谷 雨， 姜韶華， 徐 海， 羅劉敏，許彩云， 劉曉青， 勞曉東

（1. 周口師范學(xué)院 機(jī)械與電氣工程學(xué)院， 河南 周口466000；2. 濰坊職業(yè)學(xué)院， 山東 濰坊262737； 3. 渤海裝備鋼管銷售公司， 河北 青縣062658）

焊管制造過程需要焊接， 焊接熱影響區(qū)（HAZ） 作為鋼管性能最薄弱的區(qū)域在管線運(yùn)行安全過程中一直是被關(guān)注的重點(diǎn)[1-4]。 HAZ 中靠近熔合區(qū)的焊接粗晶區(qū) （CGHAZ） 由于在高溫停留時(shí)間最長而成為最危險(xiǎn)的區(qū)域[5-7]。 在峰值溫度高于1 100 °C 的CGHAZ 中原奧氏體晶粒嚴(yán)重長大， 晶界面積百分比降低， 從而抑制了先共析鐵素體和珠光體的形核及長大， 促進(jìn)了具有高硬度低韌性的馬氏體的形成[8]。 因此， 了解焊接熱循環(huán)及CGHAZ 的室溫組織， 有助于獲得與母材相當(dāng)?shù)牧W(xué)性能。 焊接熱模擬試驗(yàn)可以模擬CGHAZ中同一峰值溫度時(shí)的不同熱循環(huán)過程。 其中熱膨脹試驗(yàn)可以獲得過冷奧氏體在冷卻過程中的臨界溫度并建立CCT 曲線。 目前， 有關(guān)高Nb 管線鋼的研究中， 尚缺少CGHAZ 的CCT 曲線的研究。以往CCT 曲線的建立是基于等溫?zé)崽幚項(xiàng)l件下[9-10]，而等溫?zé)崽幚項(xiàng)l件與焊接熱循環(huán)的快冷過程有很大的不同[11-12]。 本研究采用焊接熱模擬試驗(yàn)， 通過對顯微組織分析、 顯微硬度測試、 低溫沖擊試驗(yàn)以及熱膨脹試驗(yàn)建立了適用于一種X80 高強(qiáng)管線鋼在峰值溫度為1 350 °C 時(shí)CGHAZ 的CCT曲線， 并分析了不同焊接熱循環(huán)條件下CGHAZ的顯微組織以及力學(xué)性能的演變規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

本研究試樣截取于厚度為22 mm 的商業(yè)用高Nb 微合金X80 管線鋼的軋制板材， 其母材成分見表1。 試驗(yàn)鋼的母材組織如圖1 所示， 全部為針狀鐵素體 （AF） 組織， 組織分布均勻且較為細(xì)小。

表1 試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分 %

圖1 X80 管線鋼母材金相組織

1.2 試驗(yàn)方法

焊接熱模擬試驗(yàn)在Gleeble-3500 熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行， 用ANSYS 軟件模擬計(jì)算不同條件下的焊接熱循環(huán)曲線， 確定模擬參數(shù)， 將試樣以150 ℃/s 加熱到1 350 ℃， 保溫1 s， 冷卻過程選取了10 種冷卻速度， 冷速范圍為0.25～60 ℃/s。 試樣分為兩種： Φ10 mm×100 mm 的圓棒狀試樣和10 mm×10 mm×80 mm 的板狀試樣。 采用圓棒狀試樣測出溫度-膨脹量曲線， 并采用切線法確定相變溫度。

熱模擬試驗(yàn)后， 將板狀試樣加工成10 mm×10 mm×55 mm 的標(biāo)準(zhǔn)V 形缺口試樣。 采用JB-500 型沖擊試驗(yàn)機(jī)測量夏比沖擊功， 試驗(yàn)溫度選取-10 ℃。 應(yīng)用HV-2800 顯微硬度計(jì)測試試樣硬度， 載荷為500 g， 保持10 s。 沖擊后的試樣經(jīng)過磨光、 拋光后， 用3%的硝酸酒精溶液腐蝕， 用Axiovert 200 MAT 金相 顯微鏡、 KYKY2800 掃 描電鏡進(jìn)行顯微組織分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 顯微組織

試驗(yàn)鋼的CGHAZ 經(jīng)不同冷卻速度冷卻后的金相組織如圖2 所示。 可見， 冷卻過程中，當(dāng)速率很低 （0.25～5 ℃/s） 時(shí)， 試驗(yàn)鋼的CGHAZ 組織是準(zhǔn)多邊形鐵素體 （QF） +粒貝氏體（GB）， 其中大尺寸QF 含量較多， 而GB 含量較少 （圖2 （a））。 如果在該范圍增大冷速， QF數(shù)量減少， 并開始轉(zhuǎn)變?yōu)锳F。 因此， 冷速為5 ℃/s時(shí)， QF 完全消失， 組織轉(zhuǎn)變?yōu)镚B+貝氏體鐵素體 （BF）， 見圖2 （b）。 冷速繼續(xù)增大， 混合組織中GB 成分減少， 而BF 成分增大， 組織細(xì)化 （圖2 （c））。

圖2 試驗(yàn)鋼焊接粗晶區(qū)（1 350 ℃） 以不同冷速冷卻后的金相組織

高Nb 管線鋼的CGHAZ 組織中， 大部分析出粒子溶解， 不但降低了對晶界的拖曳作用， 導(dǎo)致該區(qū)原奧氏體晶粒尺寸較大及組織粗化， 而且造成C、 N 等元素的固溶含量增加， 從而形成較多M/A 組元[13-14]。 此時(shí)， 較少的晶界數(shù)量和穩(wěn)定的粗大奧氏體晶粒的存在， 使相變過程的形核率減小， 因此， 相變激活能增大， 導(dǎo)致相變轉(zhuǎn)變溫度的降低并促進(jìn)了低溫組織的形成。 GB 屬于擴(kuò)散和切變的混合型轉(zhuǎn)變， QF 轉(zhuǎn)變受C 原子短程擴(kuò)散控制， 形核及長大過程較快。 而大冷速不利于擴(kuò)散型相變的發(fā)生， 因此在較大冷速時(shí)， CGHAZ 的組織主要為BF+GB， 而在較小冷速時(shí)，由于在高溫停留時(shí)間較長， 而形成QF+GB。 圖3為試驗(yàn)鋼CGHAZ 組織在不同冷速下連續(xù)冷卻后的SEM 電鏡照片。 可見， 當(dāng)冷速為40 ℃/s 時(shí)，組織為典型的貝氏體鐵素體板條， 如圖3 （d）所示。 然而當(dāng)冷速達(dá)到60 ℃/s 時(shí)， 組織中開始出現(xiàn)板條馬氏體。

圖3 試驗(yàn)鋼在不同冷速下連續(xù)冷卻后的掃描電鏡照片

2.2 力學(xué)性能

試驗(yàn)鋼的CGHAZ 在不同冷速下連續(xù)冷卻后的原奧氏體晶粒尺寸（PAGS） 與力學(xué)性能的變化規(guī)律如圖4 所示。 可見， 原奧氏體晶粒尺寸隨著冷卻速度的增大、 高溫停留時(shí)間的減少而減小。PAGS 的變化對顯微硬度和韌性有很大影響。

試驗(yàn)鋼的CGHAZ 在經(jīng)歷不同焊接熱循環(huán)后組織的顯微硬度如圖4 （a） 所示。 硬度隨冷卻速度的增大而升高。 擬合硬度增大速率， 可得：

HV=223+7.60×冷速（冷速小于10 ℃/s）， 擬合誤差R=0.980；

HV=287+0.88×冷速（冷速大于10 ℃/s）， 擬合誤差R=0.995。

最大硬度342HV 出現(xiàn)在最高冷速 （60 ℃/s）時(shí)， 該值與Thompson 等人的研究結(jié)果一致[15]。 而當(dāng)冷速小于0.5 ℃/s 時(shí)， 試樣的硬度（219HV） 低于母材的硬度 （223HV）， 這與Yue X 等人的研究結(jié)果相一致[16]。 從冷裂的角度考慮， CGHAZ 的安全硬度值為350HV[2,6,16-17]， 根據(jù)硬度的擬合增長率， 可計(jì)算顯微硬度值為350HV 時(shí)的冷卻速度約為72 ℃/s。 由圖4 （a） 同時(shí)可見， 試驗(yàn)鋼的CGHAZ 的硬度隨原奧氏體晶粒尺寸的增大而降低。

試驗(yàn)鋼的CGHAZ 以不同冷卻速度冷卻到室溫后的低溫沖擊韌性如圖4 （b） 所示。 可見，試驗(yàn)鋼的CGHAZ 在冷速小于5 ℃/s 時(shí)， 由于在高溫停留時(shí)間較長， 相變轉(zhuǎn)變完全并且原奧氏體晶粒尺寸粗化導(dǎo)致此時(shí)韌性較差。 當(dāng)冷速范圍為5～20 ℃/s 時(shí)， 隨著冷卻速度增大， 基體中開始形成組織細(xì)小的貝氏體。 沖擊韌性隨冷速升高顯著增大。 同時(shí)可見， 當(dāng)冷速大于17 ℃/s 時(shí)， 沖擊韌性值高于母材沖擊韌性 （209 J）。 當(dāng)冷速范圍為20～60 ℃/s 時(shí)， 沖擊韌性隨冷速升高緩慢增大[18]。 有研究表明， 當(dāng)冷速大于80 ℃/s 時(shí)， 雖然原奧氏體晶粒尺寸很小， 但由于組織中有馬氏體形成， 導(dǎo)致沖擊韌性開始隨冷速升高而降低， 而顯微硬度顯著提高。

圖4 試驗(yàn)鋼CGHAZ 在不同冷速下PAGS 與力學(xué)性能的變化規(guī)律

2.3 連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變（CCT） 曲線

圖5 所示為試驗(yàn)鋼在冷速為2 ℃/s 時(shí)的典型膨脹-溫度曲線， 其中測量的是圓棒試樣中心部位徑向的尺寸（C Gauge）， 由膨脹儀原始位置向徑向中心為正方向， 因此試樣膨脹時(shí)C Gauge值降低。 可見在加熱過程中， 隨著溫度的升高，C Gauge 值線性降低， 即試樣發(fā)生熱膨脹。 膨脹曲線在839 ℃時(shí)出現(xiàn)轉(zhuǎn)折， 即鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體 （α→γ） 的相變開始點(diǎn)， 并且α→γ 相變的膨脹曲線呈S 形。 這主要是因?yàn)殍F素體與奧氏體致密度不同， 鐵素體為體心立方（BBC） 結(jié)構(gòu)， 致密度為68 %， 而奧氏體為面心立方 （FCC） 結(jié)構(gòu)， 致密度為74 %， 因而由鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體時(shí)體積會減小、 C Gauge 值增大。 α→γ 相變完成后， 隨著溫度升高至1 350 ℃， C Gauge 值再次線性降低。 故可得此時(shí)試驗(yàn)鋼的Ac1和Ac3溫度分別為756 ℃和938 ℃。 在冷卻過程中，隨著溫度由1 350 ℃開始降低， C Gauge 值線性升高， 并在1 350 ℃時(shí)出現(xiàn)拐點(diǎn)， 即奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體 （γ→α） 的相變開始點(diǎn)。 γ→α 相變過程與升溫過程中α→γ 的相變過程相反， 因此試樣體積增大、 C Gauge 值減小。 γ→α 相變完成后， 隨著溫度降低， C Gauge 值再次線性增大。故可得此時(shí)試驗(yàn)鋼的Ar3和Ar1溫度分別為606 ℃和501 ℃。

圖5 試驗(yàn)鋼在冷速為2 ℃/s 時(shí)的膨脹-溫度曲線

基于上述原理測出相變溫度， 并結(jié)合其對應(yīng)的顯微組織和顯微硬度的分析結(jié)果， 可以繪制試驗(yàn)鋼的CGHAZ 組織焊接CCT 曲線， 如圖6 所示。 此外， 其CCT 曲線中相區(qū)包含準(zhǔn)多邊形鐵素體+粒狀貝氏體區(qū)和貝氏體鐵素體區(qū)。 相變開始溫度和相變結(jié)束溫度隨冷速減小呈逐漸上升的趨勢。

圖6 試驗(yàn)鋼CGHAZ 組織焊接CCT 曲線

因此， 當(dāng)冷速為17 ℃/s 時(shí)， 試驗(yàn)鋼粗晶區(qū)的沖擊韌性與母材相當(dāng)； 如果冷速超過20 ℃/s沖擊韌性變化不大， 冷卻速率低于20 ℃/s 時(shí)，沖擊韌性開始降低。 由于在HAZ 中接近熔合線（CGHAZ） 區(qū)域的力學(xué)性能 （韌性和硬度值） 應(yīng)該與母材相當(dāng)， 所以應(yīng)該嚴(yán)格控制焊縫HAZ 熱循環(huán)， 從而獲得理想的微觀組織。

3 結(jié) 論

（1） 根據(jù)高Nb X80 管線鋼的CGHAZ 在不同冷速條件下的組織、 硬度和韌性的演變規(guī)律確定了CGHAZ 的焊接CCT 曲線。 其中相區(qū)包含QF+GB 和BF 區(qū)。 試驗(yàn)鋼焊接CGHAZ， 當(dāng)?shù)屠渌贂r(shí)， 組織為QF+GB； 當(dāng)冷速為20 ℃/s 時(shí)， 主要為GB+BF。 原奧氏體晶粒尺寸隨冷卻速度的增大、 高溫停留時(shí)間的減少而減小。

（2） 硬度隨冷卻速度增大和原奧氏體晶粒尺寸減小而升高。 經(jīng)計(jì)算， 從冷裂的角度考慮，CGHAZ 的安全硬度值為350HV， 試驗(yàn)鋼獲得安全值的冷速為72 ℃/s。

（3） 沖擊韌性隨著冷卻速度的升高而增大，但是當(dāng)冷速大于20 ℃/s 后， 沖擊韌性隨冷速升高變化不大。 冷速為17 ℃/s 時(shí)， 試驗(yàn)鋼粗晶區(qū)的沖擊韌性與母材相當(dāng)； 冷卻速率低于20 ℃/s時(shí)， 沖擊韌性開始降低。