有隨熱輸入增大,斷裂韌度CTOD降低的特征,與示波沖擊韌度試驗(yàn)結(jié)果相一致。2.4粗晶區(qū)組織形態(tài)的變化組織結(jié)構(gòu)是材料力學(xué)性能的內(nèi)部根據(jù),管線鋼及其粗晶區(qū)的組織結(jié)構(gòu)決定了該區(qū)域的韌性特征。試驗(yàn)鋼在室溫下的組織為針狀鐵素體和少量塊狀鐵素體。由于針狀鐵素體尺寸參差不齊,彼此交叉分布,其間具有大角度晶界,因而對裂紋具有阻止作用。針狀鐵素體不僅具有較小的等效晶粒尺寸,而且在鐵素體內(nèi)具有細(xì)小的亞結(jié)構(gòu),正是由于針狀鐵素體的亞結(jié)構(gòu)和內(nèi)部高密度的可動位錯,使針狀鐵素體具有良好的強(qiáng)韌性。但塊狀鐵素體的存在,使得裂紋經(jīng)常呈直線擴(kuò)展,在斷裂面出現(xiàn)較大的解理臺階,有時甚至?xí)l(fā)生沿鐵素體晶界斷裂的情形,極大的損害了韌性。由于焊接熱過程的特殊性,使得這種具有針狀鐵素體組織結(jié)構(gòu)特征的管線鋼在經(jīng)歷不同焊接熱輸入的熱循環(huán)后,其顯微組織結(jié)構(gòu)發(fā)生了較大的變化。在光學(xué)顯微鏡下可以看出,由于焊接熱輸入不同,其模擬粗晶區(qū)組織組成相的類型、形態(tài)、大小和分布也不相同,并且呈一定的規(guī)律性變化。不同的焊接熱輸入不僅促使粗晶區(qū)晶粒發(fā)生不同程度的長大,而且也使得粗晶區(qū)組織結(jié)構(gòu)形態(tài)呈現(xiàn)出多樣性的變化。在較低的焊接熱輸入下(5kJ/cm),可以觀察到粗晶區(qū)組織形態(tài)以板條馬氏體為主,并伴有少量下貝氏體。隨著焊接熱輸入的增加(9kJ/cm),粗晶區(qū)組織變成了以下貝氏體為主,并伴有少量板條馬氏體。這種板條馬氏體在TEM(透射電鏡)下可以觀察到其中的板條束細(xì)密平直,鐵素體板條明顯、清晰,并且平行排列的板條“束”之間分布著殘余奧氏體薄膜,還存在大量不均勻分布的位錯,形成胞狀亞結(jié)構(gòu),即位錯胞。圖3a、b屬于典型的板條馬氏體組織。由于板條馬氏體中含碳量較低,形成溫度較高,可以進(jìn)行自回火,而且碳化物分布均勻,胞狀亞結(jié)構(gòu)位錯分布不均勻,存在低密度位錯區(qū),為位錯提供了活動空間,所以板條馬氏體為粗晶區(qū)的韌性作出了積極貢獻(xiàn)。這種下貝氏體在TEM下可以觀察到其中的鐵素體板條上析出的碳化物或是呈粒狀,或是棒狀,或是以不規(guī)則形狀在鐵素體板條上整齊的平行分布,且與鐵素體板條長軸呈大小不一的夾角排列,有的與長軸呈55°～60°夾角。圖3c所示組織結(jié)構(gòu)為典型下貝氏體組織。由于下貝氏體中鐵素體針束細(xì)小而且均勻分布,在鐵素體內(nèi)沉淀析出細(xì)小、多量而彌散的碳化物,并且位錯密度高,所以下貝氏體也是一種韌性相,對粗晶區(qū)韌性也有較大貢獻(xiàn)。隨著焊接熱輸入逐步增大(16～30kJ/cm),光學(xué)顯微鏡觀察發(fā)現(xiàn)原奧氏體晶粒不斷增大,多邊形鐵素體塊增多,體積增大,先共析鐵素體的特征越來越明顯。晶粒的長大促使粗晶脆化,粗晶區(qū)的組織結(jié)構(gòu)變化也是影響其韌性的重要因素。先共析鐵素體屬于在較高溫度下沿奧氏體晶界析出的多邊鐵素體,它與貝氏體鐵素體相比較,位錯密度較低,尺寸較大,有不規(guī)則的外形,容易產(chǎn)生沿晶斷裂和穿晶斷裂,是韌性降低的主要原因之一。同時TEM研究還發(fā)現(xiàn),粗晶區(qū)組織中的貝氏體(板條貝氏體和粒狀貝氏體)和多邊鐵素體的有效晶粒尺寸有所增大,在板條間或鐵素體的基體上存在M—A島。并且隨著焊接熱輸入的不斷增加,M—A島的數(shù)量、尺寸、形態(tài)、分布也逐步發(fā)生變化,首先是M—A島的尺寸逐漸增大,M—A島的形態(tài)由細(xì)短條狀轉(zhuǎn)變成長條狀或大塊狀,其次是M—A島的分布也由晶界向晶內(nèi)延伸,而且M—A島的數(shù)量也有所增加,如圖4a、b所示。一般認(rèn)為,這種貝氏體會促使粗晶區(qū)韌性降低,M—A島易成為裂紋源和裂紋擴(kuò)展的通道,M—A島越粗大,數(shù)量越多,對韌性的損害程度越大。這是隨熱輸入增大,粗晶區(qū)韌性下降的根本原因。當(dāng)焊接熱輸入增加到40kJ/cm時,一方面由于高溫停留時間增大,晶粒長大嚴(yán)重,另一方面由于冷卻速度減緩,其中有部分M—A島發(fā)生分解,并伴隨大量不連續(xù)的、短桿狀碳化物析出,同時產(chǎn)生大量塊狀鐵素體。在相鄰貝氏體鐵素體條間分布的這種不連續(xù)的、短桿狀碳化物和塊狀鐵素體容易誘發(fā)裂紋和成為裂紋擴(kuò)展的通道,因而引起粗晶區(qū)韌性大幅度降低。3試驗(yàn)方法和試驗(yàn)溫度(1)在母材一定的條件下,焊接熱輸入的大小是影響粗晶區(qū)韌性的重要原因,焊接熱輸入不同,粗晶區(qū)組織組成相的類型、形態(tài)、尺寸和分布亦不相同,表現(xiàn)為性能的不同,尤其是韌性的不同。(2)當(dāng)焊接熱輸入為5kJ/cm和9kJ/cm時,由于焊接熱輸入較小,晶粒長大不明顯,同時獲得板條馬氏體和下貝氏體組織,粗晶區(qū)仍具有較高的韌性水平。(3)當(dāng)焊接熱輸入超過16kJ/cm時,隨著焊接熱輸入的逐漸增大,一方面晶粒粗化比較明顯,另一方面粗晶區(qū)中針狀鐵素體或板條馬氏體也由粒狀貝氏體和多邊鐵素體組織替代,以及M—A島沿原奧氏體邊界的析出,數(shù)量的增多,尺寸的增大,由細(xì)短條狀轉(zhuǎn)變成大長條狀或大塊狀,分布由晶界向晶內(nèi)延伸等,致使韌性惡化。示波沖擊韌度試驗(yàn)按國家標(biāo)準(zhǔn)GB2650—89進(jìn)行,采用1/2Charpy試樣(5mm×10mm×55mm),在JBC-300電子測力沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,試驗(yàn)溫度為-20℃。斷裂韌度裂紋尖端張開位移CTOD試驗(yàn)按GB2358—80標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行,采用三點(diǎn)彎曲