賀龍威1，衣東旭1，謝 偉1，；崔國(guó)慶1，李 偉1，趙鵬志2

（1.海洋石油工程（青島）有限公司，山東青島，2665202.海洋石油工程（珠海）有限公司，廣東珠海，214408）

0 引言

X80鋼成分設(shè)計(jì)的思路是低碳微合金化，以低碳的Mn-Nb-Ti系或Mn-Nb-V（Ti）系為主，適量添加Ni、Mo、Cu等合金元素［1］（見(jiàn)表1），典型的碳含量為0.04%～0.08%，有些X80管線鋼含碳量達(dá)到0.02%的超低碳水平，微合金化元素主要指Ti、Nb和V等強(qiáng)烈碳氮合化物形成元素。X80管線鋼的典型組織為針狀鐵素體（如圖1所示），針狀鐵素體在組織中成板條束形態(tài)，板條束由相互平行的板條組成，通過(guò)細(xì)晶強(qiáng)化、位錯(cuò)強(qiáng)化、相變強(qiáng)化和沉淀強(qiáng)化來(lái)提高強(qiáng)度和改善韌性［2］。

表1 X80鋼化學(xué)成分（wt，%）

1 X80鋼熱影響區(qū)脆化

經(jīng)歷焊接熱循環(huán)后，X80熱影響區(qū)性能會(huì)惡化，特別是韌性顯著降低，發(fā)生局部脆化。X80熱影響粗晶區(qū)和多層多道焊的再熱臨界粗晶區(qū)都會(huì)發(fā)生局部脆化，韌性相對(duì)母材下降。粗晶區(qū)脆化的主要原因是在焊接熱循環(huán)的作用下晶粒粗化、形成脆性組織和引起脆化的馬氏體-奧氏體（M-A）組元；臨界粗晶區(qū)脆化的主要原因是在二次熱循環(huán)的作用下形成粗大、富碳的M-A組元和組織遺傳。

圖1 X80鋼金相組織圖

1.1 粗晶脆化

粗晶區(qū)因晶粒長(zhǎng)大而引起脆化是很多不易淬火鋼焊接時(shí)不可避免的問(wèn)題，對(duì)控扎態(tài)的X80鋼也是常發(fā)生的（如圖2所示）。當(dāng)材料加熱超過(guò)一定溫度，隨著加熱溫度升高和保溫時(shí)間延長(zhǎng)，晶粒遵循一定的規(guī)律長(zhǎng)大。根據(jù)金屬學(xué)原理，晶粒長(zhǎng)大是相互吞并、晶界遷移的過(guò)程。在焊接連續(xù)加熱與冷卻過(guò)程中，晶粒長(zhǎng)大具有熱慣性，即晶粒不僅在加熱時(shí)長(zhǎng)大，而且冷卻時(shí)也長(zhǎng)大，冷卻階段晶粒長(zhǎng)大占全部晶粒長(zhǎng)大的20%左右［3］。奧氏體晶粒大小隨著高溫停留時(shí)間tH和冷卻時(shí)間t8／5變化而變化，隨著二者的延長(zhǎng)，晶粒尺寸顯著增加。為了限制晶粒粗化，應(yīng)嚴(yán)格控制tH和t8／5。調(diào)整線能量及預(yù)熱溫度都可改變t8／5，而為了控制tH，主要是調(diào)整線能量，預(yù)熱溫度影響很小。采用小線能量和適當(dāng)?shù)念A(yù)熱溫度獲得理想熱循環(huán)，這樣可以在一定程度上防止晶粒長(zhǎng)大［4］。

晶粒長(zhǎng)大嚴(yán)重惡化材料韌性，通常情況，晶粒越粗，則韌脆轉(zhuǎn)變溫度越高。根據(jù)N.J.petch的研究，材料脆性斷裂應(yīng)力隨晶粒尺寸的增大而減小。

1.2 組織脆化

X80鋼焊接粗晶區(qū)主要由板條束狀貝氏體和粒狀貝氏體組成［5］，二者都為奧氏體中溫轉(zhuǎn)變產(chǎn)物。板條束狀貝氏體的韌性主要取決于板條束的大小，如果板條束粗大、平行，板條束界平直，甚至穿越整個(gè)原始奧氏體晶粒，促進(jìn)裂紋的擴(kuò)展，將使材料的韌性降低。

圖2 粗晶區(qū)顯微組織

1.3 M-A組元脆化

一般情況下，粒狀貝氏體的韌性取決于貝氏體鐵素體及“島狀”組織這兩部分，這里的“島狀”組織可能是馬氏體、M-A組元、碳化物或以上幾種產(chǎn)物共存，在X80鋼中常為M-A組元［6］。M-A組元存在于貝氏體組織的鐵素體基體上或鐵素體板條之間，M-A組元的形狀、尺寸對(duì)粒狀貝氏體的韌性有很大影響［7］。條狀的M-A組元與其它形狀相比更容易誘發(fā)裂紋［8］，韌性較差。當(dāng)MA組元的平均弦長(zhǎng)大于2μm時(shí)，就達(dá)到格里菲斯裂紋的臨界尺寸［9］，會(huì)損壞材料的韌性。當(dāng)M-A組元數(shù)量較少，以細(xì)小彌散分布于鐵素體基體上，可以同時(shí)提高材料的韌性和強(qiáng)度。通常認(rèn)為，當(dāng)鋼中具有粒狀貝氏體時(shí)，韌性很差，是一種有害組織。

M-A組元一般是局部富碳奧氏體在中等冷卻速度下形成的高碳馬氏體與殘余奧氏體的混合物，由鐵素體包圍著的島狀富碳奧氏體區(qū)低溫時(shí)，一部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，另一部分保持為殘余奧氏體，即形成M-A組元。熱影響區(qū)存在M-A組元時(shí)，脆性增加，其原因在于富碳?xì)堄鄪W氏體在焊接連續(xù)冷卻條件下易形成孿晶馬氏體，并在界面上產(chǎn)生微裂紋，沿M-A組元的邊界擴(kuò)展［10］。

M-A組元的形成主要受化學(xué)成分和冷卻條件的影響，奧氏體的含碳量高，冷卻速度較快時(shí)，奧氏體將轉(zhuǎn)變成孿晶馬氏體，冷卻速度較慢時(shí)奧氏體會(huì)分解為鐵素體和Fe3C，只有在中等冷速下易于形成M-A組元。材料的合金化程度也會(huì)影響M-A組元的形成，合金化程度較高時(shí)，奧氏體穩(wěn)定性較大，因而不易形成M-A組元［11］。

研究表明，M-A組元的形狀、數(shù)量、尺寸和分布是韌性的決定因素。隨M-A組元體積分?jǐn)?shù)的減少，間距的增加，韌性提高。條狀M-A組元與其它形狀相比更容易誘發(fā)裂紋和促進(jìn)裂紋擴(kuò)展，損壞材料韌性［12］。MA組元的平均弦長(zhǎng)是引起脆化的重要因素，一般認(rèn)為M-A組元尺寸大于2μm時(shí)，達(dá)到格里菲斯臨界裂紋尺寸，使材料脆化。

1.4 組織遺傳脆化

當(dāng)二次熱循環(huán)的峰值溫度處于相變重結(jié)晶區(qū)時(shí)，一次粗晶區(qū)組織發(fā)生了重結(jié)晶，但其晶粒并未細(xì)化，表現(xiàn)為組織遺傳。一次焊接熱循環(huán)粗晶區(qū)的非平衡組織與母相保持一定的位向關(guān)系，當(dāng)這些非平衡組織經(jīng)受AC3至1 100℃溫度區(qū)間的二次熱循環(huán)時(shí)，新生奧氏體的形核和長(zhǎng)大有一定取向，使新生的奧氏體繼承了一次熱循環(huán)的粗大組織，雖然發(fā)生了相變重結(jié)晶，但組織并未得到細(xì)化，可以看到清晰的奧氏體邊界效應(yīng)，這是組織遺傳現(xiàn)象的表現(xiàn)。

2 X80鋼熱影響區(qū)軟化

經(jīng)過(guò)焊接熱循環(huán)后，X80鋼熱影響區(qū)發(fā)生軟化，最低硬度出現(xiàn)在臨界熱影響區(qū)和亞臨界熱影響區(qū)［13］。其原因是，在焊接熱循環(huán)作用下，不僅晶粒粗化，而且在熱影響區(qū)發(fā)生相變，再結(jié)晶，晶?；貜?fù)以及第二相質(zhì)點(diǎn)溶解、粗化。X80級(jí)及以上級(jí)別的管線鋼，HAZ的軟化則比較明顯，線能量越大，熱影響區(qū)硬度就越低，軟化現(xiàn)象就越嚴(yán)重［14］，特別是大線能量的多絲埋弧焊焊接縱向焊縫或螺旋焊縫時(shí)，應(yīng)該引起重視。拉伸強(qiáng)度和軟化區(qū)相對(duì)寬度H0／t0（H0為軟化區(qū)寬度，t0為板厚）有很大關(guān)系，當(dāng)H0／t0＜0.2時(shí)，盡管存在軟化區(qū)，接頭的拉伸強(qiáng)度都高于母材強(qiáng)度，如果H0／t0＞0.3時(shí)，接頭的拉伸強(qiáng)度低于母材強(qiáng)度的95%。熔化極氣體保護(hù)電弧自動(dòng)焊的軟化寬度小于焊條電弧焊的軟化寬度。減小焊接線能量可以減小軟化程度和寬度，但是隨著Mn、Mo、Nb和Ni等沉淀強(qiáng)化元素含量的增加，使焊接熱影響區(qū)有軟化的傾向。

3 X80鋼焊接工藝方法

隨著管線鋼強(qiáng)度級(jí)別的提高，焊縫金屬與母材的匹配就變得困難，在焊接方法與設(shè)備選擇方面也變得困難。對(duì)于X80鋼焊接，常用的焊接方法有焊條電弧焊（SMAW）、熔化極氣體保護(hù)焊（GMAW）、藥芯焊絲半自動(dòng)焊（FCAW）和埋弧焊（SAW），前三種焊接方法常用于現(xiàn)場(chǎng)環(huán)焊縫焊接，埋弧焊主要用于制管焊接，如直縫埋弧焊管和螺旋埋弧焊管。

SMAW靈活簡(jiǎn)便、適應(yīng)性強(qiáng)，同時(shí)由于焊條工藝性能的不斷改進(jìn)，其熔敷效率、力學(xué)性能仍能滿足當(dāng)今工程建設(shè)的需要，在許多場(chǎng)合下是自動(dòng)焊方法所不可替代的?，F(xiàn)場(chǎng)焊接時(shí)，SMAW采用纖維素型焊條打底，抗風(fēng)性能好，操作適應(yīng)性強(qiáng)，能保證良好的根部焊透，焊接速度快、凝固快、脫渣性好。纖維素型焊條可與自保護(hù)藥芯焊絲半自動(dòng)焊工藝相匹配，也可用于自動(dòng)焊工藝的根部焊接［15］。

GMAW在焊縫金屬和母材強(qiáng)度匹配方面比SMAW更具優(yōu)勢(shì)，而且效率高，易與自動(dòng)超聲波監(jiān)測(cè)系統(tǒng)配合［16］。采用脈沖GMAW工藝除了能獲得較高的焊縫強(qiáng)度之外，還能減小飛濺和變形。

藥芯焊絲與實(shí)芯焊絲相比具有熔敷速度快、焊接質(zhì)量好、經(jīng)濟(jì)效益高以及對(duì)各種管材的適應(yīng)性強(qiáng)等優(yōu)點(diǎn)。因此，藥芯焊絲半自動(dòng)焊作為一種重要的管道現(xiàn)場(chǎng)焊接方法在X80鋼管道環(huán)焊縫的現(xiàn)場(chǎng)焊接中也得到了廣泛應(yīng)用。

4 結(jié)論

詳細(xì)分析了X80鋼的焊接熱影響區(qū)性能變化特點(diǎn)，X80鋼焊接時(shí)熱影響區(qū)會(huì)出現(xiàn)脆化和軟化。熱影響區(qū)脆化主要機(jī)理是粗晶脆化、組織脆化、M-A脆化和組織遺傳引起的脆化。熱影響區(qū)軟化是由于在焊接熱循環(huán)作用下，不僅晶粒粗化，而且在熱影響區(qū)發(fā)生相變，再結(jié)晶，晶?；貜?fù)以及第二相質(zhì)點(diǎn)溶解、粗化。針對(duì)X80鋼焊接性特點(diǎn)和工藝特征，推薦焊接X(jué)80鋼的常用工藝方法有焊條電弧焊（SMAW）、熔化極氣體保護(hù)焊（GMAW）、藥芯焊絲半自動(dòng)焊（FCAW）和埋弧焊（SAW），前三種焊接方法常用于現(xiàn)場(chǎng)環(huán)焊縫焊接，埋弧焊主要用于制管焊接。

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