x100管線鋼焊接熱影響區的組織性能(文件)

　

【正文】 X100 的焊接熱影響區方面的報道較少，而且在一些研究中，人們往往也只是重視焊接熱影響粗晶區的性能變化。 管線鋼的研究進展19 世紀末，輸送油氣用的大口徑鋼管首先在美國發展起來。這種鋼突破了傳統鋼的觀念，碳含量為 %～ %，在鋼中加入了小于 %的 Nb、 V、Ti 等微合金元素，并通過控制軋制工藝顯著改善了鋼的力學性能。自 1959 年微合金鋼開始在管線鋼上應用以來國際上對管線鋼的研究與生產也進行了五十多年。自上世紀60 年代，隨著輸送壓力和輸送管徑的增大，管線鋼的強度級別要求也越高，人們開始采用低合金高強度鋼(HighStrengthLowAlloySteels ，簡稱 HSLAsteels)代替普通碳鋼，并通過控制軋制和控制冷卻技術進一步提高材料的強韌性。X80 鋼管在德國、加拿大、日本等國己具備規模生產的能力，并已應用到多條管線中。一些著名的石油公司和管道公司在本世紀初進行了 Xl00 鋼級和 X120 鋼級管道的工業性試驗。從材料顯微組織學歸類，有四種基本組織類型的管線鋼，即鐵素體一珠光體(FerritePearlite，簡寫為 FP)管線鋼、針狀鐵素體(AeieularFerrite 簡寫為 AF)管線鋼、貝氏體馬氏體 (BainiteMartensite,簡寫為 BM)管線鋼和回火索氏體(Tempered Sorbite，簡寫為 S)管線鋼。針狀鐵素體管線鋼是第二代微合金管線鋼，強度級別可覆蓋 X60~X100。其基本成分是5 / 32CMn，通常含碳量為 ~%,含錳量為 ~%，一般采用熱軋或正火熱處理。鐵素體一珠光體管線鋼典型的光學顯微組織形態如圖 13,透射電子顯微組織如圖 14。（3）貝氏體馬氏體通過低 C，MnCuNiMoNbTi 的多元合金設計和先進的 TMCP 技術，X100 管線鋼可獲得全部針狀鐵素體組織。在 LB 的板條內分布著微細的具有六方點陣的 ε碳化物，些碳化物平行排列并與板條長軸呈 55176。LB 和 M 板條內有高密度的位錯。在不到 10 年的時間里，中國 X6X70 管線鋼就己從試制發展到大規模的工程應用。近年來，X80 管線鋼的研究和開發取得了重要進展。2022 年鞍山鋼鐵公司在國內率先報道了 Xl00 的研究成果，其 Xl00 管線鋼寬厚板及卷制的直縫焊管順利通過了國內權威科研機構一中石油管材研究所實驗評價。（2）管線鋼的國外研究現狀1985 年，德國 Mannesmann 公司成功研制了 X80 鋼級管線鋼，并鋪設了 312 km 的試驗管道。1998 年，Transcanada 開始著手 X100 管線鋼開發及應用等方面的研究。目前，新日鐵成功地開發了具有劃時代意義的熱影響區細晶粒超高強韌技術(HTUFF)，生產了具有高 HAZ 韌性型和高均勻延伸率型的 X100 鋼管。目前國際上已建的 X80~X120 鋼級管線項目如表 11 所示 [12,13]。HAZ 的寬度很小，一般只有幾毫米 ，并在這幾毫米的范圍內包括有幾個組織和性能不同的特定區域。但是，由于焊接過程具有本身的待點，這就給焊接時的組織轉變帶來了它的待殊性。(2) 加熱的速度快。(4) 自然條件下連續冷卻。熱處理時工件是在爐中整體加熱，而焊接時只是局部集中加熱，并且隨熱源的移動，被加熱的范圍也在隨之移動。特別是熱影響區的晶粒粗化和組織結構的變化將使得熱影響區的性能與母材性能相比，嚴重下降，焊接熱影響區不再具有母材的許多優異性能，特別是韌性可能會降低20%～30%，粗晶區的韌性值甚至可能會下降 70%～80% [15]。該區緊鄰焊縫，溫度范圍在固、液相之間。由于加熱溫度很高，金屬處于過熱狀態，奧氏體晶粒發生急劇長大，冷卻后得到粗大的組織。由于在加熱和冷卻過程中發生相變重結晶，因而組織得以細化 [17]。低于 A1 的溫度對母材的組織不產生實質性的影響。粗晶區具有最高的硬度值和最低的斷裂韌性值。對 X80 管線鋼進行熱模擬、金相顯微鏡和透射電鏡分析后表明， X80 級抗大變形管線鋼焊接粗晶區組織類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 種類型，X80 管線鋼焊接熱影響區粗晶區沖擊韌性較差，存在嚴重脆化，粗晶區脆化是由于晶粒的粗化以及 MA 組元數量增多造成的；隨著 t8/5 的增加，粗晶區的沖擊韌性和硬度隨之降低；峰值溫度越高，X80 級管線鋼的組織越粗大、韌性越低；中間臨界區是焊接熱影響區中另外一個韌性較薄弱的區域。X100 級管線鋼焊接粗晶區組織主要有粗大的粒狀貝氏體、貝氏體鐵素體和馬氏體。有研究表明鎂合金化對 HAZ 的優化影響，提出了又一種提高 HAZ 區性能的方法 [21,22]。同時，溫度也強烈影響鋼的 HAZ 區的晶粒大小，即組織性能。在中等焊接熱輸入下(20kJ/cm)，管線鋼 CGHAZ 組織形態有所不同。在高的焊接熱輸入下( 50 kJ/cm)，由于冷卻速度的降低，管線鋼的組織形態發生了明顯的變化。 管線鋼焊接熱影響區的粗晶區局部脆化現象以高壓、大管徑和面對惡劣環境為特征的管道工業與以微合金化、超純凈冶煉和現代控軋控空冷技術為特征的冶金工業相互促進，共同發展，把管道工業推進了一個新的發展時期。焊接過程是一個特殊的局部加熱與冷12 / 32卻過程，它的加熱速度快、加熱溫度高、高溫停留時間短、冷卻速度范圍較廣，相變過程是在局部、有應力約束條件下進行的。在雙面焊和多道焊二次焊接熱循環中，按其經 歷 熱 循 環 的 差 異，可 分 為 亞 臨 界 粗 晶 區( SCGHAZ) 、臨界粗晶區 ( IRCGHAZ) 、過臨界粗晶區( SCCGHAZ) 和未變粗晶區( UACGHAZ) 。同時，由于焊接粗晶區處在焊縫和母材的過渡地帶，不僅具有明顯的物理和化學的不均勻性，而且還經常存在由于焊趾和焊根處出現咬邊和裂紋等幾何不均勻性所造成的應力集中，因而焊接粗晶區是整個焊接接頭中的一個薄弱環節。測試結果表明，相對于母材而言，焊接臨界粗晶區的局部脆化使管線鋼的韌性損失可達 70%，被稱為焊接接頭的局部脆化區。(a) 粗晶脆化管線鋼在焊接過程后形成的的粗大組織主要是奧氏體晶粒長大形成的，這一過程受到多種因素的影響。當峰值溫度大于1300℃時，CGHAZ中奧氏體晶粒尺寸明顯長大，從而導致了粗晶脆化。因而當二次熱循環的峰值溫度處于(α+γ)兩相區時，雖然部分晶粒發生了重結晶，但組織并未得到細化，表現為組織遺傳現象。不穩定的低碳區和高碳區形成，這是因過冷奧氏體發生碳濃度起伏。由于在(α + γ)兩相區內，α相形成的過程是一個向外滲碳的過程，因而使得這時形成的γ相的含碳量高于單相γ區，這一部分 γ相就會形成較大的富碳 γ區。 本文的研究內容綜上所示，X100 管線鋼的應用具有巨大的經濟效益 ,可很大程度上降低長距離14 / 32油氣管線的成本。本實驗利用Gleeble3500 熱力學模擬試驗機，研究了 X100 級管線鋼在不同焊接熱循環條件下，焊接粗晶區組織形態的變化規律，為制定正確焊接工藝，避免熱影響區缺陷的產生，特別是 X100 級管線鋼的實際應用提供有參考價值的理論依據。X80 管線鋼母材的常規力學性能如表 22。母材原始組織為粒狀貝氏體和少量的多邊形鐵素體，粒狀貝氏體中細小且均勻分布的MA組元具有提高基體強度和硬度的作用。然而熱影響區中的各區段非常狹窄，很難單獨取出進行相應的試驗研究。本論文采用 Gleeble3500 型力、熱模擬實驗機對試樣進行與實際熱工藝過程相同或相近的熱循環，從而研究大變形管線鋼及其熱影響區特定熱過程的組織和性能，為冶金部門研制優良抗變形性的管線鋼材提供可靠的實驗數據，為焊接工程(如制管和管道現場安裝) 選擇最佳焊接工藝參數，保證母材和熱影響區性能滿足工程需要。它自 1946 年在美國倫塞勒工學院 (RPI)第一臺樣機誕生并成立DSI(Dynamicystems lnc．)至今，經過近 60 年的不斷修改與完善，已經發展為計算機控制的電液伺服閉環系統。因此，可用計算機實現兩個閉環控制。由于集膚效應較小，故整個加熱區中間部位溫度均勻，徑向溫度梯度很小。最快可以達到 1000mm/s 的移動速度。(3) 熱循環參數的含義焊接熱循環其主要的參數有：加熱速度 ω H、峰值溫度 Tmax、高溫停留時間 tH、冷卻速度 ω C 或冷卻時間 tC，如圖 33。② 峰值溫度 maxT熱循環的峰值溫度 即加熱階段的最高加熱溫度。③ 高溫停留時間 Ht18 / 32高溫停留時間 一般是指在相變溫度以上停留的時間。在試驗研究工作中，測定瞬時溫度的冷卻速度會帶來較大的誤差。厚大焊件（點熱源）： （2atreET420????1）薄板（線熱源）： （2atyetcET42/10)(??????2） 式中 E——焊接線能量（J/cm） ；——導熱系數[J/（.℃）]；λc——比熱容[J/（g.℃）]；?——密度（ ）；3/gcma——熱擴散率， )/(/a2sc???；——板厚（cm）；δ——厚焊件上某點距熱源運行軸線的垂直距離， （cm）；0r 00zyr??y——薄板上某點距熱源運行軸線的垂直距離(cm)；t——熱源到達所求點所速在的截面的傳熱時間（s ）。0③ 瞬時冷卻速度 的計算c? 根據公式當 =0， =0，則分別化為：0r0y 厚大焊件（點熱源） （28）tET??2? 薄板（線熱源） （29）2/1)(tc??如果求冷至某一溫度 的瞬時冷卻速度 ，由 ，即對式進行微分即ctcwtTc??/可求得： 厚大焊件20 / 32 （210 ）ET20ccw）（????薄板 （211）230cc)/(2w????ET）（ ??式中 ：該冷卻速度的瞬時溫度（℃） ；cT ：焊件的初始溫度（或預熱溫度） （℃） 。對于上述冷卻速度的計算公式，主要是從傳熱理論推導而來，由于各種影響因素的復雜性，因此計算公式的誤差較大。在管線鋼領域，通常以夏比沖擊實驗對韌性進行測試和評價。試樣尺寸如圖 23 所21 / 32示。實驗具體步驟如下：① 先將熱處理后的試樣加工成如圖 22 中的樣子，開 V 型缺口。圖 22 夏比 V 型缺口沖擊試樣 硬度試驗硬度是衡量金屬材料軟硬程度的一種性能指標。22 / 32 顯微組織分析實驗金相檢驗是觀察和分析金屬微觀組織結構及其缺陷的重要手段。顯微組織不同，材料的性能也不同。23 / 32第三章 X100 管線鋼熱影響區的組織性能研究 熱模擬試驗為了獲取大變形管線鋼焊接熱影響區不同區域的組織，采用Gleeble3500型熱模擬試驗機對試驗鋼進行單道焊的焊接熱模擬試驗。Comment [U1]: 一篇論文中表格形式一致Comment [U2]: 圖寬不能大于 圖和注在同一頁24 / 32圖 32 HAZ不同峰值溫度熱循環曲線 硬度試驗X100管線鋼的焊接熱影響區在不同峰值溫度下的硬度試驗結果如表33 所示，其韌性變化規律如圖33所示。 沖擊試驗X100管線鋼焊接熱影響區在不同峰值溫度下的沖擊韌性試驗結果如表 34所示，其韌性變化規律如圖34所示。 顯微組織分析X100 管線鋼的光學顯微組織如圖 35 所示。在沖擊載荷作用下，晶粒大小不均勻處容易產生應力集中，導致韌性下降。原奧氏體晶粒的晶界清晰，粗大的板條貫穿奧氏體晶粒甚至穿過晶界，板條之間的縫隙為裂紋擴展提供了便利，因而該區的韌性損失最為嚴重。回想在大學求學的四年，心中充滿無限感激和留戀之情。除了敬佩張老師的專業水平外，他的治學嚴謹和科學研究的精神也是我永遠學習的榜樣，并將積極影響我今后的學習和工作。 還要感謝大學四年來所有的老師，為我們打下了專業知識基礎；同時還要感謝學長學姐們，正是因為有他們的幫助，此次畢業設計才會順利完成。焉得諼草，言樹之背，養育之恩，無以回報。謹向我的論文指導老師張驍勇老師致以最誠摯的謝意。（2）峰值溫度為 650℃的焊接熱循環相對于讓母材經歷了一個回火過程，因此韌性較好；當峰值溫度為 850℃時，組織發生部分重結晶，得到的組織中晶粒大小不一致，容易產生應力集中，導致韌性下降；當峰值溫度為 950℃時，基體發生完全重結晶，此時晶粒尺寸較大，導致韌性下降，但由于基體中晶粒大小較為一致，所以韌性與 850℃相比稍有提高；當峰值溫度為 1100℃時，晶粒明顯長大，晶粒內部的 MA 組元聚集在一起，導致韌性有較大幅度下降；當峰值溫度為 1300℃時，韌性明顯下降，這是由粗大的晶粒和晶粒內粗大的板條束造成的。當