冷速對(duì)厚壁X80 三通焊縫組織及性能的影響

李盛，牛靖，殷咸青，張建勛，劉迎來，馮耀榮

（1.西安交通大學(xué) 金屬材料強(qiáng)度國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710049；2.中國石油集團(tuán)石油管工程技術(shù)研究院，西安 710077）

X80 鋼往往通過控制含碳量（加入Nb,Ti,Mo[1],B[2]等微合金元素）、控制軋制溫度和冷卻速度[2—3]，來獲得以針狀鐵素體為主的組織，從而獲得了良好的強(qiáng)度和韌性，在長(zhǎng)輸管線建設(shè)中得到了大量的應(yīng)用[4]。X80 三通作為長(zhǎng)輸管線建設(shè)中的重要部件，其質(zhì)量直接決定了整個(gè)管線的運(yùn)行安全和壽命。X80 三通制作中除了要經(jīng)歷熱成形過程之外，為保證整體性能，往往需要進(jìn)行整體熱處理。關(guān)于X80 鋼熱處理問題已有大量的研究報(bào)道[5—10]，但X80 三通焊縫的熱處理組織脆化問題仍然是亟待解決的問題[11—13]。

大口徑X80 三通母管通常采用厚壁X80 母管制作而成。三通加工過程中要經(jīng)過多次熱過程和最終熱處理，該過程必然會(huì)對(duì)X80 鋼母管焊縫組織和力學(xué)性能產(chǎn)生較大的影響，所以了解厚板X80 三通焊縫淬火過程中不同厚度位置的溫度和冷速變化及其對(duì)組織性能的影響，對(duì)焊材選擇及制定合理的X80 三通淬火工藝具有重要意義。文中將基于有限元熱場(chǎng)計(jì)算結(jié)果，利用Gleeble3500 熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)焊縫進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)研究，以便為X80 三通熱處理淬火工藝提供一定的理論指導(dǎo)。

1 試驗(yàn)方法及材料

1.1 淬火溫度場(chǎng)數(shù)值計(jì)算

以X80 三通母管為研究對(duì)象，壁厚為52 mm，建立軸對(duì)稱計(jì)算模型。在有限元計(jì)算過程中做如下假設(shè)：①淬火前初始溫度為910℃；② 構(gòu)件處于無限大的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的NaCl 溶液中；③淬火介質(zhì)溫度恒定在20℃。

1.2 焊縫熱模擬試驗(yàn)

選用舞陽鋼鐵公司生產(chǎn)的52 mm 厚的X80 鋼板，大西洋焊接材料有限公司生產(chǎn)的X80 級(jí)焊管用CHW S17 埋弧焊絲（Ф3.2 mm）以及CHF102B 焊劑進(jìn)行焊接。對(duì)試板開雙V 型坡口，坡口角度為55°，鈍邊為8 mm，留有2 mm 間隙進(jìn)行埋弧焊接。試驗(yàn)用X80鋼及焊縫的化學(xué)成分見表1。

表1 試驗(yàn)用X80 鋼及焊縫的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of X80 steel and welds for testing (mass fraction) %

采用機(jī)械形式截取橫向熱模擬試樣，見圖1，焊縫位于試樣長(zhǎng)度方向中部，試樣尺寸為 11 mm×11 mm×80 mm。利用Gleeble3500 熱模擬試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行相變點(diǎn)測(cè)定，母材及焊縫金屬的相變點(diǎn)Ac1 和Ac3分別為：737℃和890℃；739℃和868℃。結(jié)合數(shù)值計(jì)算情況制定的熱模擬試驗(yàn)參數(shù)在Gleeble3500 熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行熱模擬試驗(yàn)。

圖1 熱模擬試樣取樣位置示意圖Fig.1 Schematic diagram of sampling location of thermal simulation samples

熱模擬試驗(yàn)完成后，對(duì)焊縫熱模擬區(qū)域進(jìn)行了夏比沖擊試驗(yàn)研究，沖擊試樣尺寸為10 mm×10 mm×55 mm 的V 型缺口試樣，沖擊試驗(yàn)溫度為?30℃，沖擊試驗(yàn)在JBC-300 型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。微觀組織分析在MEF4M 金相顯微鏡和JSM-6390A 型掃描電鏡上進(jìn)行，并在所取試樣上進(jìn)行了維氏硬度測(cè)試。為了進(jìn)行對(duì)比，對(duì)焊后態(tài)焊縫也進(jìn)行了相關(guān)試驗(yàn)。

2 結(jié)果及分析

2.1 淬火過程數(shù)值計(jì)算結(jié)果

對(duì)52 mm 壁厚的三通淬火過程的溫度場(chǎng)進(jìn)行了計(jì)算，計(jì)算過程中僅考慮了厚度方向的傳熱，所選計(jì)算模塊的邊緣與其他部位按照絕熱處理[14]。其中，所得52 mm 板厚的溫度場(chǎng)分布曲線見圖2a，可得知進(jìn)入介質(zhì)后表面溫度快速降低，表面具有很快的冷卻速度，相對(duì)而言，板厚心部的冷卻速度較慢，進(jìn)入淬火介質(zhì)的時(shí)間越長(zhǎng)，板厚方向的溫度逐步趨于均勻。厚板在淬火過程中，表面和心部溫度存在較大的差異，這種差異會(huì)導(dǎo)致板厚內(nèi)部產(chǎn)生較大的殘余應(yīng)力，因此，淬火后進(jìn)行回火消應(yīng)力處理很有必要。

在管線鋼連續(xù)冷卻過程中，管線鋼相變溫度區(qū)間（800～500℃）的冷卻速度是決定其組織和性能的關(guān)鍵因素。為此，根據(jù)有限元計(jì)算結(jié)果，提取了不同壁厚位置的相變溫度區(qū)間（800～500℃）的平均冷卻速度，并匯成圖2b 進(jìn)行分析。從圖2b 可以看出，對(duì)于52 mm 板厚X80 而言，從表面到壁厚中心，其平均冷卻速度差異較大，表面下4 mm 到中心位置的冷卻速度在18.8～5.2℃/s 之間逐步降低，這必然會(huì)導(dǎo)致壁厚方向上組織和性能的差異。為此，為了研究熱處理冷卻速度對(duì)X80 鋼焊縫的影響，結(jié)合數(shù)值計(jì)算結(jié)果制定的焊縫熱模擬試驗(yàn)參數(shù)見表2。

圖2 淬火過程數(shù)值計(jì)算結(jié)果Fig.2 Numerical calculation results of quenching process

表2 熱模擬試驗(yàn)參數(shù)Tab.2 Parameters of thermal simulation test

2.2 焊縫沖擊試驗(yàn)及硬度試驗(yàn)結(jié)果

按照表2 中涉及的冷卻速度參數(shù)進(jìn)行了焊縫的熱模擬試驗(yàn)，并對(duì)熱模擬試樣進(jìn)行了?30℃沖擊試驗(yàn)和硬度測(cè)試，結(jié)果見圖3。從圖3a 的沖擊試驗(yàn)結(jié)果可知，不同冷卻速度下的焊縫沖擊吸收功均低于焊態(tài)焊縫。說明試驗(yàn)焊縫在進(jìn)行淬火處理后，無論冷卻速度大小，其沖擊功均沒有得到明顯改善。就4 種冷卻速度后的沖擊吸收功來看，冷卻速度對(duì)焊縫韌性有一定的影響，5℃/s 冷卻速度的低溫沖擊功最差，10℃/s最優(yōu)。

圖3 力學(xué)性能試驗(yàn)結(jié)果Fig.3 Test results of mechanical properties

焊縫硬度試驗(yàn)結(jié)果表明，5℃/s 冷卻速度狀態(tài)下，焊縫的硬度低于焊態(tài)焊縫；15℃/s 冷卻速度時(shí)的硬度與焊態(tài)焊縫基本相當(dāng)；10℃/s 和20℃/s 冷卻速度下的焊縫硬度較焊態(tài)焊縫具有一定程度的提高，20℃/s 冷卻速度時(shí)硬度值提高最明顯，見圖3b。

試驗(yàn)焊縫在910℃加熱保溫后，以不同冷卻速度冷卻后的沖擊吸收功和硬度較焊態(tài)焊縫均發(fā)生了一定程度的變化，說明試驗(yàn)焊縫在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的NaCl 溶液中淬火后，其壁厚不同位置的性能均勻性較差，這主要與不同冷卻速度下的焊縫微觀組織有關(guān)。

2.3 微觀組織分析

材料的性能決定于微觀組織。為了分析前述性能的差別，對(duì)焊態(tài)和不同冷卻速度下的淬火焊縫試樣進(jìn)行了微觀組織分析。

焊態(tài)焊縫組織為典型的針狀鐵素體組織，柱狀晶界有一定量的先共析鐵素體呈不連續(xù)狀分布，見圖4a 和4b。在柱狀晶內(nèi)部，針狀鐵素體呈“編籃狀”分布，針狀鐵素體的晶界存在一定數(shù)量的M/A 島。這種組織組成可以使焊縫表現(xiàn)出良好的低溫韌性和較低的硬度。

當(dāng)對(duì)焊縫進(jìn)行了910℃加熱并以不同冷卻速度降溫后，其焊縫組織與焊態(tài)組織相比發(fā)生了很大的變化，見圖5。除冷卻速度為5℃/s 時(shí)焊縫的組織主要為準(zhǔn)多邊形鐵素體（QF）以外，其他3 種冷卻速度下焊縫的淬火組織主要以粒狀貝氏體（GB）為主，也有少量的準(zhǔn)多邊形鐵素體（QF）。仔細(xì)比較冷速為10,15,20℃/s 的微觀組織可以看出，隨著冷卻速度的增加，盡管加熱溫度相同，但其基體組織晶粒尺寸逐步細(xì)化；M/A 島的尺寸逐步減小，M/A 島形狀由長(zhǎng)條狀逐步向顆粒狀轉(zhuǎn)化。

圖4 焊態(tài)焊縫的微觀組織Fig.4 Microstructure of as-welded metal

圖5 不同冷速下SEM 拍攝的焊縫微觀組織Fig.5 microstructure of weld photographed by SEM at different cooling rates

當(dāng)冷卻速度為5℃/s 時(shí)，焊縫組織主要是準(zhǔn)多邊形鐵素體，M/A 島以大塊狀存在于三晶界交匯位置，如圖5a，正因?yàn)檫@種組織狀態(tài)，使焊縫表現(xiàn)出較低的硬度和較差的低溫韌性。因?yàn)榇髩K狀的M/A 島往往使材料變脆[15]。當(dāng)冷卻速度達(dá)到10℃/s 時(shí)，焊縫組織中準(zhǔn)多邊形鐵素體比例減少；晶界M/A 島比例降低，但大量M/A 島以長(zhǎng)條狀和顆粒狀存在于粒貝組織晶粒內(nèi)部，并以長(zhǎng)條狀M/A 島居多，見圖5b。這種組織具有較為良好的韌性和較高的硬度，良好韌性可能得益于基體中較低的含碳量和合金含量，而較高的硬度可能與大量的、高密度分布的M/A 島有關(guān)。當(dāng)冷卻速度達(dá)到15℃/s 時(shí)，焊縫組織中粒狀貝氏體晶粒尺寸減小，晶界上存在較多的塊狀M/A 島；準(zhǔn)多邊形鐵素體比例進(jìn)一步降低；粒貝組織晶內(nèi)存在少量的長(zhǎng)條狀和顆粒狀M/A 島，與10℃/s 冷卻速度狀態(tài)相比，長(zhǎng)條狀M/A 島數(shù)量減少，見圖5c。粒貝中M/A 島數(shù)量的下降是焊縫硬度較前者有一定下降的直接原因；正是因?yàn)榫Ы绱髩K狀M/A 島的存在，使焊縫的韌性較前者下降，即使粒貝晶粒尺寸有一定的細(xì)化。當(dāng)冷卻速度達(dá)到20℃/s 時(shí)，焊縫組織中粒狀貝氏體晶粒尺寸進(jìn)一步降低，但仍然有少量準(zhǔn)多邊形鐵素體存在，粒貝組織晶界上的M/A 島多以粒狀存在，晶內(nèi)存在大量的顆粒狀M/A 島，長(zhǎng)條狀M/A 島數(shù)量較少，見圖5d。由此看來，當(dāng)冷卻速度達(dá)到20℃/s時(shí)粒貝組織中大量、高密度的M/A 島存在，是焊縫硬度增加的主要原因，也是焊縫低溫韌性降低的主要因素之一。

2.4 綜合分析

對(duì)52 mm 厚X80 三通母管910℃淬火熱處理的熱模擬結(jié)果表明，在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的NaCl 水溶液中冷卻時(shí)，板厚方向上的冷卻速度存在較大的差異，在X80 相變比較劇烈的800～500℃溫度區(qū)間，從表面到壁厚中心位置，其冷卻速度在60～5℃/s 之間逐步降低，見圖2b。正是這種冷卻速度的差異，導(dǎo)致了其微觀組織的差異，從而引起焊縫沖擊韌性和硬度的變化。壁厚中心冷卻速度最小，其引起的焊縫沖擊韌性降低最為明顯，所以，在X80 三通焊縫性能檢測(cè)中測(cè)試壁厚中心位置的沖擊韌性是控制焊縫韌性的重要途徑。

對(duì)X80 三通而言，熱成形后在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的NaCl 水溶液中整體淬火處理是改善X80 三通母材組織和性能的重要途徑，冷卻過程中壁厚方向上較大的冷卻速度差異而導(dǎo)致的焊縫沖擊韌性劣化不可避免。不同冷卻速度下的X80 鋼焊縫熱模擬試驗(yàn)結(jié)果表明，焊縫沖擊韌性的降低主要與冷卻過程中焊縫中產(chǎn)生的大量粒狀貝氏體有關(guān)。粒狀貝氏體中的大顆粒M/A 組元易于導(dǎo)致組織脆化[6,12,15]。在不同的冷卻速度下，壁厚不同位置產(chǎn)生的粒狀貝氏體晶粒大小和M/A 組元尺寸不同，致使焊縫沖擊韌性降低和差異。

文中對(duì)焊縫進(jìn)行不同冷卻速度下的淬火熱處理熱模擬試驗(yàn)時(shí)，采用的焊縫取自焊接試板的近表面，焊縫為以針狀鐵素體為主的焊態(tài)組織，見圖4。在X80 三通實(shí)際熱處理時(shí)，不同壁厚位置的焊縫組織并非完全焊態(tài)組織，距離表面越遠(yuǎn)其組織經(jīng)歷的熱過程越復(fù)雜，所以，實(shí)際淬火處理后X80 三通焊縫壁厚中心位置的沖擊韌性可能會(huì)更差。在母材熱處理工藝確定的前提下，焊縫成分的優(yōu)化設(shè)計(jì)是X80 三通焊縫性能改善的必由之路。

3 結(jié)論

1）壁厚52 mm 的X80 三通在質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的NaCl 水溶液中淬火時(shí)，表面下4 mm 到中心位置在800～500℃溫度區(qū)間的冷卻速度在18.8～5.2℃/s 之間，并逐步降低。

2）910℃淬火時(shí)，分別以5,10,15,20℃/s 冷卻速度冷卻后，X80 焊縫的沖擊吸收功均低于焊態(tài)焊縫，5℃/s 冷卻速度的低溫沖擊功最差，10℃/s 最優(yōu)，5℃/s 冷卻速度的狀態(tài)下，焊縫的硬度低于焊態(tài)焊縫，20℃/s 冷卻速度的硬度值提高明顯。

3）冷卻速度為5℃/s 時(shí)，焊縫組織主要為準(zhǔn)多邊形鐵素體，在其晶界存在大塊狀的M/A 島，使焊縫表現(xiàn)出較低的硬度和較差的低溫韌性；冷卻速度達(dá)到10℃/s 時(shí)，基體晶粒尺寸有一定的降低，準(zhǔn)多邊形鐵素體數(shù)量減少，晶界M/A 島體積減小，大量M/A島以長(zhǎng)條狀和顆粒狀存在于粒貝組織晶粒內(nèi)部，組織表現(xiàn)出較為良好的韌性和較高的硬度。

4）厚壁X80 三通焊縫淬火時(shí)，沿厚度方向其組織和性能很不均勻，壁厚中心位置是三通焊縫質(zhì)量控制的重點(diǎn)。