【文章內(nèi)容簡(jiǎn)介】 自然條件下連續(xù)冷卻。在熱處理時(shí)可以根據(jù)需要來(lái)控制冷卻速度或在冷卻過(guò)程中不同階段進(jìn)行保溫。然而在焊接時(shí)，一般都是在自然條件下連續(xù)冷卻個(gè)別情況下才進(jìn)行焊后保溫或焊后熱處理。(5) 局部加熱。熱處理時(shí)工件是在爐中整體加熱，而焊接時(shí)只是局部集中加熱，并且隨熱源的移動(dòng)，被加熱的范圍也在隨之移動(dòng)。這樣就使組織轉(zhuǎn)變是在應(yīng)力作用下進(jìn)行的，并且這種轉(zhuǎn)變的過(guò)程是不均勻的。 管線鋼的 HAZ 組織分布管線鋼一般屬于控制軋制和控制冷卻的低碳微合金鋼，是高強(qiáng)度、高韌性鋼。這種良好的強(qiáng)韌性配合在制管和現(xiàn)場(chǎng)焊接過(guò)程中會(huì)受到焊接過(guò)程的削弱。特別是熱影響區(qū)的晶粒粗化和組織結(jié)構(gòu)的變化將使得熱影響區(qū)的性能與母材性能相比，嚴(yán)重下降，焊接熱影響區(qū)不再具有母材的許多優(yōu)異性能，特別是韌性可能會(huì)降低20%～30%，粗晶區(qū)的韌性值甚至可能會(huì)下降 70%～80% [15]。在單道焊中，緊靠焊縫的粗晶區(qū)(GCHAZ)由于晶粒的長(zhǎng)大和組織結(jié)構(gòu)的變化而具有最低的韌性值，從而成為焊接接頭局部脆化區(qū)(LBZ) [16]。9 / 32圖 15 管道焊接 HAZ 的組織分布特征( a)HAZ 組織分布；(b)FeC 狀態(tài)圖；(c)熱循環(huán)(圖中 Tm峰值溫度，TH晶粒長(zhǎng)大溫度)對(duì)于焊接 HAZ 的組織分布，有不同的分類(lèi)方法，通常按其所經(jīng)歷熱循環(huán)的差異，分為熔合區(qū)、粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)、不完全重結(jié)晶區(qū)和時(shí)效脆化區(qū)等五個(gè)區(qū)段，如圖 15 所示。熔合區(qū)又稱(chēng)部分熔化區(qū)。該區(qū)緊鄰焊縫，溫度范圍在固、液相之間。雖然這一區(qū)域相當(dāng)狹小，但由于在化學(xué)成分上和組織性能上都有較大的不均勻性，所以對(duì)焊接接頭的強(qiáng)度、韌性都有很大的影響。粗晶區(qū)又稱(chēng)為過(guò)熱區(qū)。它的溫度范圍在 1100℃到固相線之間。由于加熱溫度很高，金屬處于過(guò)熱狀態(tài)，奧氏體晶粒發(fā)生急劇長(zhǎng)大，冷卻后得到粗大的組織。此區(qū)的韌性較低，往往會(huì)成為管線的韌性低谷區(qū)。細(xì)晶區(qū)又稱(chēng)相變重結(jié)晶區(qū)或正火區(qū)。它的溫度范圍在 Ac3 到 1100℃之間。由于在加熱和冷卻過(guò)程中發(fā)生相變重結(jié)晶，因而組織得以細(xì)化 [17]。不完全相變重結(jié)晶區(qū)又稱(chēng)不完全正火區(qū)。它的溫度范圍在 Acl～Ac 3 之間。由于只有一部分組織發(fā)生了相變重結(jié)晶過(guò)程，因而該區(qū)在冷卻后由發(fā)生相變的細(xì)小組織和未發(fā)生相變的粗大組織組成。低于 A1 的溫度對(duì)母材的組織不產(chǎn)生實(shí)質(zhì)性的影響。 HAZ 的性能分布由于 HAZ 是一個(gè)連續(xù)變化的梯度組織區(qū)域，這一組織分布特征必然影響到它性能的分布，所以 HAZ 是一個(gè)具有性能梯度的非均勻連續(xù)體。圖 16 是一種管線鋼手工電弧焊焊接接頭的硬度分布曲線。10 / 32圖 16 焊接接頭的硬度分布 圖 17 MnMoNb 管線鋼兩道埋弧 COD 結(jié)果圖 17 是一種 MnMoNb 管線鋼母材和焊接接頭不同區(qū)域的斷裂韌性分布曲線。粗晶區(qū)具有最高的硬度值和最低的斷裂韌性值。粗晶區(qū)的脆化由于焊接粗晶區(qū)處在焊縫和母材的過(guò)渡區(qū)域，它不僅具有明顯的物理和化學(xué)不均勻性，而且還經(jīng)常在焊趾和焊根處出現(xiàn)咬邊和裂紋等幾何不均勻性所造成的應(yīng)力集中，因而焊接粗晶區(qū)是整個(gè)焊接接頭的薄弱區(qū)域 [18]。多年來(lái)，粗晶區(qū)組織和性能的變化一直是人們關(guān)注的焦點(diǎn)，有關(guān)焊接粗晶區(qū)的研究已成為現(xiàn)代焊接物理冶金的一個(gè)重要分支。 管線鋼的焊接熱影響區(qū)研究現(xiàn)狀已有的高強(qiáng)度管線鋼的焊接研究結(jié)果表明，熱輸入是影響熱影響區(qū)(HAZ)的關(guān)鍵因素。對(duì) X80 管線鋼進(jìn)行熱模擬、金相顯微鏡和透射電鏡分析后表明， X80 級(jí)抗大變形管線鋼焊接粗晶區(qū)組織類(lèi)型主要為鐵素體和少量珠光體、粒狀貝氏體、板條貝氏體和板條馬氏體 4 種類(lèi)型，X80 管線鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)沖擊韌性較差，存在嚴(yán)重脆化，粗晶區(qū)脆化是由于晶粒的粗化以及 MA 組元數(shù)量增多造成的；隨著 t8/5 的增加，粗晶區(qū)的沖擊韌性和硬度隨之降低；峰值溫度越高，X80 級(jí)管線鋼的組織越粗大、韌性越低；中間臨界區(qū)是焊接熱影響區(qū)中另外一個(gè)韌性較薄弱的區(qū)域。Nb 的加入能改 X80 的 HAZ 區(qū)組織性能 [15]。鋼管管體主要為狀貝氏體及少量多邊形鐵素體混合組織，具有良好的強(qiáng)度和韌性。X100 管線鋼的熱敏感性較大，在焊接熱循環(huán)作用下過(guò)熱區(qū)的組織更容易長(zhǎng)大，造成熱影響區(qū)發(fā)生脆化，成為 X100 管線鋼管的薄弱環(huán)節(jié)，經(jīng)過(guò)焊接熱循環(huán)后 X100 管線鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū) CGHAZ 強(qiáng)度均有不同程度的下降，且下降幅度隨著熱輸入的增加而增加。X100 級(jí)管線鋼焊接粗晶區(qū)組織主要有粗大的粒狀貝氏體、貝氏體鐵素體和馬氏體。有研究表明，當(dāng)焊后冷卻速度低于 2℃/s 時(shí)，焊接粗晶區(qū)組織為粒狀貝氏體；當(dāng)焊后冷卻速度為 2~5℃/s 時(shí)，組織為貝氏體鐵素體；當(dāng)焊后冷卻速度高于 5℃/s 時(shí)，粗晶區(qū)開(kāi)始出現(xiàn)馬氏體組織。聶文金 [19]、喬桂英 [20]及其他研究表明，高 Nb 抗變形 X100 管線鋼單道次焊接熱輸入小于 20KJ/cm 時(shí)的 CGHAZ11 / 32具有較高韌性，形成大角度晶界密度較高的板條貝氏體或針狀鐵素體；焊接熱輸入大于等于 25KJ/cm 會(huì)導(dǎo) CGHAZ 晶粒均勻性的惡化，使 M/A 組元粗化。并形成取向單一的粗大粒狀貝氏體。有研究表明鎂合金化對(duì) HAZ 的優(yōu)化影響，提出了又一種提高 HAZ 區(qū)性能的方法 [21,22]。隨著焊接熱輸入的增加，焊縫區(qū)針狀鐵素體含量減少，熱影響區(qū)(HAZ) 晶粒變粗，X 100 管線鋼接頭的強(qiáng)韌性降低，較小的熱輸入可減少 HAZ 的寬度，降低HAZ 硬度的下降。焊縫區(qū)和 HAZ 的沖擊吸收功和剪切面積隨著熱輸入的增加而減小，沖擊斷口表現(xiàn)為準(zhǔn)解理斷裂，焊縫組織以針狀鐵素體粒狀貝氏體為主，這種組織賦予材料良好的強(qiáng)韌性在不同焊接熱輸入條件下，冷卻速度的差異使熱影響區(qū)的顯微組織發(fā)生較大的變化 [24]。HAZ 的沖擊吸收功隨著熱輸入的增加而降低，趙文貴等人的研究表明焊接熱輸入為 15KJ /cm 時(shí)，熱影響區(qū)組織以板條貝氏體為主，具有優(yōu)異的沖擊韌性；而熱輸入為 25KJ /cm 時(shí)，以粒狀貝氏體組織為主，其韌性明顯惡化 [25]。同時(shí)，溫度也強(qiáng)烈影響鋼的 HAZ 區(qū)的晶粒大小，即組織性能。具體來(lái)說(shuō)，在較低的焊接熱輸入(10kJ/cm)，由于冷卻速度較大，CGHAZ 的組織形態(tài)多為從奧氏體晶界向晶內(nèi)平行生長(zhǎng)的細(xì)密板條, 不同位向的板條使原奧氏體晶界清晰可見(jiàn)。分析表明，這種細(xì)密的板條組織為 BF+GB，板條間為薄膜狀或條狀M/A，組織較為細(xì)小。這一組織形態(tài)所具有的細(xì)小的有效晶粒、高密度的位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)和彌散分布的微合金碳、氮化合物的沉淀析出等組織結(jié)構(gòu)因素，賦予材料優(yōu)良的強(qiáng)韌特性。在中等焊接熱輸入下(20kJ/cm)，管線鋼 CGHAZ 組織形態(tài)有所不同。由于冷速有所降低，CGHAZ 的組織主要為 GB+QF?？炖錀l件下，板條細(xì)小，板條間的島狀組織縱橫比較大，并由這種島狀組織勾畫(huà)出板條的痕跡。而在較慢冷卻速度下，這種島狀組織多呈塊狀，并出現(xiàn)部分 QF，因而使得 CGHAZ 的強(qiáng)韌性有所降低。在高的焊接熱輸入下( 50 kJ/cm)，由于冷卻速度的降低，管線鋼的組織形態(tài)發(fā)生了明顯的變化。組織觀察可以發(fā)現(xiàn)：一方面，晶粒粗化的傾向比較明顯；另一方面，組織中的 QF+ PF 增多。一般認(rèn)為，多邊形鐵素體不是管線鋼的理想組織狀態(tài)。隨著多邊形鐵素體或等軸鐵素體組織含量的增加，材料的強(qiáng)韌性降低。 管線鋼焊接熱影響區(qū)的粗晶區(qū)局部脆化現(xiàn)象以高壓、大管徑和面對(duì)惡劣環(huán)境為特征的管道工業(yè)與以微合金化、超純凈冶煉和現(xiàn)代控軋控空冷技術(shù)為特征的冶金工業(yè)相互促進(jìn)，共同發(fā)展，把管道工業(yè)推進(jìn)了一個(gè)新的發(fā)展時(shí)期。然而由于焊接熱過(guò)程作用，管線鋼的韌性受到嚴(yán)重?fù)p害而成為局部脆化區(qū)。這種焊接局部脆化區(qū)往往成為影響管道安全運(yùn)營(yíng)的薄弱環(huán)節(jié)。（1） 焊接局部脆化的類(lèi)型焊接熱過(guò)程往往引起管線鋼的韌性降低。焊接過(guò)程是一個(gè)特殊的局部加熱與冷12 / 32卻過(guò)程，它的加熱速度快、加熱溫度高、高溫停留時(shí)間短、冷卻速度范圍較廣，相變過(guò)程是在局部、有應(yīng)力約束條件下進(jìn)行的。這一切都使得管線鋼焊接局部脆化的研究具有其特殊性。管線鋼在焊接熱過(guò)程中所形成的熱影響區(qū)如圖 18 所示。在單道焊一次焊接熱循環(huán)中，按其經(jīng)歷熱循環(huán)的差異，可分為熔合區(qū)、粗晶區(qū)( CGHAZ) 、細(xì)晶區(qū)( FGHAZ) 、臨界區(qū) ( ICHAZ) 和亞臨界區(qū) ( SCHZA) 。在雙面焊和多道焊二次焊接熱循環(huán)中，按其經(jīng) 歷 熱 循 環(huán) 的 差 異，可 分 為 亞 臨 界 粗 晶 區(qū)( SCGHAZ) 、臨界粗晶區(qū) ( IRCGHAZ) 、過(guò)臨界粗晶區(qū)( SCCGHAZ) 和未變粗晶區(qū)( UACGHAZ) 。大量研究結(jié)果表明，單道焊的粗晶區(qū)( CGHAZ) 和多道焊的臨界粗晶區(qū)( IRCGHAZ) 脆化是管線鋼中兩種主要的局部脆化形式。圖 18 管線鋼焊接熱影響區(qū)示意( a) 粗晶熱影響區(qū)( CGHAZ) 脆化由于焊接粗晶區(qū)臨近焊縫，所經(jīng)受的焊接熱循環(huán)的峰值溫度高，使得晶粒粗大，導(dǎo)致材料的韌性降低。測(cè)試結(jié)果表明，相對(duì)于母材而言，焊接粗晶區(qū)局部脆化使管線鋼的韌性損失可達(dá) 60%。同時(shí)，由于焊接粗晶區(qū)處在焊縫和母材的過(guò)渡地帶，不僅具有明顯的物理和化學(xué)的不均勻性，而且還經(jīng)常存在由于焊趾和焊根處出現(xiàn)咬邊和裂紋等幾何不均勻性所造成的應(yīng)力集中，因而焊接粗晶區(qū)是整個(gè)焊接接頭中的一個(gè)薄弱環(huán)節(jié)。近幾十年來(lái)，有關(guān)焊接粗晶區(qū)的研究已成為現(xiàn)代焊接物理冶金的一個(gè)重要分支。隨著焊接熱模擬技術(shù)和物理測(cè)試技術(shù)的發(fā)展，有關(guān)焊接粗晶區(qū)物理冶金和力學(xué)冶金方面已取得了許多重要的研究成果。( b) 臨界粗晶熱影響區(qū) ( IRCGHAZ) 脆化大量研究結(jié)果表明，臨界粗晶區(qū)是焊接熱影響區(qū)中的韌性谷區(qū)，具有最低的性能。測(cè)試結(jié)果表明，相對(duì)于母材而言，焊接臨界粗晶區(qū)的局部脆化使管線鋼的韌性損失可達(dá) 70%，被稱(chēng)為焊接接頭的局部脆化區(qū)。有關(guān)臨界粗晶區(qū)局部脆化的研究已成為管線鋼組織性能研究的一個(gè)重要內(nèi)容。（2） 局部脆化的機(jī)理引發(fā)焊接局部脆化的微觀因素有很多，而焊接局部脆化區(qū)中的晶粒長(zhǎng)大和MA組元的形成是導(dǎo)致管線鋼焊接局部脆化的主要因素。針對(duì)管線鋼焊接的特點(diǎn)，其焊13 / 32接局部脆化的機(jī)理可分為粗晶脆化和MA 組元脆化兩種。(a) 粗晶脆化管線鋼在焊接過(guò)程后形成的的粗大組織主要是奧氏體晶粒長(zhǎng)大形成的，這一過(guò)程受到多種因素的影響?；瘜W(xué)成分和組織狀態(tài)一定的管線鋼，焊接過(guò)程中的峰值溫度和焊后熱處理?xiàng)l件是影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大的兩個(gè)重要因素因素，其中峰值溫度是影響奧氏體晶粒長(zhǎng)大程度的主要因素。通常情況下，焊接熱熱循環(huán)的峰值溫度很高，CGHAZ的溫度接近母材的熔化溫度。雖然峰值溫度停留時(shí)間很短，但奧氏體晶粒仍能迅速長(zhǎng)大。當(dāng)峰值溫度大于1300℃時(shí)，CGHAZ中奧氏體晶粒尺寸明顯長(zhǎng)大，從而導(dǎo)致了粗晶脆化。在管線鋼的螺旋埋弧雙面焊接過(guò)程中，一次熱循環(huán)形成的粗晶大晶粒，經(jīng)歷二次焊接熱循環(huán)的熱過(guò)程并不能減小，反而使粗晶區(qū)組織結(jié)構(gòu)變得更為復(fù)雜。一次熱循環(huán)過(guò)程中在粗晶區(qū)形成的非平衡組織，例如粒狀貝氏體等，是以切變機(jī)制在奧氏體｛111｝晶面上生成的，其與母相成一定的位向關(guān)系，而奧氏體總是力求與這些結(jié)晶學(xué)有序組織在密排方向和密排面上保持平行形核，以減少相變阻力。這種取向形核現(xiàn)象使得新生奧氏體繼承了一次熱循環(huán)的粗大組織。因而當(dāng)二次熱循環(huán)的峰值溫度處于(α+γ)兩相區(qū)時(shí)，雖然部分晶粒發(fā)生了重結(jié)晶，但組織并未得到細(xì)化，表現(xiàn)為組織遺傳現(xiàn)象。這種組織遺傳現(xiàn)象也是導(dǎo)致IRCGHAZ韌性較差的原因之一。 (b) MA組元脆化焊接過(guò)程結(jié)束后，焊接熱影響區(qū)組織連續(xù)冷卻，在過(guò)冷奧氏體轉(zhuǎn)變過(guò)程中，鐵素體首先出現(xiàn)。由于碳在鐵素體中的溶解度很低，碳因過(guò)量析出而轉(zhuǎn)移到尚未轉(zhuǎn)變的奧氏體中，導(dǎo)致先共析鐵素體并未形核長(zhǎng)大。不穩(wěn)定的低碳區(qū)和高碳區(qū)形成，這是因過(guò)冷奧氏體發(fā)生碳濃度起伏。在隨后的冷卻過(guò)程中，富碳過(guò)冷奧氏體逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，因轉(zhuǎn)變不能完全進(jìn)行，少量奧氏體被保留下來(lái)，即形成奧氏體富聚碳。當(dāng)焊后的冷卻速度較大時(shí)，形成MA組元，即馬氏體 奧氏體(MA) 組織。在二次熱循環(huán)熱過(guò)程中，當(dāng)二次熱循環(huán)的峰值溫度處在(α + γ)臨界區(qū)時(shí)，由于一次熱循環(huán)形成的非平衡組織有一定的取向性，碳原子趨于定向擴(kuò)散，使得碳濃度分布不均勻。由于在(α + γ)兩相區(qū)內(nèi)，α相形成的過(guò)程是一個(gè)向外滲碳的過(guò)程，因而使得這時(shí)形成的γ相的含碳量高于單相γ區(qū)，這一部分 γ相就會(huì)形成較大的富碳 γ區(qū)。富碳γ相在隨后的冷卻過(guò)程中可形成富碳MA組元。而碳含量的升高，必然導(dǎo)致材料韌性下降。對(duì)于低合金高強(qiáng)鋼，% ～%，管線鋼的焊接局部脆化現(xiàn)象正是由于這一原因引起。 本文的研究?jī)?nèi)容綜上所示，X100 管線鋼的應(yīng)用具有巨大的經(jīng)濟(jì)效益 ,可很大程度上降低長(zhǎng)距離14 / 32油氣管線的成本。目前日、德、英、美等工業(yè)先進(jìn)國(guó)家已大力開(kāi)發(fā)了 X100 管線鋼，并且已經(jīng)有商品供應(yīng)。而我國(guó)的管線鋼研究起步較晚。為了促進(jìn)我國(guó) X100 管線鋼早日實(shí)現(xiàn)批量工業(yè)生產(chǎn)，并投入油氣管線的鋪設(shè)，節(jié)約油氣輸送成本。本實(shí)驗(yàn)利用Gleeble3500 熱力學(xué)模擬試驗(yàn)機(jī)，研究了 X100 級(jí)管線鋼在不同焊接熱循環(huán)條件下，焊接粗晶區(qū)組織形態(tài)的變化規(guī)律，為制定正確焊接工藝，避免熱影響區(qū)缺陷的產(chǎn)生，特別是 X100 級(jí)管線鋼的實(shí)際應(yīng)用提供有參考價(jià)值的理論依據(jù)。具體的研究?jī)?nèi)容包括:1) 研究 X100 管線鋼母材的組織性能；2) 以 X100 管線鋼焊接熱影響區(qū)不同區(qū)域?yàn)檠芯繉?duì)象，計(jì)算中等線能量下的焊接熱模擬