X100管线钢焊接热影响区的组织性能

1、.西安石油大学本科毕业设计论文PAGE ：.；PAGE 2西安石油大学本科毕业设计论文 PAGE 31目 录 TOC o 1-3 h z u HYPERLINK l _Toc358026314 第一章 绪 论 PAGEREF _Toc358026314 h 1 HYPERLINK l _Toc358026315 1.1 选题背景 PAGEREF _Toc358026315 h 1 HYPERLINK l _Toc358026316 1.2 课题研讨目的和意义 PAGEREF _Toc358026316 h 2 HYPERLINK l _Toc358026317 1.3 管线钢的研讨进展 PAG

2、EREF _Toc358026317 h 3 HYPERLINK l _Toc358026318 1.4 管线钢的研讨现状和开展趋势 PAGEREF _Toc358026318 h 4 HYPERLINK l _Toc358026319 1.4.1 管线钢的开展趋势 PAGEREF _Toc358026319 h 4 HYPERLINK l _Toc358026320 1.4.2 管线钢的组织构造的变化 PAGEREF _Toc358026320 h 4 HYPERLINK l _Toc358026321 1.4.3 管线钢的国内外研讨现状 PAGEREF _Toc358026321 h 5

3、HYPERLINK l _Toc358026322 1.5 焊接热影响区的组织性能特点及其研讨现状 PAGEREF _Toc358026322 h 7 HYPERLINK l _Toc358026323 1.5.1 管线钢焊接热影响区的组织转变特点 PAGEREF _Toc358026323 h 7 HYPERLINK l _Toc358026324 1.5.2 管线钢的HAZ组织分布 PAGEREF _Toc358026324 h 8 HYPERLINK l _Toc358026325 1.5.3 HAZ的性能分布 PAGEREF _Toc358026325 h 9 HYPERLINK l

4、_Toc358026326 1.5.4 管线钢的焊接热影响区研讨现状 PAGEREF _Toc358026326 h 10 HYPERLINK l _Toc358026327 1.5.4 管线钢焊接热影响区的粗晶区部分脆化景象 PAGEREF _Toc358026327 h 11 HYPERLINK l _Toc358026328 1.6本文的研讨内容 PAGEREF _Toc358026328 h 13 HYPERLINK l _Toc358026329 第二章 实验资料及方法 PAGEREF _Toc358026329 h 15 HYPERLINK l _Toc358026330 2.1

5、实验资料 PAGEREF _Toc358026330 h 15 HYPERLINK l _Toc358026331 2.2实验方法 PAGEREF _Toc358026331 h 15 HYPERLINK l _Toc358026332 2.2.1 热模拟实验 PAGEREF _Toc358026332 h 15 HYPERLINK l _Toc358026333 2.2.2 夏比冲击实验 PAGEREF _Toc358026333 h 21 HYPERLINK l _Toc358026334 2.2.3 硬度实验 PAGEREF _Toc358026334 h 22 HYPERLINK l

6、_Toc358026335 2.2.4 显微组织分析实验 PAGEREF _Toc358026335 h 22 HYPERLINK l _Toc358026336 第三章X100管线钢热影响区的组织性能研讨 PAGEREF _Toc358026336 h 23 HYPERLINK l _Toc358026337 3.1 热模拟实验 PAGEREF _Toc358026337 h 23 HYPERLINK l _Toc358026338 3.2 硬度实验 PAGEREF _Toc358026338 h 24 HYPERLINK l _Toc358026339 3.3 冲击实验 PAGEREF _

7、Toc358026339 h 25 HYPERLINK l _Toc358026340 3.4 显微组织分析 PAGEREF _Toc358026340 h 25 HYPERLINK l _Toc358026341 第四章 结论 PAGEREF _Toc358026341 h 28 HYPERLINK l _Toc358026342 参考文献 PAGEREF _Toc358026342 h 29 HYPERLINK l _Toc358026343 致 谢 PAGEREF _Toc358026343 h 31PAGE 30第一章 绪 论1.1 选题背景石油天然气是国民经济的重要战略物资。能源需求

8、的增长加上能源构造的优化调整，带动了石油天然气工业的全面开展。至2030年全世界天然气的需求量将翻一番。今后1015年，全球总能源耗费将比如今添加60%左右，其中天然气耗费将翻一番。天然气需求的增长主要集中在北美、欧洲和经济迅速开展的亚洲。从地域上来看，用户主要在工业兴隆的城市地域，而油气田那么大部分在极地、冰原、荒漠、海洋等偏远地带。因此作为石油和天然气的一种经济、平安、不延续的长间隔 保送工具，油气保送管道在近40年得到了宏大的开展，这种开展势头在未来的几十年中仍将继续下去。估计今后1015年内，我国共需各类油气保送钢管1000104t左右(不包括城市管网)1。油气保送管开展的动力于两个方

9、面。其一是世界石油工业的开展。随着极地油气田、海洋油气田和遥远油气田的开发，对保送管提出了越来越高的要求。其二是冶金工业的提高。目前，管线钢的设计和消费过程由于采用了冶金数学、清洁的实验室和消费过程的计算机控制等高新技术，管线钢曾经成为低合金高强度钢和微合金化钢领域内最富有活力、最具研讨成果的一个重要分支2。与此同时，随着油气开发向极地环境的进展，地震、滑坡、冻胀、融沉等导致的地形运动，对油气保送管线的设计、施工、运营维护提出了新的挑战。中国油气长输管线面临的地震和地质灾祸问标题前也引起了高度关注。地震和地质灾祸对管线呵斥的损害是经过过量塑性变形引起的，主要预防措施有两个方面3。首先，在敷设方

10、式上，可以采取一系列措施，例如尽量避开产生大位移的地层不稳定区域；管线的走向应使其接受拉伸应变，由于管线接受轴向拉伸应变的才干远大于接受紧缩弯曲的才干；采用大曲率半径弹性敷设方式，添加管线活动才干等。另一方面，那么需求从提高管线钢资料本身的抗变形才干着手。因此开发能接受大的变形而不发生破裂的抗大变形管线钢，进一步提高其抗变形性能是高性能管线钢的一个重要开展方向对于输油气管线在地震、 海等敏感地带的平安使器具有重要意义。尤其是在极地或次极地环境的不延续冻土地带，要求管线用钢具有抵抗大的拉伸应变和紧缩应变的才干。此外，随着国内外对石油、天然气等能源需求的添加，管线保送向大口径、高压、富气保送方向开

11、展，显著推进管线钢进一步向高钢级方向开展。目前，X80管线钢已投入商业运用，X100、X120管线钢的研发开场遭到注重。然而，随保送压力的添加，对钢的止裂性能也提出更高的要求，这也就要求该钢具有更高韧性，因此，提高其强韧性已成为目前研讨的重点和难点4。焊接是管道施工的关键环节。在不均匀焊接热循环的作用下，母材焊接热影响区微观组织将发生改动，如晶粒尺寸、形状和构造及析出物的种类和尺寸分布等。假设焊接工艺控制不当，经常出现组织和韧性恶化5。但对大口径钢管，焊接是消费中的重要工序，焊接过程中导致的热影响区组织和性能变化将直接影响到钢管的质量。目前，在X100大变形管线钢埋弧焊过 程中发现大部分焊接接

12、头成为管线钢运用的薄弱区域。关于 X100大变形管线钢的焊接热影响区方面的报道较少，而且在一些研讨中，人们往往也只是注重焊接热影响粗晶区的性能变化。而对焊接热影响区来说，由于不同峰值温度的作用，热影响区将包含粗晶区、细晶区、两相区、回火区等不同区域。由于不同的焊接热作用，不同区域上的组织和性能变化将是明显不同的。因此，深化认识焊接热影响区的性能变化，就需求对不同区域组织进展系统研讨4。1.2 课题研讨目的和意义世界范围内石油天然气开发难度日益加大，对管线钢及管线钢管的性能要求不断提高，这就需求对最新管线钢及管线钢管的设计理念、制造和施工技术进展研讨。基于管道保送的快速开展，管线钢逐渐成为了低合

13、金高强钢中最活泼的领域。为了满足保送压力的不断提高，人们将更多的留意力集中在开发更高钢级的管线钢上，同时对管线钢的抗腐蚀才干、止裂性能和耐低温性能也在不断进展研讨。但是单纯的高强度并不能确保管线的平安，比如遇到地震、泥石流等自然灾祸引起的地层的大规模运动时，管线钢还应具有很好的抗大变形才干，国外一些研讨机构已在进展这方面的研讨，国内的研讨才刚刚起步。在我国，近几年来，随着以西气东输工程为代表的石油天然气长输管道的建立，高压力大管径油气管道经过地表复杂地质条件的情况越来越多。管道敷设和坡体稳定之间的联络也越来越严密。我国幅员辽阔，地形地貌多变，地质构造复杂，山地滑坡、崩塌、泥石流等自然灾祸时有发

14、生。这对长输管道的破坏力在许多地域远大于地震的危害。特别是大型滑坡对管道往往带来灾难性的后果。因此，研讨管线钢具有重要的实际价值和工程运用价值，特别是对保证管线建立的可行性和平安运转有着重要的意义6。目前经过微合金化、超纯真冶炼和现代控轧、控冷技术，已可以提供具有足够强韧特性的管线钢卷板。如X100管线钢就是其中一例。目前，关于X100的焊接热影响区方面的报道较少，而且在一些研讨中，人们往往也只是注重焊接热影响粗晶区的性能变化。而对焊接热影响区来说，由于不同峰值温度的作用，热影响区将包含粗晶区、细晶区、两相区、回火区等不同区域。由于不同焊接热作用，不同区域的组织和性能变化是明显不同的。因此，深

15、化认识焊接焊接热影响区的性能变化，就需求对不同区域进展系统研讨。1.3 管线钢的研讨进展19 世纪末，保送油气用的大口径钢管首先在美国开展起来。1928年美国石油学会(American Petrolium Institute)制定了API SPEC 5L焊管规范，以后每年修订一次 PISPEC 5L 规范。例如：“X42表示管线钢的屈服强度等级为42 KPsi英制单位，所对应公制单位为 290MPa。随着管线钢的进一步开展，到 20 世纪60年代末 70 年代初，美国石油组织在API 5LX 和API 5LS 规范中提出了微合金控轧管线钢 X56、X60、X65 系列6，7。这种钢突破了传统钢

16、的观念，碳含量为 0.10%0.14%，在钢中参与了小于 0.20%的 Nb、V、Ti 等微合金元素，并经过控制轧制工艺显著改善了钢的力学性能。到 1973年和 1985年，API规范又相继添加了 X70和 X80 钢，其碳含量降到 0.01%0.05%，碳当量也相应地降到 0.37以下开发出了真正现代意义上的多元微合金化控轧控冷管线钢。如图1-1所示，为不同强度级别管线钢的开展历程图。图1-1 管线钢的开展历程随着冶金技术的提高，高性能的钢材被逐渐研制出来。自1959年微合金钢开场在管线钢上运用以来国际上对管线钢的研讨与消费也进展了五十多年。石油工业的快速开展使油气管道工程面临着高压保送和低

17、温、大位移、深海、酸性介质等恶劣环境的严峻挑战。为保证管线建立和运转的经济性和平安性，管线钢的根本要求和开展趋势是高强度、高韧性、大变形性、厚壁化、高耐蚀性和良好的焊接性。1.4 管线钢的研讨现状和开展趋势1.4.1 管线钢的开展趋势早期建立的管道，由于管径小、压力低和冶金技术的限制，直到20世纪40年代，管线钢不断采用C、Mn、Si型的普通碳素钢,其强度级别低于X52。自上世纪60年代，随着保送压力和保送管径的增大，管线钢的强度级别要求也越高，人们开场采用低合金高强度钢(HighStrengthLowAlloySteels，简称HSLAsteels)替代普通碳钢，并经过控制轧制和控制冷却技术

18、进一步提高资料的强韧性。1959年，X52级别的低合金高强度钢初次运用到气体保送管线，至今X70级别管线钢已广泛运用。输气管道保送压力的不断提高，使得保送钢管迅速向高钢级开展。国际上，X70钢管己运用多年。X80钢管在德国、加拿大、日本等国己具备规模消费的才干，并已运用到多条管线中。加拿大Welland公司1995年至1999年7月销售的供天然气保送的SSAW和UOE焊管，全部为X70与X808。工业兴隆国家普遍把X80列为21世纪初天然气管道的首选钢级。德国、日本、加拿大已研制胜利X100管线钢,正在研制X120钢级。一些著名的石油公司和管道公司在本世纪初进展了Xl00钢级和X120钢级管道

19、的工业性实验。由此可见，高钢级管线钢的开发与运用在国外已非常普遍。1.4.2 管线钢的组织构造的变化从某种意义上讲，管线钢的开展过程，本质上是管线钢显微组织构造的演化过程。管线钢可以以不同的方式进展分类。从资料显微组织学归类，有四种根本组织类型的管线钢，即铁素体一珠光体(Ferrite-Pearlite，简写为F-P)管线钢、针状铁素体(AeieularFerrite简写为AF)管线钢、贝氏体-马氏体(Bainite-Martensite,简写为B-M)管线钢和回火索氏体(Tempered Sorbite，简写为S)管线钢。前三类管线钢为微合金化控制轧制和控制冷却形状(Termomechanc

20、al Control Process，简写为TMCP)管线钢，是现代油气管线的主流钢种。第四类管线钢为淬火、回火形状(QuenchTempering，简写为QT)管线钢，由这类管线钢难以进展大规模消费，在运用上遭到限制，然而在俄罗斯等国和在海洋管线等领域仍不失运用的实例。在微合金化管线钢中，铁素体一珠光体是第一代微合金管线钢的主要组织形状，X70及其以下级别的管线钢具有这种组织形状。针状铁素体管线钢是第二代微合金管线钢，强度级别可覆盖X60X100。近年来开展的超高强度管线钢Xl00、X120的显微组织形状为贝氏体-马氏体。铁素体-珠光体铁素体-珠光体是20世纪60年代以前的管线钢所具有的根本

21、组织形状。当时运用的X52以及低于这种强度级别的管线钢均属于铁素体-珠光体钢。其根本成分是C-Mn，通常含碳量为0.100.20%,含锰量为1.301.70%，普通采用热轧或正炽热处置。当要求较高强度时，可取高限含碳量，或在Mn系的根底上参与微量Nb、V。通常以为，铁素体一珠光体管线钢具有晶粒尺寸为7m左右的多边形铁素体和约30%的珠光体。这种合金化和组织设计的制造本钱最低。铁素体一珠光体管线钢典型的光学显微组织形状如图1-3,透射电子显微组织如图1-4。 图1-3 铁素体-珠光体的光学显微组织 图1-4 铁素体-珠光体的TEM电子显微组织针状铁素体具有铁素体-珠光体组织形状的管线钢，经过采用

22、微合金化和控轧、控冷等强化手段，在保证高韧性和良好焊接性的条件下，可将20mm的宽厚板提高到5055OMPa的极限程度。为进一步提高管线钢的强韧性，需求研讨开发针状铁素体管线钢。针状铁素体管线钢经过微合金化和控轧、控冷，综合利用晶粒细化、微合金元素的析出相和位错亚构造的强化效应，可使管线钢到达Xl00的强韧程度。3贝氏体-马氏体经过低C，Mn-Cu-Ni-Mo-Nb-Ti的多元合金设计和先进的TMCP技术，X100管线钢可获得全部针状铁素体组织。虽然在对X100显微组织的定量分析中，仍有能够存在少量其它组织，但人们习惯称其为全针状铁素体钢,或称为全粒状贝氏体钢!退化上贝氏体钢。从组织形状学上分

23、析，假设说Xl00与X80等针状铁素体管线钢有较大的类似性，X120那么有完全不同的组织形状，其典型显微组织为下贝氏体一板条马氏体。下贝氏体(LB)和马氏体(M)均以板条的形状分布。在LB的板条内分布着微细的具有六方点阵的-碳化物，些碳化物平行陈列并与板条长轴呈55一65取向。在M板条内的碳化物呈魏氏体组态分布，板条间存在剩余奥氏体薄膜。LB和M板条内有高密度的位错。X120管线钢的这种组织构造赋予资料高的强韧特性，其屈服强度大于827Mpa，-30时的冲击韧性超越230J。1.4.3 管线钢的国内外研讨现状1管线钢的国内研讨现状我国20世纪90年代初期的管线钢消费还停留在X60级程度。随着国

24、内对天然气需求的迅速增长，为了提高管道保送才干、降低管道建立本钱，采用高强度管线钢建立高压长输管线势在必行。在不到10年的时间里，中国X65、X70管线钢就己从试制开展到大规模的工程运用。随着近年来我国加大了石油天然气的开采和运用力度，一批高钢级、高技术要求的管线工程陆续开工建立。西气东输!陕京二线均要求管线钢级为X70、壁厚17.5rnrn，为我国当时管线工程所用螺旋管钢级和壁厚之最。目前我国X70及以下的管线钢管不仅满足了API Spee.SL规范规定的强度要求，而且韧性技术目的到达世界先进程度9。近年来，X80管线钢的研讨和开发获得了重要进展。宝鸡石油钢管有限责任公司于1999年开场进展

25、石油天然气保送用X80级螺旋埋弧焊管的研讨任务，先后完成了国外高钢级管线钢管的技术规范、焊接资料、焊接工艺等方面的技术情报的搜集整理任务，并与国内几家大型钢铁公司结合提出了X80管线钢热轧卷板的技术条件。至2003年已相继完成了不同规格的X80钢级板卷、钢板和焊管的试制和消费，获得了突破性进展。Xl00高性能管线钢也引起我国管道工程界和冶金界的关注。2006年鞍山钢铁公司在国内率先报道了Xl00的研讨成果，其Xl00管线钢宽厚板及卷制的直缝焊管顺利经过了国内权威科研机构一中石油管材研讨所实验评价。这阐明，鞍钢研制开发Xl00管线钢获得胜利，成为国内首家!世界上少数掌握这种高钢级管线钢技术并具备

26、消费才干的钢铁企业。2006年，中国石油天然气集团公司启动了Xl00管线钢运用根底的研讨。未来十年将是我国油气保送管线建立的高潮时期，估计每年将需求高强度高韧性管线钢100万吨以上,其中大部分为X70及以上高钢级管线钢10。2管线钢的国外研讨现状1985年，德国Mannesmann公司胜利研制了X80钢级管线钢，并铺设了312 km的实验管道。以后X80钢级管线钢不断开展。目前，X80的用户主要有加拿大的TransCanada、德国的Ruhr Gas、英国的Transco等，消费厂商主要有欧洲钢管、日本的住友金属、新日铁、NKK、川崎、澳大利亚的PipeSteel和韩国的Posco等。国外大部

27、分专家以为:X80钢级管线钢在管线设计、炼钢轧钢、制管成型、焊接工艺、检测评定、防腐维护、运营维护、工艺优化等方面曾经积累了丰富的阅历，在工业运用方面曾经不存在技术问题了11。1998年，Transcanada开场着手X100管线钢开发及运用等方面的研讨。2001年，英国BP公司与日本钢铁公司和德国的欧洲钢管进展协作，在美国阿拉斯加气田开发中运用X100钢管。2002年，TCPL在加拿大建成了一条管径1 219 mm、壁厚14.3 mm的X100钢级的1 km实验段。同年，新版CSZ245-1-2002初次将Grad690(X100)列入了加拿大国家规范11,12。目前，新日铁胜利地开发了具有

28、划时代意义的热影响区细晶粒超高强韧技术(HTUFF)，消费了具有高HAZ韧性型和高均匀延伸率型的X100钢管。欧洲钢管公司消费出了几百吨X100级管线钢，钢板厚度可达25.4 mm，用来制造口径为914 mm的钢管。1996年，Exxon Mobil公司分别与新日铁和住友金属签署了结合开发X120管线钢的协议，2001年曾经全面完成。2004年，Exxon Mobil公司在加拿大进展了X120钢管116 km实验段管道的铺设。目前国际上已建的X80X120钢级管线工程如表1-1所示12,13。表1-1 国外部分X80X120钢级管线工程年份级别位置称号管场长度/km直径/mm壁厚/mm1982

29、X80德国Megal II曼内斯曼3.2111813.61986X80斯洛伐克第四输气管道曼内斯曼1.5144215.61990X80加拿大Nova Express EastNKK2.6106710.61992X80德国Ruhr Gas project欧洲钢管250121918.41994X80加拿大Nova MatzhiwianIPSCO54121912.01995X80加拿大East Alberta SystemIPSCO33121912.01997X80加拿大Central Alberta SystemIPSCO91121912.01997X80加拿大East Alberta Syste

30、mIPSCO27121912.02001X80英国Cambridge M.G欧洲钢管47.1121914.32002X80英国H.S. Willoughby欧洲钢管42121915.12003X80加拿大GNRL Project欧洲钢管12.761025.42004X80英国Transco Project欧洲钢管2081219143.02002X100加拿大Westpath ProjectJFE1121914.32004X100加拿大Godin Lake ProjectJFE291413.22004X120加拿大Godin Lake ProjectNippon1.691416.01.5 焊接热

31、影响区的组织性能特点及其研讨现状焊接过程中，焊缝两侧发生组织和性能变化的区域称为焊接热影响区(Heat Affected Zone，简称HAZ)。HAZ上各点距焊缝的远近不同，各点所阅历的焊接热循环不同，就会出现不同的组织，具有不同的性能14。因此焊接热影响区是一个具有组织梯度和性能梯度的非均匀延续体。HAZ 的宽度很小，普通只需几毫米 ，并在这几毫米的范围内包括有几个组织和性能不同的特定区域。采用焊接热模拟技术，使试样经受与实践焊接过程类似的热循环，从而获得与实践HAZ不同区域类似的组织形状，有助于深化研讨不同焊接参数对高钢级管线钢HAZ不同区域组织的影响。1.5.1 管线钢焊接热影响区的组

32、织转变特点根据近年来的研讨，焊接条件的组织转变与热处置条件下的组织转变，从根本原理来讲是一致的。新相的构成也是经过生核和核长大的两个过程，符合经典的结晶实际，组织转过程进展的动力也是取决系统中的热力学条件，即新相与母相的自在能之差。但是，由于焊接过程具有本身的待点，这就给焊接时的组织转变带来了它的待殊性。焊接本身的特点概括起来有以下五点：(1) 加热的温度高。普通热处置情况下，加热温度都不超越 Ac3以上100200 ，而在焊接时，近缝区熔合线附近可接近金属的熔点，对于低碳钢和低合金钢来讲，普通都在 0 左右。显然，二者相差甚大。(2) 加热的速度快。焊接时由于采用的热源剧烈集中，故加热的速度

33、比热处置时要快的往往超越几十倍甚至几百倍。(3) 高温停留时间短。焊接时由于热循环的特点，在 Ac3以上保温的时很短(普通手工电约为420s，埋弧焊时30l00s)，而在热处置时可以根据需求恣意控制保温时间。(4) 自然条件下延续冷却。在热处置时可以根据需求来控制冷却速度或在冷却过程中不同阶段进展保温。然而在焊接时，普通都是在自然条件下延续冷却个别情况下才进展焊后保温或焊后热处置。(5) 部分加热。热处置时工件是在炉中整体加热，而焊接时只是部分集中加热，并且随热源的挪动，被加热的范围也在随之挪动。这样就使组织转变是在应力作用下进展的，并且这种转变的过程是不均匀的。1.5.2 管线钢的HAZ组织

34、分布管线钢普通属于控制轧制和控制冷却的低碳微合金钢，是高强度、高韧性钢。这种良好的强韧性配合在制管和现场焊接过程中会遭到焊接过程的减弱。特别是热影响区的晶粒粗化和组织构造的变化将使得热影响区的性能与母材性能相比，严重下降，焊接热影响区不再具有母材的许多优良性能，特别是韧性能够会降低20%30%，粗晶区的韧性值甚至能够会下降70%80%15。在单道焊中，紧靠焊缝的粗晶区(GCHAZ)由于晶粒的长大和组织构造的变化而具有最低的韧性值，从而成为焊接接头部分脆化区(LBZ)16。图1-5 管道焊接HAZ的组织分布特征( a)HAZ组织分布；(b)Fe-C形状图；(c)热循环(图中Tm-峰值温度，TH-

35、晶粒长大温度)对于焊接HAZ的组织分布，有不同的分类方法，通常按其所阅历热循环的差别，分为熔合区、粗晶区、细晶区、不完全重结晶区和时效脆化区等五个区段，如图1-5所示。熔合区又称部分熔化区。该区紧邻焊缝，温度范围在固、液相之间。虽然这一区域相当狭小，但由于在化学成分上和组织性能上都有较大的不均匀性，所以对焊接接头的强度、韧性都有很大的影响。粗晶区又称为过热区。它的温度范围在1100到固相线之间。由于加热温度很高，金属处于过热形状，奥氏体晶粒发生急剧长大，冷却后得到粗大的组织。此区的韧性较低，往往会成为管线的韧性低谷区。细晶区又称相变重结晶区或正火区。它的温度范围在Ac3到1100之间。由于在加

36、热和冷却过程中发生相变重结晶，因此组织得以细化17。不完全相变重结晶区又称不完全正火区。它的温度范围在AclAc3之间。由于只需一部分组织发生了相变重结晶过程，因此该区在冷却后由发生相变的细小组织和未发生相变的粗大组织组成。低于A1的温度对母材的组织不产生本质性的影响。1.5.3 HAZ的性能分布由于HAZ是一个延续变化的梯度组织区域，这一组织分布特征必然影响到它性能的分布，所以HAZ是一个具有性能梯度的非均匀延续体。图1-6是一种管线钢手工电弧焊焊接接头的硬度分布曲线。图1-6 焊接接头的硬度分布 图1-7 Mn-Mo-Nb管线钢两道埋弧COD结果图1-7是一种Mn-Mo-Nb管线钢母材和焊

37、接接头不同区域的断裂韧性分布曲线。粗晶区具有最高的硬度值和最低的断裂韧性值。粗晶区的脆化由于焊接粗晶区处在焊缝和母材的过渡区域，它不仅具有明显的物理和化学不均匀性，而且还经常在焊趾和焊根处出现咬边和裂纹等几何不均匀性所呵斥的应力集中，因此焊接粗晶区是整个焊接接头的薄弱区域18。多年来，粗晶区组织和性能的变化不断是人们关注的焦点，有关焊接粗晶区的研讨已成为现代焊接物理冶金的一个重要分支。1.5.4 管线钢的焊接热影响区研讨现状已有的高强度管线钢的焊接研讨结果阐明，热输入是影响热影响区(HAZ)的关键要素。对X80管线钢进展热模拟、金相显微镜和透射电镜分析后阐明，X80 级抗大变形管线钢焊接粗晶区

38、组织类型主要为铁素体和少量珠光体、粒状贝氏体、板条贝氏体和板条马氏体4种类型，X80管线钢焊接热影响区粗晶区冲击韧性较差，存在严重脆化，粗晶区脆化是由于晶粒的粗化以及M-A组元数量增多呵斥的；随着t8/5的添加，粗晶区的冲击韧性和硬度随之降低；峰值温度越高，X80级管线钢的组织越粗大、韧性越低；中间临界区是焊接热影响区中另外一个韧性较薄弱的区域。Nb的参与能改X80的HAZ区组织性能15。钢管管体主要为状贝氏体及少量多边形铁素体混合组织，具有良好的强度和韧性。X100管线钢的热敏感性较大，在焊接热循环作用下过热区的组织更容易长大，呵斥热影响区发生脆化，成为 X100 管线钢管的薄弱环节，经过焊

39、接热循环后 X100管线钢焊接热影响区粗晶区CGHAZ 强度均有不同程度的下降，且下降幅度随着热输入的添加而添加。X100级管线钢焊接粗晶区组织主要有粗大的粒状贝氏体、贝氏体铁素体和马氏体。有研讨阐明，当焊后冷却速度低于2/s时，焊接粗晶区组织为粒状贝氏体；当焊后冷却速度为25/s时，组织为贝氏体铁素体；当焊后冷却速度高于5/s时，粗晶区开场出现马氏体组织。聂文金19、乔桂英20及其他研讨阐明，高Nb抗变形X100管线钢单道次焊接热输入小于20KJ/cm时的CGHAZ具有较高韧性，构成大角度晶界密度较高的板条贝氏体或针状铁素体；焊接热输入大于等于25KJ/cm会导CGHAZ晶粒均匀性的恶化，使

40、M/A组元粗化。并构成取向单一的粗大粒状贝氏体。有研讨阐明镁合金化对HAZ的优化影响，提出了又一种提高HAZ区性能的方法21,22。随着焊接热输入的添加，焊缝区针状铁素体含量减少，热影响区(HAZ) 晶粒变粗，X 100 管线钢接头的强韧性降低，较小的热输入可减少HAZ的宽度，降低HAZ硬度的下降。焊缝区和HAZ的冲击吸收功和剪切面积随着热输入的添加而减小，冲击断口表现为准解理断裂，焊缝组织以针状铁素体粒状贝氏体为主，这种组织赋予资料良好的强韧性在不同焊接热输入条件下，冷却速度的差别使热影响区的显微组织发生较大的变化24。HAZ的冲击吸收功随着热输入的添加而降低，赵文贵等人的研讨阐明焊接热输入

41、为15KJ /cm时，热影响区组织以板条贝氏体为主，具有优良的冲击韧性；而热输入为25KJ /cm时，以粒状贝氏体组织为主，其韧性明显恶化25。同时，温度也剧烈影响钢的HAZ区的晶粒大小，即组织性能。详细来说，在较低的焊接热输入(10kJ/cm)，由于冷却速度较大，CGHAZ的组织形状多为从奥氏体晶界向晶内平行生长的细密板条, 不同位向的板条使原奥氏体晶界明晰可见。分析阐明，这种细密的板条组织为BF+GB，板条间为薄膜状或条状M/A，组织较为细小。这一组织形状所具有的细小的有效晶粒、高密度的位错亚构造和弥散分布的微合金碳、氮化合物的沉淀析出等组织构造要素，赋予资料优良的强韧特性。在中等焊接热输

42、入下(20kJ/cm)，管线钢CGHAZ组织形状有所不同。由于冷速有所降低，CGHAZ的组织主要为GB+QF。快冷条件下，板条细小，板条间的岛状组织纵横比较大，并由这种岛状组织勾画出板条的痕迹。而在较慢冷却速度下，这种岛状组织多呈块状，并出现部分QF，因此使得CGHAZ的强韧性有所降低。在高的焊接热输入下( 50 kJ/cm)，由于冷却速度的降低，管线钢的组织形状发生了明显的变化。组织察看可以发现：一方面，晶粒粗化的倾向比较明显；另一方面，组织中的QF+ PF增多。普通以为，多边形铁素体不是管线钢的理想组织形状。随着多边形铁素体或等轴铁素体组织含量的添加，资料的强韧性降低。1.5.4 管线钢焊

43、接热影响区的粗晶区部分脆化景象以高压、大管径和面对恶劣环境为特征的管道工业与以微合金化、超纯真冶炼和现代控轧控空冷技术为特征的冶金工业相互促进，共同开展，把管道工业推进了一个新的开展时期。然而由于焊接热过程作用，管线钢的韧性遭到严重损害而成为部分脆化区。这种焊接部分脆化区往往成为影响管道平安运营的薄弱环节。1 焊接部分脆化的类型焊接热过程往往引起管线钢的韧性降低。焊接过程是一个特殊的部分加热与冷却过程，它的加热速度快、加热温度高、高温停留时间短、冷却速度范围较广，相变过程是在部分、有应力约束条件下进展的。这一切都使得管线钢焊接部分脆化的研讨具有其特殊性。管线钢在焊接热过程中所构成的热影响区如图

44、1-8所示。在单道焊一次焊接热循环中，按其阅历热循环的差别，可分为熔合区、粗晶区( CGHAZ) 、细晶区( FGHAZ) 、临界区( ICHAZ) 和亚临界区( SCHZA) 。在双面焊和多道焊二次焊接热循环中，按其经 历 热 循 环 的 差 异，可 分 为 亚 临 界 粗 晶 区( SCGHAZ) 、临界粗晶区( IRCGHAZ) 、过临界粗晶区( SCCGHAZ) 和未变粗晶区( UACGHAZ) 。大量研讨结果阐明，单道焊的粗晶区( CGHAZ) 和多道焊的临界粗晶区( IRCGHAZ) 脆化是管线钢中两种主要的部分脆化方式。图1-8 管线钢焊接热影响区表示( a) 粗晶热影响区( C

45、GHAZ) 脆化由于焊接粗晶区临近焊缝，所经受的焊接热循环的峰值温度高，使得晶粒粗大，导致资料的韧性降低。测试结果阐明，相对于母材而言，焊接粗晶区部分脆化使管线钢的韧性损失可达 60%。同时，由于焊接粗晶区处在焊缝和母材的过渡地带，不仅具有明显的物理和化学的不均匀性，而且还经常存在由于焊趾和焊根处出现咬边和裂纹等几何不均匀性所呵斥的应力集中，因此焊接粗晶区是整个焊接接头中的一个薄弱环节。近几十年来，有关焊接粗晶区的研讨已成为现代焊接物理冶金的一个重要分支。随着焊接热模拟技术和物理测试技术的开展，有关焊接粗晶区物理冶金和力学冶金方面已获得了许多重要的研讨成果。( b) 临界粗晶热影响区( IRC

46、GHAZ) 脆化大量研讨结果阐明，临界粗晶区是焊接热影响区中的韧性谷区，具有最低的性能。测试结果阐明，相对于母材而言，焊接临界粗晶区的部分脆化使管线钢的韧性损失可达 70%，被称为焊接接头的部分脆化区。有关临界粗晶区部分脆化的研讨已成为管线钢组织性能研讨的一个重要内容。2 部分脆化的机理引发焊接部分脆化的微观要素有很多，而焊接部分脆化区中的晶粒长大和M-A组元的构成是导致管线钢焊接部分脆化的主要要素。针对管线钢焊接的特点，其焊接部分脆化的机理可分为粗晶脆化和M-A组元脆化两种。(a) 粗晶脆化管线钢在焊接过程后构成的的粗大组织主要是奥氏体晶粒长大构成的，这一过程遭到多种要素的影响。化学成分和组

47、织形状一定的管线钢，焊接过程中的峰值温度和焊后热处置条件是影响奥氏体晶粒长大的两个重要要素要素，其中峰值温度是影响奥氏体晶粒长大程度的主要要素。通常情况下，焊接热热循环的峰值温度很高，CGHAZ的温度接近母材的熔化温度。虽然峰值温度停留时间很短，但奥氏体晶粒仍能迅速长大。当峰值温度大于1300时，CGHAZ中奥氏体晶粒尺寸明显长大，从而导致了粗晶脆化。在管线钢的螺旋埋弧双面焊接过程中，一次热循环构成的粗晶大晶粒，阅历二次焊接热循环的热过程并不能减小，反而使粗晶区组织构造变得更为复杂。一次热循环过程中在粗晶区构成的非平衡组织，例如粒状贝氏体等，是以切变机制在奥氏体111晶面上生成的，其与母相成一

48、定的位向关系，而奥氏体总是力求与这些结晶学有序组织在密排方向和密排面上坚持平行形核，以减少相变阻力。这种取向形核景象使得新生奥氏体承继了一次热循环的粗大组织。因此当二次热循环的峰值温度处于(+)两相区时，虽然部分晶粒发生了重结晶，但组织并未得到细化，表现为组织遗传景象。这种组织遗传景象也是导致IRCGHAZ韧性较差的缘由之一。 (b) M-A组元脆化焊接过程终了后，焊接热影响区组织延续冷却，在过冷奥氏体转变过程中，铁素体首先出现。由于碳在铁素体中的溶解度很低，碳因过量析出而转移到尚未转变的奥氏体中，导致先共析铁素体并未形核长大。不稳定的低碳区和高碳区构成，这是因过冷奥氏体发生碳浓度起伏。在随后

49、的冷却过程中，富碳过冷奥氏体逐渐转变为马氏体，因转变不能完全进展，少量奥氏体被保管下来，即构成奥氏体富聚碳。当焊后的冷却速度较大时，构成M-A组元，即马氏体-奥氏体(M-A)组织。在二次热循环热过程中，当二次热循环的峰值温度处在( + )临界区时，由于一次热循环构成的非平衡组织有一定的取向性，碳原子趋于定向分散，使得碳浓度分布不均匀。由于在( + )两相区内，相构成的过程是一个向外渗碳的过程，因此使得这时构成的相的含碳量高于单相区，这一部分相就会构成较大的富碳区。富碳相在随后的冷却过程中可构成富碳M-A组元。而碳含量的升高，必然导致资料韧性下降。对于低合金高强钢，这种M-A组元的碳含量可到达0

50、.15%0.8%，管线钢的焊接部分脆化景象正是由于这一缘由引起。1.6 本文的研讨内容综上所示，X100管线钢的应器具有宏大的经济效益 ,可很大程度上降低长间隔 油气管线的本钱。目前日、德、英、美等工业先进国家已大力开发了X100管线钢，并且曾经有商品供应。而我国的管线钢研讨起步较晚。为了促进我国 X100管线钢早日实现批量工业消费，并投入油气管线的铺设，节约油气保送本钱。本实验利用Gleeble-3500热力学模拟实验机，研讨了X100级管线钢在不同焊接热循环条件下，焊接粗晶区组织形状的变化规律，为制定正确焊接工艺，防止热影响区缺陷的产生，特别是X100级管线钢的实践运用提供有参考价值的实际

51、根据。详细的研讨内容包括:研讨X100管线钢母材的组织性能；以X100管线钢焊接热影响区不同区域为研讨对象，计算中等线能量下的焊接热模拟参数；经过焊接热模拟实验对X100管线钢热影响区不同区域的组织和性能进展研讨，分析X100管线钢焊接热影响区不同区域的组织性能变化规律，为X100管线钢实践焊接工艺的制定奠定根底。第二章 实验资料及方法2.1 实验资料实验资料为国内某钢厂提供的X100管线钢钢板，板厚为14.8mm。利用Baird Spectrovac2000直读光谱仪和LECO CS-444红外碳硫分析仪进展化学成分分析，测试结果见表2-1。X80管线钢母材的常规力学性能如表2-2。X100

52、管线钢母材的金相组织如图2-1所示。实验所采用的母材试样位于板厚中部(沿板厚方向两侧加工)沿板材横向取样，即试样长度方向垂直于钢板轧制方向。表2-1 X100管线钢的化学成分wt./%CSiMnPSCrMoNiNbVTiCuBAl0.0480.211.960.0110.00180.300.250.400.0760.00560.0130.210.00040.032表2-2 X100管线钢的常规力学性能Rt0.5 / MPaRm / MPaRt0.5 /RmA / Z / AKV / JHV107198400.861775.0279300图2-1 X100管线钢的光学显微组织X100管线钢通常是经

53、过控轧、控冷技术结合微合金化处置制成的。母材原始组织为粒状贝氏体和少量的多边形铁素体，粒状贝氏体中细小且均匀分布的M-A组元具有提高基体强度和硬度的作用。M-A组元中的剩余奥氏体是一种韧性相,可降低裂纹尖端应力,耗费部分扩展功。因此母材具有良好的强度和韧性。2.2实验方法2.2.1 热模拟实验(1) 热模拟实验的意义由于焊接热影响区的组织及性能对焊接接头的质量有很大的影响，因此深化研讨热影响区中的各区段组织性能是非常必要的。然而热影响区中的各区段非常狭窄，很难单独取出进展相应的实验研讨。为理处理这个问题，需求在试样较大区域内均匀地再现焊接热影响区各区段的组织，于是焊接热模拟实验机应运而生。利用

54、热模拟实验机，就可以对试样进展与实践焊接时一样或相近的热、应力、应变循环，使得试样在一个相当大的区域如37mm获得与需求研讨的热影响区特定部位一样或相近的组织形状，因此可以制备足够尺寸的试样，对其进展各种性能的定量测试和组织构造分析。热模拟实验是管线资料科学研讨中的重要手段之一采用热模拟实验安装进展热模拟实验不但可以模拟钢材经受的热过程，而且可以模拟钢材经受的应力、应变过程，从而可以研讨石油管工程资料经受不同的加热、冷却、应力和应变循环对组织和性能的影响，为管线资料研讨、正确选材和失效分析提供根据。本论文采用Gleeble-3500型力、热模拟实验机对试样进展与实践热工艺过程一样或相近的热循环

55、，从而研讨大变形管线钢及其热影响区特定热过程的组织和性能，为冶金部门研制优良抗变形性的管线钢材提供可靠的实验数据，为焊接工程(如制管和管道现场安装)选择最正确焊接工艺参数，保证母材和热影响区性能满足工程需求。热模拟试样加工尺寸为10.510.555mm的板状样。(2) 热模拟实验机简介近几十年来，热-力学物理模拟技术飞速开展。在热模拟实验安装、实验方法、测试技术以及运用等方面进展了大量的研讨任务，研讨范围涉及到资料科学与工程和资料加工工程等领域中的组织研讨、性能研讨、应力应变研讨等各个方面，遭到各国科技界欢迎的Gleeble动态热-力学模拟实验机是一种运用最广泛的热-力学模拟机。它自1946年

56、在美国伦塞勒工学院(RPI)第一台样机诞生并成立DSI(Dynamicystems lnc)至今，经过近60年的不断修正与完善，曾经开展为计算机控制的电液伺服闭环系统。其主要部分有主机、液压源、控制柜、计算机系统、真空系统、急冷系统等。它既可用手控进展实验，也可以实现全部实验过程的计算机控制。根据该设备的功能，可将它分为三个系统：计算机控制系统、热控制系统、力学控制系统。因此，可用计算机实现两个闭环控制。其加热速度可以从0.002s到10000s。它能模拟各种热-力学过程，是一种理想的动态实验机，有人也称它为热-力学资料实验机。 加热系统：该机采用电阻加热系统，即经过低频电流加热试样，加热速度

57、可以高达10000/s。由于集肤效应较小，故整个加热区中间部位温度均匀，径向温度梯度很小。冷却速度由沿试样轴向的热传导来控制，直径为6mm的普通碳钢试件在10000C时的冷却速度可控制到140s。它用闭环控制实现温度的实时监测与控制，是动态热模拟的理想系统。 力学系统与性能目的Gleeble-3500的机械系统是一个具有10吨静态拉伸/紧缩力的选集成液压伺服控制系统。最快可以到达1000mm/s的挪动速度。 数据显示与记录G1eeble-3500配置了实现全面数字控制的软硬件。控制柜中的微机处置器与编程用的计算机经过网络线互通讯息，一方面，可经过在台式计算机中配置的Quiksim软件采用简单的

58、表格式编程方法实现实验的根本工艺过程，另一方面，可同时显示和控制温度、载荷、应力、应变、位移等参数；实验过程中，上述数据能在计算机中实时显示，随时检测。实验终了后，实验的原始数据自动装入Origin软件中，实验人员可对数据进展各种适当的处置。(3) 热循环参数的含义焊接热循环其主要的参数有：加热速度H、峰值温度Tmax、高温停留时间tH、冷却速度C或冷却时间tC，如图3-3。 图3-3 焊接热循环及其主要参数 加热速度焊接热源加热焊件的速度比普通热处置条件下金属的加热速度快得多。从金属学观念思索，随着加热速度的提高，相变温度将随之提高，奥氏体的均质化和碳化物的溶解过程将变得不够充分，这将影响到

59、冷却过程的相变产物及组织特征。加热速度与许多要素有关，如焊接方法、焊接工艺以及被焊金属的热物理性质等。 峰值温度热循环的峰值温度即加热阶段的最高加热温度。距焊缝远近不同的各点，加热的最高温度不同。峰值温度对焊接热影响区的晶粒长大、组织相变以及碳氮化合物溶解等有很大影响。同时，研讨最高温度还可间接地判别焊件产生内应力的大小和接头中塑性变形区的范围，因此峰值温度是焊接热模拟的重要参数。 高温停留时间高温停留时间普通是指在相变温度以上停留的时间。它不是一个独立的参数，实践上包括加热阶段的及冷却阶段在以上停留的时间。高温停留时间对于相的溶解或析出、奥氏体均质化以及晶粒粗化等都有影响。 冷却速度c或冷却

60、时间tc冷却速度c是指某一温度的瞬时冷却速度。在实验研讨任务中，测定瞬时温度的冷却速度会带来较大的误差。因此，目前多采用一定温度范围内的冷却时间来替代冷却速度，并以此作为研讨焊接热影响区组织、性能和抗裂性的重要参数。冷却速度或冷却时间是影响焊接热影响区组织和性能的重要要素。(4) 热模拟参数的计算 峰值温度最高温度的计算 根据焊接传热实际，焊件上某点的温度随时间的变化如下所示。厚大焊件点热源： 2-1薄板线热源： 2-2 式中 E焊接线能量J/cm；导热系数J/cm.s.；比热容J/g.；密度；热分散率，；板厚cm；厚焊件上某点距热源运转轴线的垂直间隔 ，cm；薄板上某点距热源运转轴线的垂直间