不同Nb 含量X80 鋼管環焊熱影響區的微觀組織與韌性

何小東，楊耀彬，陳越峰，張永青

(1.中國石油集團工程材料研究院有限公司,石油管材及裝備材料服役行為與結構安全國家重點實驗室,西安,710077；2.國際焊接研究中心,西安,710077；3.中信金屬股份有限公司,北京,100004)

0 序言

鈮微合金化高強度鋼應用歷史已達70 多年[1].特別是在20 世紀80 年代早期，人們加入鈮來設計新一代高強度低合金鋼[2]，充分利用鈮的固溶和析出行為，結合熱機械軋制工藝，達到細化晶粒、控制相變和析出強化的效果，從而獲得高強度、高韌性的鋼材，如X80 管線鋼.在隨后的焊接過程中，根據焊接工藝的不同，含鈮管線鋼熱影響區(heataffected zone,HAZ)經歷了一系列的奧氏體形成和分解循環，尤其是在臨界再熱影響區(inter-critically reheated HAZ，ICHAZ)奧氏體的部分形成和分解導致了微觀組織的復雜性.因此，X80 管線鋼熱影響區的微觀組織演化受基體中Nb 含量的強烈影響[3].

焊接熱影響區的微觀組織和韌性是影響高鋼級的油氣管道完整性的重要因素.雖然X80 高強度管線鋼具有良好的抗延性斷裂能力，但焊接過程中形成的熱影響區，尤其是粗晶區(coarse-grained heat -affected zone,CGHAZ)，其微觀組織分布不均勻，且具有高的局部化特征，使得該區域力學性能變差，容易形成誘發裂紋的局部脆性區，是整個焊接結構的薄弱地帶.參考文獻[4]研究認為，對于含Nb 量為0.1%的X80 管線鋼，雖然熱影響區原始奧氏體晶粒的平均尺寸不會隨熱輸入增加而過于粗大，但當熱輸入高于40 kJ/cm 時，會使得原始奧氏體晶粒內粒狀貝氏體的晶體取向選擇過于單一，大角晶界(大于15°) 密度會明顯降低，有效晶粒尺寸較大，馬氏體?奧氏體組元(M-A)也由于熱輸入量過大而明顯粗化，從而導致熱影響區粗晶區韌性明顯降低.Teixeira 等人[5]研究了高強鋼熱影響區的組織梯度對焊接接頭不穩定斷裂行為的影響，認為粗晶區微觀組織基本由粗貝氏體組成，并在大的原始奧氏體晶粒的晶界處有少量馬氏體和先共析鐵素體.隨著預制疲勞裂紋前緣侵入CGHAZ，其韌性明顯下降.文獻[6] 通過試驗和3D 有限元模擬，研究了焊接熱模擬X80 管線鋼在不同溫度下的斷裂韌度，認為隨著溫度降低斷裂韌性減小，并使鋼材由韌性性斷裂向脆性斷裂轉變，不同溫度下測得的裂紋尖端張開位移值均具有一定的分散性，且分散程度隨溫度升高而增大.袁軍軍等人[7]認為沖擊試樣的取樣位置、缺口尖端組織狀態和缺陷等因素對X70 管線鋼藥芯焊絲多層多道焊接頭沖擊性能的穩定性有一定影響，且試樣缺口處柱狀晶所占比例和粗大晶粒是導致沖擊韌性出現波動和低值的主要原因.管線鋼熱影響區微觀組織及其性能還受焊接熱輸入量、其它合金元素和碳當量的影響.Mohammadijoo 等人[8]研究發現，X70 管線鋼熱影響區軟化程度隨著Mo，Mn，Ti，N 和碳當量的增加逐漸減小，但合金的添加對HAZ 韌性產生了不利影響，尤其是對填充焊和蓋面焊熱影響區的影響.文獻[9]采用熱模擬試樣研究了鈮微合金鋼焊接熱影響粗晶區的微觀組織組成，主要相為含有大量M-A 的粒狀貝氏體，并利用原子探針斷層掃描技術，研究了鈮在原始奧氏體晶界(prior austenite grain boundary，PAGB)、鐵素體/MA 界面和鐵素體晶界的分布，結果表明，Nb 在鐵素體/M-A 界面處富集最明顯，Nb 偏析降低了PAGB的吉布斯能.原始奧氏體晶界處Nb 的強偏析可以有效地防止高溫時奧氏體晶粒的生長，而鐵素體/M-A 界面處Nb 偏析可以抑制冷卻時貝氏體、鐵素體的生長，進一步解釋了焊接后含Nb 微合金鋼中貝氏體組織較細的原因，Nb 原子與空位的結合能預測結果也表明焊接熱循環對Nb 的偏析是非平衡機制所致.

采用熔化極氣體保護焊與手工焊條電弧焊的實焊方法，進行夏比沖擊試驗，且利用高溫激光共聚焦顯微鏡觀察微觀組織結構，研究不同Nb 含量X80 鋼管在低熱輸入和較高熱輸入下環焊縫HAZ 的微觀組織與性能，為高強度管線鋼的成分優化設計與焊接工藝選擇提供了試驗依據.

1 試驗方法

1.1 試驗材料

試驗材料選用了含鈮量為0.055%和0.075%的X80 直縫埋弧焊鋼管，鋼管直徑為1 219 mm，壁厚為22 mm.兩種鈮含量鋼管分別標記為N055 和N075，具體化學成分和焊接冷裂紋敏感系數(CEPcm)見表1.N055 和N075 管體縱向的拉伸屈服強度分別為567 MPa 和565 MPa，抗拉強度分別為645 MPa 和689 MPa，斷后伸長率分別為21%和25%，N055 和N075 管體縱向平均沖擊吸收能量在0 ℃時分別為401 J 和375 J，在?20 ℃時分別為391 J 和340 J.

1.2 環焊縫焊接與試驗方法

由于實際的環焊接頭熔合區的形狀極不規則，對熔合線處的夏比沖擊離散性影響較大.因此，為了更準確的研究在熔化極氣體保護自動焊(Auto-GMAW)和SMAW 兩種典型熱輸入下，不同Nb 含量X80 環焊接頭熱影響區的韌性，參照API RECOMMENDED PRACTICE 2Z《海上結構用鋼板預生產評定推薦作法》標準，采用如圖1 所示的單側V 形坡口.GMAW 環焊采用直徑為1.0 mm 的ER80S-G(BOHLER SG 8-P)的實心焊絲；SMAW 采用直徑為3.2 mm 的E9018-G 焊條進行根焊，填充和蓋面焊采用直徑為4.0 mm 的E11018-G 焊條.GMAW 和SMAW 的焊接工藝參數分別如表2 和表3 所示.

表2 單側雙V 形坡口GMAW 焊接工藝參數Table 2 Welding process parameters of single side double V-groove GMAW girth welding

表3 單側V 形坡口SMAW 焊接工藝參數Table 3 Welding process parameters of single side Vgroove GMAW girth welding

焊接完成后，從環焊接頭3 點鐘位置截取試塊制備成金相試樣，經2% 硝酸酒精溶液浸蝕后，在OLS 4100 激光共聚焦顯微鏡下觀察直邊側坡口熱影響區的微觀組織.并從立焊位置(環焊縫2 點鐘至5 點鐘)截取試塊，在壁厚中心制備V 形缺口夏比沖擊試樣，以保證試樣位于填充焊道熱影響區.沖擊試樣尺寸為55 mm × 10 mm × 10 mm，V 形缺口軸向位于直邊側HAZ 不同位置處.FL0.5，FL1.0和FL2.0(FL 為缺口位置位于50%WM +50%HAZ，) 分別代表缺口軸線距FL 處0.5 mm，1.0 mm，2.0 mm.圖2 為缺口位于FL0.5的示意圖.并利用PSW750 型沖擊試驗機，依據GB/T 229-2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》進行夏比沖擊試驗.由于Boltzmann 函數具有S 形曲線形狀，與金屬材料沖擊吸收能量?溫度關系曲線的形狀非常吻合，滿足下平臺區、轉變溫度區和上平臺區3 階段分布特征，物理意義明確、相關性高，是較為認可的數學模型[10-12].因此，采用Bolztmann 函數模型對系列沖擊試驗測試數據進行擬合，獲得熱影響區的韌脆轉變溫度(ductile-brittle transition temperature，DBTT).

圖2 沖擊試樣缺口位于FL0.5 處的示意圖Fig.2 Schematic diagram of notched position at FL0.5 of impact sample.(a) GMAW;(b) SMAW

為了進一步研究管體母材的性能和原始微觀組織狀態對環焊接頭熱影響區微觀組織和韌性的影響，采用顯微硬度試驗測試了GMAW 環焊接頭的硬度云圖分布，并借助掃描電鏡觀察了N055 和N075 管體的微觀組織.同時，采用高溫激光共聚焦顯微鏡觀察在相同的條件下N055 和N075 分別加熱至1 350 ℃保溫1 s，冷卻至150 ℃后，二次加熱至780 ℃保溫1 s，再冷卻至200 ℃，以此模擬X80 管道環焊接頭粗晶區進行二次熱循環的微觀組織轉變過程，進一步對比不同Nb 含量對X80環焊熱影響區組織轉變的影響.

2 試驗結果與分析

2.1 不同熱輸入量的熱影響區沖擊韌性

圖3 為N055 和N075 鋼管GMAW 環焊接頭熱影響區不同位置的夏比沖擊吸收能量與管體縱向夏比沖擊吸收能量的對比.從圖3 中可以看出，N075 和N055 熱影響區均具有較高的沖擊韌性，其平均值高于150 J.N055 與N075 環焊接頭熱影響區相比，采用較低熱輸入的環焊工藝時，N055 焊接接頭熱影響區FL，FL0.5，FL1.0和FL2.0在0 ℃和?20 ℃時夏比沖擊吸收能量均略高于N075.

圖3 GMAW 環焊熱影響區不同位置的夏比沖擊吸收能量Fig.3 Charpy impact absorbed energy at different positions in the heat-affected zone of GMAW girth welding.(a) 0 ℃;(b) ?20 ℃

圖4 為不同Nb 含量X80 單邊V 形坡口GMAW和SMAW 環焊接頭粗晶區的韌脆轉變曲線.圖4(a)表明，低熱輸入焊接時，N055 和N075 在粗晶區FL0.5處韌脆轉變的上平臺溫度分別達到?80℃和?60 ℃，且二者的上平臺吸收能量相當，均約為300 J.經Bolztmann 函數擬合計算，N055 的韌脆轉變溫度約為?104 ℃，N075 的韌脆轉變溫度為?85 ℃.因此，采用低熱輸入的GMAW 環焊時，N055 和N075 均具有優良的低溫韌性.

圖4 環焊接頭粗晶區的韌脆轉變曲線Fig.4 Ductile-brittle transition curve of CGHAZ of girth welded joint.(a) GMAW;(b) SMAW

圖4(b) 為 N055 和N075 采用較高熱輸入的SMAW 環焊接頭FL0.5處的韌脆轉變曲線.由圖4 可知，在較高熱輸入下，N055 和N075 在粗晶區FL0.5處韌脆轉變的上平臺溫度分別達到?30 ℃和?50 ℃，且N075 的上平臺能約為275 J，而N055的上平臺能約為230 J.同時，從圖4 可以看出，N055 和 N075 較高熱輸入的SMAW 環焊接頭粗晶區的韌脆轉變溫度分別為?56 ℃和?77 ℃.因此，較大熱輸入環焊時，與N055 相比，N075 具有更高上平臺沖擊吸收能量和更低的上平臺溫度，其低溫韌性更優異.

2.2 微觀組織

焊接接頭粗晶區的微觀組織分布不均勻，且在臨界二次加熱粗晶區(intercritically reheated coarse grained HAZ，ICCGHAZ) 存在鏈狀分布的 M-A 組元，因其具有高的局部化特征被認為是韌性變差的主要原因[13-14].圖5 和圖6 分別為不同鈮含量X80 在較低熱輸入的GMAW 和較高熱輸入的SMAW 焊接下粗晶區的微觀組織.結果表明，在較低熱輸入和較高熱輸入下，N055 和N075 粗晶區的組織均以粒狀貝氏體(BL) 為主.在較低熱輸入GMAW 環焊時，N055 和N075 臨界二次加熱粗晶區的原始奧氏體晶界上分布有M-A 鏈狀組織，但是N075 的IC CGHAZ 內晶粒相對較小且更為均勻，M-A 組織占比更高.當采用熱輸入較高的SMAW 環焊時，粗晶區晶界分布的M-A 鏈狀組織逐漸細化或消失，但N075 粗晶區比N055 粗晶態的晶粒尺寸更均勻細小，促進了M-A 彌散分布，因此，N075SMAN 粗晶區的韌性好于N055.

圖5 較低熱輸入的GMAW 環焊接頭粗晶區微觀組織Fig.5 Microstructure of CGHAZ of GMAW girth welded joint with lower heat input.(a) N055;(b) N075

圖6 較高熱輸入的SMAW 環焊接頭粗晶區微觀組織Fig.6 Microstructure of CGHAZ of SMAW girth welded joint with higher heat input.(a) N055;(b) N075

2.3 討論與分析

焊接熱影響區粗晶區的韌性惡化或波動影響因素極其復雜.通常認為，主要受熱影響區中粗大的M-A 組元、取樣位置、缺口尖端組織狀態、缺陷、試驗溫度、合金元素含量和碳當量的影響[4-8].同時，管體母材的強度、韌性和原始組織狀態對熱影響區韌性也有明顯的遺傳性影響.

圖7 為GMAW 環焊接頭的硬度云圖.從圖7中可以看出，N075 接頭兩側管體硬度高于N055，壁厚中心附近N075 熱影響區的平均硬度約為205 HV0.5，N055 熱影響區的平均硬度約為198 HV0.5.因此，N075 熱影響區的硬度略高于N055，即表明N075 熱影響的強度也高于N055.同時，上文中圖3的對比結果表明，N055 管體的縱向沖擊韌性高于N075.圖8 為掃描電鏡下N055 和N075 管體壁厚中心的微觀組織.從圖8 可以看出來，與N055 相比，N075 管體具有更多的粒狀貝氏體組織，且在晶粒內分布有較多的板條亞結構.因此，N075 管體縱向強度高于N055，而平均沖擊韌性低于N055.管體原始的微觀組織和性能導致0.055%Nb 含量高于0.075%Nb 含量的X80 鋼管GMAW 環焊接頭熱影響區不同位置的沖擊韌性.

圖7 GMAW 環焊接頭的硬度云圖Fig.7 Hardness map of GMAW girth welded joint.(a)N055;(b) N075

圖8 X80 管體SEM 微觀組織Fig.8 SEM microstructure of X80 pipe.(a) N055;(b)N075

CGHAZ 的韌性受貝氏體相變后其晶體學結構影響，而ICCGHAZ 則主要受沿原奧氏體晶界形成的鏈狀M-A 影響.在試樣受沖擊過程中，裂紋在二次熱循環產物M-A 處形成核.當遇到島型M-A 組分時，裂紋發生偏轉，而當遇到M-A 型纖細組分時，則呈直線傳播.裂紋偏轉越小，傳播路徑消耗的能量越小，從而降低韌性[15].通過優化母材合金成分(比如加入Nb)，細化CGHAZ 的奧氏體晶粒尺寸，獲得最佳晶體學結構匹配的組織，有利于改善焊接熱影響區的韌性[16].

圖9 為激光共聚焦觀察到N055 和N075 二次熱循環后的微觀組織.從圖9 可以看出，N075 在二次熱循環后熱影響區的晶粒尺寸明顯小于N055.GMAW 環焊時，由于熱輸入較低，熱影響區很窄，而N075 在ICCGHAZ 形成的M-A 較粗，但其晶粒相對較細.因此，M-A 所占比例較高，在管體原始沖擊韌性遺傳影響下，N075 熱影響區的韌性低于N055.當較高熱輸入的SMAW 環焊時，N075 熱影響區的奧氏體晶粒尺寸細化，M-A 也隨之細化，MA 分布趨于不連續或消失，ICCGHAZ 表現出更好的韌性.因此，較高熱輸入的SMAW 環焊時，與N055 相比，N075 粗晶區具有更高的韌脆轉變上平臺能和更低的韌脆轉變溫度.

圖9 X80 二次熱循環冷卻至約296 ℃的微觀組織Fig.9 X80 secondary thermal cycle cooling to about 296 ℃ micrastructure.(a) N055;(b) N075

3 結論

(1) 在0 ℃和 ?20 ℃時，0.075%Nb和0.055%Nb的X80 鋼管GMAW 環焊接頭熱影響區均具有較高的沖擊韌性，其平均沖擊吸收能量高于150 J.但是，0.055%Nb 略高于0.075%Nb 的X80 鋼管GMAW 環焊接頭熱影響區的夏比沖擊吸收能量.

(2) 當采用低熱輸入焊接時，0.055%Nb 低于0.075%Nb 的X80 環焊接頭粗晶區的韌脆轉變溫度，具有更好的低溫韌性；當采用較高熱輸入焊接時，0.075%Nb 的X80 環焊熱影響區的上平臺沖擊吸收能量更高，且具有更低的上平臺溫度和韌脆轉變溫度，其的低溫韌性更優異.

(3) X80 環焊接頭熱影響區的沖擊韌性不僅與焊接熱輸入量和熱影響中M-A 形狀、大小、分布有關，而且還受管體的化學成分、原始的強韌性和微觀組織狀態的遺傳影響.