X100管線鋼焊接熱影響區(qū)不同區(qū)域的顯微組織與沖擊韌性

李 光,徐學(xué)利,張驍勇,王洪鐸

(西安石油大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,西安市高性能油氣田材料重點實驗室,西安 710065)

0 引言

提高管線鋼的強度可以有效提高油氣管道的輸送能力[1-3]。從20世紀(jì)50年代至今,管線鋼的強度級別每10 a就會提升一次。1988年,日本SMI公司首次公開報道了X100管線鋼的研究成果[4],隨后X100管線鋼得到了大量研究?，F(xiàn)有研究結(jié)果表明,采用控制軋制、控制冷卻技術(shù)生產(chǎn)的X100管線鋼同時具備優(yōu)良的沖擊韌性和高的強度[5]。

在管線鋼管的成型焊接和管線鋪設(shè)焊接過程中,焊接熱影響區(qū)不同區(qū)域因距熱源的距離不同,經(jīng)歷了不同峰值溫度的焊接熱循環(huán),形成了不同的顯微組織,相應(yīng)的性能也各不相同,并且很難保證其具有與母材相同的強韌性。X100管線鋼的焊接熱影響區(qū)按照峰值溫度從高到低可依次劃分為粗晶區(qū)、細晶區(qū)、臨界區(qū)和亞臨界區(qū)[6]。目前,很多學(xué)者針對X100管線鋼熱影響區(qū)的組織和性能進行了研究,但是研究方向主要集中在焊接熱輸入對焊接接頭整個熱影響區(qū)組織和性能的影響上[7-12],而對于熱影響區(qū)不同區(qū)域的研究還不多見。X100管線鋼熱影響區(qū)各個區(qū)域非常狹窄,很難單獨取出進行相應(yīng)的試驗研究。為了解決這一問題,可以利用焊接熱模擬技術(shù)對較大的試樣進行與實際焊接時相同或相近的熱循環(huán),使試樣的組織狀態(tài)與需要研究的熱影響區(qū)特定部位相同或相近,以便于進行力學(xué)性能測試和組織分析?；诖?作者采用Gleeble-3500型熱模擬試驗機在不同峰值溫度下對X100管線鋼試樣進行單道焊熱模擬試驗,研究了不同峰值溫度下的組織和沖擊韌性,分析了沖擊韌性與峰值溫度的關(guān)系。這對于合理制定X100管線鋼的焊接工藝具有重要意義。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為國內(nèi)某鋼廠生產(chǎn)的X100管線鋼卷板,板厚為14.8 mm,化學(xué)成分見表1,屈服強度為665 MPa,抗拉強度為740 MPa,斷后伸長率為25%,屈強比為0.90。由圖1可知,X100管線鋼的組織為粒狀貝氏體和少量的多邊形鐵素體,粒狀貝氏體中均勻分布著細小的點狀馬氏體-奧氏體(MA)組元。在板厚中間部位切取尺寸為11 mm×11 mm×80 mm 的熱模擬試樣,試樣長度方向垂直于鋼板的軋制方向。采用Gleeble-3500型熱模擬試驗機對試樣進行單道焊熱模擬試驗。X100管線鋼的共析轉(zhuǎn)變溫度為712℃,奧氏體化溫度為911℃,根據(jù)已有的研究成果[13],選取1 300,950,850,650℃分別作為熱影響區(qū)粗晶區(qū)、細晶區(qū)、臨界區(qū)和亞臨界區(qū)的峰值溫度,同時為了研究粗晶區(qū)的組織、性能隨峰值溫度的變化規(guī)律,增加了峰值溫度1 100℃[13],該溫度為粗晶區(qū)的初始轉(zhuǎn)變溫度。熱模擬試驗時的熱輸入為25 kJ·cm-1,加熱速率為130℃·s-1,1 300,1 100,950,850℃峰值溫度下的冷卻時間為32 s,而650℃峰值溫度下的冷卻時間為22 s。

圖1 X100管線鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of X100 pipeline steel

表1 X100管線鋼的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of X100 pipeline steel

熱模擬試驗完成后,在試樣上截取金相試樣,經(jīng)砂紙磨制后拋光,用體積分數(shù)4%的硝酸乙醇溶液腐蝕,在RECHART MEF3A 型光學(xué)顯微鏡上觀察顯微組織。試樣經(jīng)機械研磨至50μm 厚后,制成直徑3 mm 的圓片試樣,在雙噴電解裝置上采用體積分數(shù)10%高氯酸+90%醋酸混合溶液進行雙噴減薄,電壓為120 k V,采用JEM-200CX型透射電鏡進行微觀形貌觀察。按照GB/T 229-2007,將試樣加工成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm 的V型缺口試樣,在NI500C型電子測力沖擊試驗機上進行夏比沖擊試驗,采用無水乙醇作為冷卻介質(zhì),試驗溫度為-20℃,保溫時間為10 min。采用JSM-6390A型掃描電鏡(SEM)觀察沖擊斷口形貌。將沖擊斷口試樣的塑性變形區(qū)切掉,用砂紙將切割面打磨并拋光成光亮的平面,即得到硬度測試試樣。在HSV-20型維氏硬度計上進行硬度測試,載荷為98 N,保載時間為10 s,測3次取平均值。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出,粗晶區(qū)(峰值溫度1 300℃)晶粒粗大,原奧氏體晶界清晰,晶粒內(nèi)部分布著粗大的板條狀貝氏體。粗晶區(qū)緊鄰焊縫,其晶粒粗大的原因是加熱溫度很高且在高溫階段的時間較長,含鈦、鈮、釩等元素的碳氮化物大量溶解在基體中,失去釘扎晶界的作用,致使奧氏體晶粒嚴(yán)重長大[6]。大尺寸的奧氏體晶粒會增加過冷奧氏體轉(zhuǎn)變的穩(wěn)定性,并導(dǎo)致非平衡低溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物板條狀貝氏體增多[13]。當(dāng)峰值溫度為粗晶區(qū)初始轉(zhuǎn)變溫度1 100℃時,盡管焊接過程在高溫階段的停留時間很短,但此溫度接近鋼的固相線溫度,奧氏體晶粒仍然會長大?？梢钥吹皆诜逯禍囟? 100℃下晶界上連續(xù)分布著細小的多邊形鐵素體,晶粒內(nèi)部分布著數(shù)量較少的點狀M-A 組元。焊接過程中細晶區(qū)的峰值溫度(950℃)高于鋼的奧氏體化溫度,因此晶粒發(fā)生完全再結(jié)晶,冷卻后得到的奧氏體晶粒細小且尺寸較均勻,晶粒中彌散分布著點狀M-A 組元,組織較均勻。焊接過程中臨界區(qū)的峰值溫度(850℃)介于共析轉(zhuǎn)變溫度與奧氏體化溫度之間,此區(qū)域的晶粒發(fā)生部分再結(jié)晶,因此最終組織為再結(jié)晶后形成的細小奧氏體晶粒和未發(fā)生再結(jié)晶的粒狀貝氏體,粒狀貝氏體中分布著M-A 組元。焊接過程中亞臨界區(qū)的峰值溫度(650℃)低于共析轉(zhuǎn)變溫度,該溫度下焊接熱循環(huán)相當(dāng)于對材料進行了一次短時高溫回火,和母材相比該區(qū)域組織未發(fā)生變化,仍然為粒狀貝氏體和少量的多邊形鐵素體,粒狀貝氏體中均勻分布著細小的點狀M-A組元。

圖2 不同峰值溫度下X100管線鋼的顯微組織Fig.2 Microstructures of X100 pipeline steel at different peak temperatures

2.2 沖擊韌性

由圖3可知,隨著焊接熱循環(huán)時峰值溫度的升高,X100管線鋼的沖擊吸收功整體呈下降趨勢,且均低于母材。粗晶區(qū)(峰值溫度1 300℃)的沖擊吸收功只有163.8 J,與母材相比下降了42.6%,表現(xiàn)為嚴(yán)重的脆化。粗晶區(qū)的粗大晶粒容易誘發(fā)顯微裂紋,使得阻止裂紋擴展的能力很弱[14],從而導(dǎo)致該區(qū)域的沖擊韌性下降。由圖4可以看出,粗晶區(qū)晶界處存在塊狀M-A組元(箭頭位置所示)。M-A 組元是一種典型的脆性組織,與鐵素體基體的強度存在差異。當(dāng)材料受外力作用時,鐵素體基體會發(fā)生明顯滑移而產(chǎn)生塑性變形,但是M-A組元會保持原有形態(tài)而阻礙鐵素體基體的塑性變形;當(dāng)位錯運動到M-A組元和鐵素體基體之間的界面時,由于MA組元對位錯的阻礙作用而造成位錯塞積以及局部應(yīng)力集中,導(dǎo)致M-A組元易于與基體分離并萌生微裂紋,從而損害材料的韌性[15-16]。當(dāng)峰值溫度為1 100℃,粗晶區(qū)的晶界上產(chǎn)生多邊形鐵素體。多邊形鐵素體的強度較低,在沖擊載荷作用下,晶界區(qū)域容易發(fā)生應(yīng)力集中,當(dāng)應(yīng)力集中達到一定程度時就會在晶界上產(chǎn)生微裂紋并沿著晶界擴展[5],因此此時沖擊韌性也下降明顯。細晶區(qū)的晶粒尺寸較均勻,材料在外力作用下的變形能夠均勻地分配到每個晶粒上,應(yīng)力集中效果削弱;此外,均勻分布的點狀M-A組元對基體的割裂作用小,所以細晶區(qū)的沖擊韌性損失并不多[6]。臨界區(qū)的晶粒大小不均勻,在外力作用下尺寸較小的晶粒不容易發(fā)生變形,從而產(chǎn)生應(yīng)力集中;當(dāng)應(yīng)力達到材料的斷裂強度時裂紋便萌生并失穩(wěn)擴展,導(dǎo)致材料斷裂,因此臨界區(qū)的沖擊吸收功較低。亞臨界區(qū)在焊接過程中經(jīng)歷了一次短時高溫回火,組織未發(fā)生變化,因此沖擊韌性變化不大。

圖3 X100管線鋼的沖擊吸收功與峰值溫度的關(guān)系曲線Fig.3 Curves of impact absorption energy vs peak temperture of X100 pipeline steel

圖4 1 300℃峰值溫度下X100管線鋼的TEM 形貌Fig.4 TEM morpholgy of X100 pipeline steel at peak temperture of 1 300℃

由圖5可以看出,X100管線鋼熱影響區(qū)不同區(qū)域沖擊斷口的形貌差別較大。1 300℃峰值溫度下粗晶區(qū)的斷口形貌為典型的解理斷裂,解理臺階呈扇形,表明此斷口在斷裂時經(jīng)歷的塑性變形小,位錯塞積程度嚴(yán)重,一旦萌生裂紋便快速擴展,從而導(dǎo)致其沖擊韌性很低[17]。1 100℃峰值溫度下的粗晶區(qū)沖擊斷口形貌以準(zhǔn)解理為主,在準(zhǔn)解理平面周圍有很多撕裂棱。撕裂棱的存在說明此時材料發(fā)生了微觀塑性變形,沖擊韌性比1 300℃峰值溫度下的粗晶區(qū)略好。細晶區(qū)和臨界區(qū)沖擊斷口形貌以韌窩為主,韌窩小而淺,局部區(qū)域存在撕裂棱,說明這2個區(qū)域的沖擊韌性較好。亞臨界區(qū)沖擊斷口形貌為典型的韌窩,韌窩很深,表明此區(qū)域在斷裂時發(fā)生了明顯的塑性變形,沖擊韌性最好。

圖5 不同峰值溫度下X100管線鋼的沖擊斷口形貌Fig.5 Impact fracture morphology of X100 pipeline steel at different peak temperatures

2.3 硬 度

由圖6可以看出,X100管線鋼熱影響區(qū)不同區(qū)域的硬度與母材相比變化不大,分布在229.0～271.7 HV 之間。細晶區(qū)、臨界區(qū)、亞臨界區(qū)以及1 100℃峰值溫度下粗晶區(qū)的硬度都未超過母材,且亞臨界區(qū)的硬度最低;1 300℃峰值溫度下粗晶區(qū)的硬度高于母材,為271.7 HV,與母材相比提高了8.85%。粗晶區(qū)的冷卻速率快,導(dǎo)致焊后組織中產(chǎn)生的M-A組元含量較高,而M-A組元含有硬度較高的馬氏體,因此粗晶區(qū)硬度較高。亞臨界區(qū)經(jīng)歷了高溫回火,其內(nèi)部的應(yīng)力得以釋放,因此硬度較低。

圖6 X100管線鋼的硬度隨峰值溫度的變化曲線Fig.6 Curves of hardness vs peak temperature of X100 pipeline steel

3 結(jié)論

(1)X100管線鋼熱影響區(qū)粗晶區(qū)(峰值溫度1 300℃)晶粒嚴(yán)重長大,且其內(nèi)部分布著粗大的板條狀貝氏體,晶界處存在塊狀M-A 組元,與母材相比,沖擊吸收功下降了42.6%,是熱影響區(qū)韌性最差的區(qū)域。細晶區(qū)的晶粒發(fā)生完全再結(jié)晶,奧氏體晶粒細小且尺寸較均勻,晶粒中彌散分布著點狀MA組元,沖擊吸收功損失不大。臨界區(qū)的晶粒發(fā)生部分再結(jié)晶,晶粒大小不一,沖擊吸收功下降了16.4%。與母材相比,亞臨界區(qū)的組織未發(fā)生變化,沖擊韌性變化不大。

(2)1 300℃峰值溫度下粗晶區(qū)的斷口形貌為典型的解理斷裂,1 100℃峰值溫度下的粗晶區(qū)沖擊斷口形貌以準(zhǔn)解理為主,在準(zhǔn)解理平面周圍有很多撕裂棱,細晶區(qū)和臨界區(qū)沖擊斷口形貌以韌窩為主,且韌窩小而淺,局部區(qū)域存在撕裂棱,亞臨界區(qū)沖擊斷口形貌為典型的韌窩。

(3)X100管線鋼熱影響區(qū)不同區(qū)域的硬度與母材相比變化不大,其中亞臨界區(qū)的硬度最低,只有粗晶區(qū)的硬度超過母材,達到271.7 HV,與母材相比提高了8.85%