焊接热循环对x80管线钢组织性能的影响

焊接热循环对x80管线钢组织性能的影响

0焊接热影响区的粗晶区的韧性随着大规模管道、高压管道、北极管道和海上管道的建设和使用，管道钢的刚性越来越受到重视。目前通过微合金化、超纯净冶炼和现代控轧、控冷技术,已能够提供具有足够强韧特性的管线钢卷板。但经过焊接热过程后,热影响区粗晶区的晶粒粗化和组织结构的变化将使得热影响区的性能与管线钢性能严重不匹配,焊接接头热影响区粗晶区不再具有管线钢的许多优异性能。因此,高性能管线钢的焊接热影响区粗晶区的韧性已成为人们关注的问题之一。文中通过焊接热模拟技术、光学金相、电子显微分析技术和示波冲击试验、断裂韧度试验研究了焊接热循环对X80管线钢粗晶区的韧性和组织的影响,其研究结果为国内高性能管线钢的研制和应用提供了依据。1试验材料和方法1.1试验材料试验材料为厚度7.9mm的X80高性能管线钢卷板,其化学成分和力学性能见表1。1.2模拟参数的选取模拟焊接热循环试验在Gleeble-1500型热模拟试验机上进行,热循环的最高温度为1300℃,模拟试样的取样方向为垂直与钢板轧制(T-L)方向,尺寸为5.5mm×10.5mm×55mm,针对埋弧焊管的焊接规范特点,选用的热输入参数分别为5kJ/cm、9kJ/cm、16kJ/cm、20kJ/cm、30kJ/cm和40kJ/cm,采用的热模拟参数如表2所示。2试验结果与分析2.1焊接热输入的影响试验钢在不同焊接热循环下粗晶区示波冲击韧度变化规律如图1所示。由图1可见,不同的焊接热循环,其粗晶区具有不同的裂纹萌生功Ei、裂纹扩展功Ep和总冲击功Et,即具有不同的冲击韧度。随着焊接热输入的增加,其韧性降低。当焊接热输入较低时,粗晶区具有较好的韧性值,当焊接热输入超过16kJ/cm时,粗晶区韧性严重恶化,与母材相比,下降幅度达82%～95%。断口分析结果表明,几乎全部为解理断口而且具有沿晶断裂的特征。说明试验钢对焊接热输入比较敏感,在常规焊接热输入下,粗晶区韧性较差,脆化比较严重。2.2试验温度对含裂纹冲击韧性的影响韧脆转变特性是考核钢材韧性的重要指标之一。为了进一步研究不同热循环下粗晶区的韧脆转变特性,进行了三种热输入9kJ/cm、16kJ/cm和20kJ/cm模拟粗晶区在系列温度40℃、20℃、0℃、-20℃、-40℃、-60℃、-80℃下的示波冲击韧性试验,试验结果如图2所示。由图2可见,不同焊接热循环粗晶区的裂纹萌生功和裂纹扩展功均随试验温度的降低而降低,其中裂纹萌生功变化幅度不大,裂纹扩展功降低幅度较大。母材在试验温度下的韧性变化不大,且具有较高的韧性值。说明试验钢在焊接热循环作用下,其粗晶区具有明显的韧脆转变特征和韧性损失。2.3裂纹脆性扩展为了进一步研究试验钢粗晶区的韧性特征,对三种热输入9kJ/cm、16kJ/cm和20kJ/cm模拟粗晶区进行了断裂韧度试验。可以看出,X80管线钢模拟粗晶区的裂纹尖端张开位移CTOD与所采用的焊接热输入大小密切相关。热输入9kJ/cm模拟粗晶区在进行裂纹尖端张开位移阻力曲线测试时,8个试样中有4个试样表现为裂纹脆性扩展,裂纹脆性扩展前的稳定扩展量小于0.2mm,脆性启裂CTOD值δc最小为0.037mm。热输入16kJ/cm模拟粗晶区在进行裂纹尖端张开位移阻力曲线测试时,8个试样全部表现为裂纹脆性扩展,裂纹脆性扩展前的稳定扩展量小于0.2mm,脆性启裂CTOD值δc最小为0.067mm。热输入20kJ/cm模拟粗晶区在进行裂纹尖端张开位移阻力曲线测试时,8个试样全部表现为裂纹脆性扩展,裂纹脆性扩展前的稳定扩展量小于0.2mm,脆性启裂CTOD值δc最小为0.020mm。表明在试验热输入下X80管线钢模拟粗晶区的断裂韧度均较差,具有随热输入增大,断裂韧度CTOD降低的特征,与示波冲击韧度试验结果相一致。2.4粗晶区组织形态的变化组织结构是材料力学性能的内部根据,管线钢及其粗晶区的组织结构决定了该区域的韧性特征。试验钢在室温下的组织为针状铁素体和少量块状铁素体。由于针状铁素体尺寸参差不齐,彼此交叉分布,其间具有大角度晶界,因而对裂纹具有阻止作用。针状铁素体不仅具有较小的等效晶粒尺寸,而且在铁素体内具有细小的亚结构,正是由于针状铁素体的亚结构和内部高密度的可动位错,使针状铁素体具有良好的强韧性。但块状铁素体的存在,使得裂纹经常呈直线扩展,在断裂面出现较大的解理台阶,有时甚至会发生沿铁素体晶界断裂的情形,极大的损害了韧性。由于焊接热过程的特殊性,使得这种具有针状铁素体组织结构特征的管线钢在经历不同焊接热输入的热循环后,其显微组织结构发生了较大的变化。在光学显微镜下可以看出,由于焊接热输入不同,其模拟粗晶区组织组成相的类型、形态、大小和分布也不相同,并且呈一定的规律性变化。不同的焊接热输入不仅促使粗晶区晶粒发生不同程度的长大,而且也使得粗晶区组织结构形态呈现出多样性的变化。在较低的焊接热输入下(5kJ/cm),可以观察到粗晶区组织形态以板条马氏体为主,并伴有少量下贝氏体。随着焊接热输入的增加(9kJ/cm),粗晶区组织变成了以下贝氏体为主,并伴有少量板条马氏体。这种板条马氏体在TEM(透射电镜)下可以观察到其中的板条束细密平直,铁素体板条明显、清晰,并且平行排列的板条“束”之间分布着残余奥氏体薄膜,还存在大量不均匀分布的位错,形成胞状亚结构,即位错胞。图3a、b属于典型的板条马氏体组织。由于板条马氏体中含碳量较低,形成温度较高,可以进行自回火,而且碳化物分布均匀,胞状亚结构位错分布不均匀,存在低密度位错区,为位错提供了活动空间,所以板条马氏体为粗晶区的韧性作出了积极贡献。这种下贝氏体在TEM下可以观察到其中的铁素体板条上析出的碳化物或是呈粒状,或是棒状,或是以不规则形状在铁素体板条上整齐的平行分布,且与铁素体板条长轴呈大小不一的夹角排列,有的与长轴呈55°～60°夹角。图3c所示组织结构为典型下贝氏体组织。由于下贝氏体中铁素体针束细小而且均匀分布,在铁素体内沉淀析出细小、多量而弥散的碳化物,并且位错密度高,所以下贝氏体也是一种韧性相,对粗晶区韧性也有较大贡献。随着焊接热输入逐步增大(16～30kJ/cm),光学显微镜观察发现原奥氏体晶粒不断增大,多边形铁素体块增多,体积增大,先共析铁素体的特征越来越明显。晶粒的长大促使粗晶脆化,粗晶区的组织结构变化也是影响其韧性的重要因素。先共析铁素体属于在较高温度下沿奥氏体晶界析出的多边铁素体,它与贝氏体铁素体相比较,位错密度较低,尺寸较大,有不规则的外形,容易产生沿晶断裂和穿晶断裂,是韧性降低的主要原因之一。同时TEM研究还发现,粗晶区组织中的贝氏体(板条贝氏体和粒状贝氏体)和多边铁素体的有效晶粒尺寸有所增大,在板条间或铁素体的基体上存在M—A岛。并且随着焊接热输入的不断增加,M—A岛的数量、尺寸、形态、分布也逐步发生变化,首先是M—A岛的尺寸逐渐增大,M—A岛的形态由细短条状转变成长条状或大块状,其次是M—A岛的分布也由晶界向晶内延伸,而且M—A岛的数量也有所增加,如图4a、b所示。一般认为,这种贝氏体会促使粗晶区韧性降低,M—A岛易成为裂纹源和裂纹扩展的通道,M—A岛越粗大,数量越多,对韧性的损害程度越大。这是随热输入增大,粗晶区韧性下降的根本原因。当焊接热输入增加到40kJ/cm时,一方面由于高温停留时间增大,晶粒长大严重,另一方面由于冷却速度减缓,其中有部分M—A岛发生分解,并伴随大量不连续的、短杆状碳化物析出,同时产生大量块状铁素体。在相邻贝氏体铁素体条间分布的这种不连续的、短杆状碳化物和块状铁素体容易诱发裂纹和成为裂纹扩展的通道,因而引起粗晶区韧性大幅度降低。3试验方法和试验温度(1)在母材一定的条件下,焊接热输入的大小是影响粗晶区韧性的重要原因,焊接热输入不同,粗晶区组织组成相的类型、形态、尺寸和分布亦不相同,表现为性能的不同,尤其是韧性的不同。(2)当焊接热输入为5kJ/cm和9kJ/cm时,由于焊接热输入较小,晶粒长大不明显,同时获得板条马氏体和下贝氏体组织,粗晶区仍具有较高的韧性水平。(3)当焊接热输入超过16kJ/cm时,随着焊接热输入的逐渐增大,一方面晶粒粗化比较明显,另一方面粗晶区中针状铁素体或板条马氏体也由粒状贝氏体和多边铁素体组织替代,以及M—A岛沿原奥氏体边界的析出,数量的增多,尺寸的增大,由细短条状转变成大长条状或大块状,分布由晶界向晶内延伸等,致使韧性恶化。示波冲击韧度试验按国家标准GB2650—89进行,采用1/2Charpy试样(5mm×10mm×55mm),在JBC-300电子测力冲击试验机上进行,试验温度为-20℃。断裂韧度裂纹尖端张开位移CTOD试验按GB2358—80标准进行,采用三点弯曲