X80鋼焊接熱影響區(qū)組織與性能研究畢業(yè)論文

1、 本科畢業(yè)論文題目x80鋼焊接熱影響區(qū)組織與性能研究學(xué)生姓名 學(xué) 號(hào)0916050212教學(xué)院系材料科學(xué)與工程學(xué)院專業(yè)年級(jí)材料科學(xué)與工程2009級(jí)指導(dǎo)教師 職 稱副教授單 位西南石油大學(xué)輔導(dǎo)教師職 稱單 位完成日期2013年6月12日southwest petroleum university graduation thesisstudy on haz microstructure and properties of x80 steelgrade: 2009 name: jing liangspeciality: materials science and engineering instru

2、ctor: zhang defenschool of materials science and engineering 2013-6-12摘要 利用熱模擬技術(shù)，研究x80級(jí)管線鋼在不同焊接熱循環(huán)條件下熱影響區(qū)的組織和性能；采用金相、電子顯微分析技術(shù)分析了焊接熱循環(huán)對(duì)熱影響區(qū)組織的影響，發(fā)現(xiàn)隨著冷卻時(shí)間的延長(zhǎng)，粗晶區(qū)晶粒尺寸越大；隨著熱輸入的增大，粗晶區(qū)晶粒也有長(zhǎng)大傾向，但是當(dāng)熱輸入為20kj/cm時(shí)出現(xiàn)由晶界向晶內(nèi)生長(zhǎng)的針狀鐵素體，因而使得鋼材的有效晶粒尺寸減小。對(duì)試樣進(jìn)行了沖擊試驗(yàn)和顯微硬度測(cè)試，發(fā)現(xiàn)改變冷卻速度后的試樣沖擊韌性基本在一個(gè)區(qū)間內(nèi)浮動(dòng)，而隨著焊接線能量的增加，沖擊韌性呈現(xiàn)出上

3、升的趨勢(shì)。而硬度隨著冷卻時(shí)間的焊接線能量的增大都表現(xiàn)出一種上升的趨勢(shì)。綜合討論不同焊接工藝對(duì)焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織和性能的影響規(guī)律，結(jié)果表明，x80管線鋼在t8/5=4s的快速冷卻過(guò)程中，元素來(lái)不及擴(kuò)散已經(jīng)冷卻到較低溫度，主要通過(guò)切變方式轉(zhuǎn)變成含碳量較高的窄細(xì)板條貝氏體，且連續(xù)生長(zhǎng)，方向性較強(qiáng)。中等冷卻速度t8/5=7s時(shí)綜合力學(xué)性能較好。在較低熱輸入時(shí)組織中的脆硬相比較多。在中溫上貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間，先析出含碳量很低的鐵素體，并逐漸擴(kuò)大，而使碳大部分富集到被鐵素體包圍的島狀殘余奧氏體里面去。當(dāng)熱輸入增加到一定程度后粒狀貝氏體的奧氏體島在較為緩慢的的冷卻速度下分解為鐵素體和滲碳體并有殘余奧氏體，這

4、時(shí)韌性就開(kāi)始上升。e=20kj/cm時(shí)粗晶區(qū)獲得最佳韌性。關(guān)鍵詞：x80 管線鋼；熱模擬；焊接線能量；t8/5；abstractusing thermal simulation technology, research x80 grade pipeline steel haz microstructure and properties in different welding thermal cycle conditions;using optical microscopy, electron microscopy analysis techniques to analyze the ther

5、mal cycle on the heat affected zone, and found that with the extension of the cooling time, the larger grain size coarse grain zone.as the heat input increases, the coarse grain zone also has growth tendency, but when the heat input is 20kj/cm, occurs acicular ferrite growth from the grain boundary

6、to the intragranular ,thereby making the effective crystal grain size of the steel becomes small.impact test carried out on the samples and micro hardness testing,found that when changing the cooling rate of the sample ,the impact toughness floating in a range,with the increase of the welding energy

7、,toughness showed an upward trend.with the cooling time of the welding energy increases, vickers microhardness have shown a rising trend.comprehensive analysis of different welding processes on haz cghaz,results showed that the cooling rate t8/5=4s,before the element diffusion the temperature of x80

8、 pipeline steel has dropped to a lower level,and through shear mode shift into a higher carbon content of narrow lath bainite.when cooling rate t8/5=4s,obtain good mechanical properties.at lower heat input,there is more brittle phase in organization.in the upper bainite transformation temperature ra

9、nge,first, a low carbon content of precipitated ferrite,and gradually expand,leaving the majority of carbon into residual austenite islands surrounded by ferrite . when the heat input to a certain extent,the granular bainite austenite islands in a slower cooling rate, decomposed into ferrite and cem

10、entite and a residual austenite,then it starts to rise toughness. when e=20kj/cm cghaz gain best toughness.keywords: x80 pipeline steel; thermal simulation; heat input; t8/5;目錄摘要iabstractii第1章 緒論11.1選題背景及意義11.2 管線鋼的研究現(xiàn)狀21.3 x80管線鋼的顯微組織31.3.1 x80針狀鐵素體鋼31.3.2 x80雙相鋼31.3.3 x80 鐵素體-珠光體鋼41.4 粗晶區(qū)對(duì)haz性能的影響

11、41.5 焊縫粗晶區(qū)熱模擬技術(shù)61.6 研究?jī)?nèi)容6第2章 試驗(yàn)材料與方法72.1 試驗(yàn)材料72.2試驗(yàn)方法72.2.1熱模擬試驗(yàn)72.2.2金相觀察82.2.3夏比沖擊試驗(yàn)82.2.4斷口分析92.2.5顯微硬度測(cè)試9第3章 試驗(yàn)結(jié)果與分析103.1金相組織103.2 斷口形貌123.3 沖擊韌性163.4顯微硬度173.5 綜合分析與討論19第4章 結(jié)論21致謝22參考文獻(xiàn)23第1章 緒論 1.1選題背景及意義 石油、天然氣是一種重要的能源，是社會(huì)發(fā)展的物質(zhì)基礎(chǔ)之一，也是國(guó)民經(jīng)濟(jì)的重要組成部分。我國(guó)現(xiàn)有煤炭可開(kāi)發(fā)剩余儲(chǔ)量為1145億噸，約占世界同類儲(chǔ)量的12.6。 截至2005年我國(guó)石油可開(kāi)

12、發(fā)剩余儲(chǔ)量為160億桶，約合21.82億噸，占世界同類儲(chǔ)量的1.3。截至2005年我國(guó)天然氣探明儲(chǔ)量為2.35萬(wàn)億立方米，占世界同類儲(chǔ)量的1.31。據(jù)估計(jì)，我國(guó)原油對(duì)進(jìn)口的依賴程度近十幾年內(nèi)將會(huì)逐年增加。2000年原油進(jìn)口約為7000萬(wàn)噸，至2010年原油進(jìn)口高達(dá)到2.4億噸。作為石油、天然氣的一種經(jīng)濟(jì)、安全、不間斷的長(zhǎng)距離輸送工具，油氣輸送管道在近40年取得了巨大的發(fā)展，高級(jí)別管線鋼在石油、天然氣的管道工程中發(fā)揮著越來(lái)越重要的作用。目前，全世界石油、天然氣管道的總長(zhǎng)度己超過(guò)2.3106km，并以每年21043104km的速度增加2。西部大開(kāi)發(fā)戰(zhàn)略的實(shí)施，能源結(jié)構(gòu)的調(diào)整和環(huán)境保護(hù)力度的加強(qiáng)，以

13、“西氣東輸”為代表的一系列管線工程的立項(xiàng)標(biāo)志著我國(guó)21世紀(jì)的前十年，進(jìn)入一個(gè)石油天然氣長(zhǎng)輸管道建設(shè)的高峰期，到目前為止，我國(guó)己建成陜京管線、澀寧蘭管線、蘭成渝管線以及西氣東輸管線等十幾條重大長(zhǎng)輸管線3。原油管線除中俄已簽約的中俄輸油管線外，原油主要有海上進(jìn)口，為此將興建由港口至內(nèi)地?zé)拸S的原油管線，2004年投產(chǎn)的甬滬寧管線就是一例。石油、天然氣輸送管道通常位于環(huán)境比較惡劣的地區(qū)，管道壓力大、介質(zhì)復(fù)雜，這就對(duì)管線鋼提出了更高的性能要求4。輸送油、氣的大口徑鋼管是20世紀(jì)初首先在美國(guó)發(fā)展起來(lái)的。1926年，美國(guó)石油學(xué)會(huì)發(fā)布的5l標(biāo)準(zhǔn)只包括3個(gè)碳素鋼級(jí)。1947年發(fā)布的5l增加了x42，x46和x5

14、2 3個(gè)鋼級(jí)。1964年的api 5ls將螺旋焊管標(biāo)準(zhǔn)化。1967-1970年期間api 5ls和5ls增加了x56，x60和x65 3個(gè)鋼級(jí)，1973年增加了x70鋼級(jí)。1987年6月，api 5lx和api 5ls合并于第36版spec 5l中。第36版到2001年的第43版包括a25，a，b，x42，x46，x52，x56，x60，x65，x70和x80共11個(gè)鋼級(jí)5。到2002年，api和iso工作組同時(shí)制定了新的工作項(xiàng)目，在api 5l和dis 3183標(biāo)準(zhǔn)中納入從x90到x120的高強(qiáng)度鋼級(jí)6。管道輸送壓力也從1870年的0.25 mpa發(fā)展到1950-1960年的6.2 mpa，

15、當(dāng)前新建管線的輸送壓力普遍達(dá)到10 mpa以上(最高壓力達(dá)20 mpa左右)3。目前x65和x70已成為國(guó)際管線工程的首選鋼級(jí)，而近年來(lái)我國(guó)管線工業(yè)也逐漸與國(guó)際接軌，從以往的x52鋼級(jí)為主向x60、x65鋼級(jí)發(fā)展，在“西氣東輸”工程中已經(jīng)商業(yè)化地應(yīng)用具有高止裂性能的針狀鐵素體x70鋼級(jí)管線鋼。pi 5l規(guī)范是目前國(guó)際管線工程普遍采用的基本技術(shù)規(guī)范，國(guó)際標(biāo)準(zhǔn)中曾長(zhǎng)期處于最高鋼級(jí)的x70已經(jīng)被x80所替代。從其發(fā)展過(guò)程及的變化，可以預(yù)計(jì)隨著x80工業(yè)試驗(yàn)段的經(jīng)驗(yàn)積累及逐步成熟，x80將逐漸進(jìn)入商業(yè)化時(shí)代7。因此，近年來(lái)對(duì)超高強(qiáng)鋼的研制與開(kāi)發(fā)得到了高度重視。1.2 管線鋼的研究現(xiàn)狀隨著石油、天然氣工

16、業(yè)的發(fā)展，高強(qiáng)度管線鋼的應(yīng)用量在逐年增加進(jìn)入21世紀(jì)的管線鋼正出現(xiàn)一個(gè)蓬勃發(fā)展的趨勢(shì)。由于極地油氣田、海上油氣田和腐蝕環(huán)境油氣田等惡劣環(huán)境油氣田的開(kāi)發(fā)，服役條件的日益惡化，對(duì)管線鋼的質(zhì)量要求愈來(lái)愈嚴(yán)格，不僅要求管線鋼具有高的強(qiáng)度，而且要求具有高的韌性、疲勞性能、抗斷裂性能和耐腐蝕性能，同時(shí)還要求力學(xué)性能的改善不應(yīng)該惡化鋼的焊接性能和加工性能。為了使管線鋼更好的滿足目前管線工程的大口徑、高強(qiáng)度、大輸送量的發(fā)展趨勢(shì)，對(duì)管線鋼的晶粒組織與性能提出了更高的要求。在成分和組分上要求“超高純、超均質(zhì)、超細(xì)化”8。自1959年微合金化鋼開(kāi)始在油氣管道工程中應(yīng)用以來(lái)，國(guó)際上已經(jīng)對(duì)微合金管線鋼進(jìn)行了50多年的研

17、究與生產(chǎn)。隨著對(duì)晶粒組織控制方法研究的不斷深入，管線鋼的焊接性，抗氫致裂紋性能和焊接熱影響區(qū)(haz)的韌性等諸多方面性能已得到了顯著改善，同時(shí)，隨著氧化物冶金技術(shù)與tmcp工藝的不斷發(fā)展與其它新工藝的誕生，管線鋼的設(shè)計(jì)和生產(chǎn)過(guò)程采用了冶金數(shù)學(xué)、清潔生產(chǎn)、過(guò)程智能控制的高新技術(shù)，通過(guò)微合金化、超純凈冶煉和現(xiàn)代控軋、控冷技術(shù)，已能夠提供具有足夠強(qiáng)韌特性的管線鋼卷板9。管線鋼已成為低合金高強(qiáng)度鋼和微合金化鋼領(lǐng)域內(nèi)最具活力、最具研究成果的一個(gè)重要分支。1.3 x80管線鋼的顯微組織1.3.1 x80針狀鐵素體鋼該鋼種的基本組織形態(tài)是針狀鐵素體，含少量多邊形鐵素體。針狀鐵素體之所以為人樂(lè)于稱道是由于這

18、種組織使管線鋼在高強(qiáng)度的同時(shí)仍具有優(yōu)良的韌性和焊接性。針狀鐵素體不僅具有較小的有效尺寸，而且在其內(nèi)部還具有細(xì)小的亞結(jié)構(gòu)。從奧氏體向向針狀鐵素體轉(zhuǎn)變的過(guò)程是共格切變過(guò)程，轉(zhuǎn)變過(guò)程中局部地區(qū)位錯(cuò)發(fā)生偏聚、纏結(jié)而形成亞晶。電子衍射試驗(yàn)表明，針狀鐵素體軸比接近立方。由于體心立方結(jié)構(gòu)層錯(cuò)能高，不易分解為擴(kuò)散位錯(cuò)而發(fā)生交滑移，亞晶內(nèi)的位錯(cuò)具有很大的可動(dòng)性。正由于針狀鐵素體的亞晶結(jié)構(gòu)和內(nèi)部較高密度的可動(dòng)位錯(cuò)，是針狀鐵素體具有良好的強(qiáng)韌性。針狀鐵素體是一種混合型組織形態(tài)，由準(zhǔn)多邊形鐵素體、超細(xì)鐵素體、貝氏體鐵素體和ma島組成10。針狀鐵素體板條板條邊界中的m/a組元對(duì)韌性不構(gòu)成危害。這是由于在控軋、控冷條件下

19、形成的m/a組元細(xì)小不足以構(gòu)成griffith裂紋臨界尺寸。不少研究者注意到，裂紋遇到m/a島時(shí)常常發(fā)生轉(zhuǎn)折，表現(xiàn)了其對(duì)裂紋擴(kuò)展的阻滯作用。針狀鐵素體的另外一種組織特征是微合金碳、氮化合物的沉淀析出。由于沉淀析出的質(zhì)點(diǎn)細(xì)小均勻，其形態(tài)多為球形或徑厚相差不大的圓片狀，而且與母相保持半共格，與基體呈緊密的結(jié)合，因而具有較好的強(qiáng)韌化效果。該鋼種通過(guò)針狀鐵素體這一組織形態(tài)的晶粒細(xì)化、位錯(cuò)亞結(jié)構(gòu)和微合金碳、氮化合物的析出使材料獲得優(yōu)良的強(qiáng)韌特性。1.3.2 x80雙相鋼x80為一種大變形管線鋼，其組織形態(tài)為（b+m/a）雙相組織。雙相大變形管線鋼不同于傳統(tǒng)的管線鋼，也不同于一般意義上的雙相鋼。它通過(guò)低碳

20、、超低碳的多元微合金化設(shè)計(jì)和特定的控制軋制、加速冷卻技術(shù)，在較大的厚度范圍內(nèi)分別獲?。╞+f）和（b+m/a）等不同類型的雙相組織。x80鋼為（b+m/a）雙相組織，在滿足西氣東輸二線強(qiáng)韌性技術(shù)要求的前提下，屈強(qiáng)比為0.750.85，具有高的形變強(qiáng)化指數(shù)和大的均勻塑性變形伸長(zhǎng)率。因而該管線鋼既滿足管線高壓、大流量輸送的強(qiáng)度要求，又可以滿足防止裂紋起裂和止裂的韌性要求，同時(shí)又具有防止管線因大應(yīng)變而引起的屈曲、失穩(wěn)和延性斷裂的極限變形能力。1.3.3 x80 鐵素體-珠光體鋼該鋼種的顯微組織以多邊形pf為主，含部分qf，局部存在p或p。一般認(rèn)為，pf不是管線鋼的理想組織形態(tài)。當(dāng)裂紋通過(guò)針狀鐵素體時(shí)

21、，由于不斷受到多位向分布的針狀鐵素體的障礙作用而呈波浪起伏擴(kuò)展，裂紋擴(kuò)展速度降低，其對(duì)應(yīng)斷口呈撕裂韌窩狀。而在多邊形鐵素體中，裂紋徑直穿過(guò)鐵素體呈直線擴(kuò)展，其對(duì)應(yīng)缺口為較大的解理臺(tái)階。進(jìn)一步研究發(fā)現(xiàn)，解理開(kāi)裂途徑和pf的晶體學(xué)特征密切相關(guān)。pf的解理面經(jīng)常屬于100類型。當(dāng)解理面為100時(shí)，解理小裂面經(jīng)常有23個(gè)鐵素體晶粒組成。由于斷裂單元增大，導(dǎo)致材料的性能下降。研究還發(fā)現(xiàn)，pf為無(wú)序界面，界面能高，同時(shí)形成多邊形鐵素體的冷卻速度小，這就為晶界異類析出提供了動(dòng)力學(xué)條件，因而有時(shí)也觀察到沿鐵素體晶界斷裂的情形。同時(shí)，在形成pf的同時(shí)，常不可避免地伴生珠光體。研究表明，珠光體是管線鋼中一種有害于

22、韌性的組織，隨著珠光體含量的增加，材料韌性下降。幾十年來(lái)，管線鋼組織設(shè)計(jì)的一個(gè)重要進(jìn)展就是少珠光體甚至無(wú)珠光體鋼的實(shí)現(xiàn)。x80鋼的成分設(shè)計(jì)符合西氣東輸二線管道工程的技術(shù)要求，其化學(xué)元素的組份和含量也和其他x80管線鋼相近，但該鋼的組織中卻以pf為主，說(shuō)明該鋼在tmcp的工藝控制，特別是在加速冷卻的冷卻速度的控制方面存在問(wèn)題。低的冷卻速度使過(guò)多的多邊形pf形成，致使的強(qiáng)的水平未達(dá)到西氣東輸二線管道工程x80鋼的技術(shù)要求。然而由于該鋼的pf組織細(xì)小，使得材料的韌性水平較高11。1.4 粗晶區(qū)對(duì)haz性能的影響對(duì)于焊接haz的組織按其所經(jīng)歷熱循環(huán)的差異，分為熔合區(qū)、粗晶區(qū)、細(xì)晶區(qū)、不完全重結(jié)晶區(qū)和時(shí)

23、效脆化區(qū)等五個(gè)區(qū)段，如圖1.1所示。圖1.1 管線鋼焊接haz的組織分布特征(a)haz組織分布；(b)fe-c狀態(tài)圖； (c)熱循環(huán)(圖中tm-峰值溫度，th-晶粒長(zhǎng)大溫度)從某種意義上講，管線鋼的發(fā)展過(guò)程，實(shí)質(zhì)上是管線鋼顯微組織結(jié)構(gòu)的演變過(guò)程。而低合金高強(qiáng)度微合金化鋼的顯微組織在經(jīng)歷了焊接熱循環(huán)后被改變，熱影響區(qū)（haz）的韌性變差，如圖1-2所示。較高熱輸入的焊接方法，如串聯(lián)埋弧焊，將會(huì)使粗晶熱影響區(qū)（gchaz）的原有奧氏體變得更加粗大。在為今后新建的管線制定規(guī)范要求時(shí)，了解因焊接產(chǎn)生的局部脆化區(qū)的性能將會(huì)顯得十分重要12,14。以前的工作已經(jīng)表明，低的斷裂韌性可以存在一些低合金高強(qiáng)度

24、鋼的gchaz中。通常認(rèn)為m/a組元是引起haz韌性下降的主要因素。當(dāng)微合金化高強(qiáng)度低合金鋼在冷卻時(shí)奧氏體島的含碳量增加，并且向m/a組元轉(zhuǎn)變。引起韌性下降的主要原因就是m/a組元的存在15,16。但是m/a組元的存在并不是決定韌性的必要因素。這還與微合金化鋼基體中m/a組元的分布、形態(tài)和硬度的差別有關(guān)。圖1.2 焊接對(duì)鋼材性能的影響a)強(qiáng)度和塑性的變化 b)韌性的變化1.5 焊縫粗晶區(qū)熱模擬技術(shù) 熱模擬技術(shù)通常是指利用小試件，借助于gleeble試驗(yàn)裝置再現(xiàn)材料在制備或加工過(guò)程中受熱或同時(shí)受熱與力的物理過(guò)程，充分而精確的暴露與揭示材料或構(gòu)件在加熱過(guò)程中組織與性能的變化規(guī)律，評(píng)定或預(yù)測(cè)材料在制

25、備或加工時(shí)出現(xiàn)的問(wèn)題，為制定合理的加工工藝及研制新材料提供理論指導(dǎo)和技術(shù)依據(jù)，因此熱模擬試驗(yàn)是一個(gè)用來(lái)分析haz中任何區(qū)域的微觀組織和微觀機(jī)制存在的問(wèn)題的經(jīng)濟(jì)、可重復(fù)的方法17。1.6 研究?jī)?nèi)容本論文主要是通過(guò)焊接熱模擬的試驗(yàn)方法模擬焊接haz粗晶區(qū)，并對(duì)試樣進(jìn)行金相觀察、硬度測(cè)試、沖擊韌性測(cè)試以及斷口分析。對(duì)比分析試驗(yàn)結(jié)果，得出不同的冷卻速度（t8/5）和焊接熱輸入對(duì)焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織和性能的影響，為x80管線鋼的成分設(shè)計(jì)和焊接工藝優(yōu)化奠定試驗(yàn)基礎(chǔ)，同時(shí)為x80管線鋼的生產(chǎn)應(yīng)用提供理論支撐。第2章 試驗(yàn)材料與方法2.1 試驗(yàn)材料本次試驗(yàn)使用的x80管線鋼的化學(xué)成分如表2.1所示。表2.

26、1 x80鋼化學(xué)成分csimnpsnicrcu實(shí)測(cè)值0.030.231.830.0110.0010.150.310.15標(biāo)準(zhǔn)要求0.090.421.850.0220.0050.500.450.30timov+nb+tibvnbcepcm實(shí)測(cè)值0.00010.030.080.17標(biāo)準(zhǔn)要求0.0250.350.150.00050.060.110.23合格2.2試驗(yàn)方法2.2.1熱模擬試驗(yàn)試驗(yàn)主要模擬一次熱循環(huán)條件下不同焊接熱輸入量以及不同冷卻時(shí)間對(duì)管線鋼的組織和性能影響。為管線鋼焊接工藝的控制提供試驗(yàn)參數(shù)。 利用gleeble熱模擬試驗(yàn)機(jī)模擬焊接熱影響區(qū)組織。試驗(yàn)總共有1

27、8個(gè)11mm11mm71mm 試塊，將18個(gè)試塊每2個(gè)分成一組，總共9組試塊，又將本次試驗(yàn)分為兩部分，第一部分試驗(yàn)5組總共10個(gè)試塊，（分別以150/s的加熱速度加熱），加熱到峰值溫度1300，不預(yù)熱，（峰值溫度1300保溫0.1s），然后將每組試塊試驗(yàn)中的t8/5分別控制為4s、7s、10s、13s、16s，每組分別標(biāo)號(hào)為、。第二部分試驗(yàn)4組總共8個(gè)試塊，不預(yù)熱，線能量分別為5 kj/cm、10 kj/cm、15 kj/cm、20kj/cm，焊接速度1cm/s，距離焊縫中心距離0.35cm，效率為0.9，四組試驗(yàn)分別標(biāo)號(hào)為、，如表2-2所示。 表2.2熱模擬第一組試驗(yàn)參數(shù)組號(hào)加熱速度峰值溫度

28、預(yù)熱溫度保溫時(shí)間控制t8/5 150/s1300不預(yù)熱0.1s4s150/s1300不預(yù)熱0.1s7s150/s1300不預(yù)熱0.1s10s150/s1300不預(yù)熱0.1s13s150/s1300不預(yù)熱0.1s16s表2.3熱模擬第二組試驗(yàn)參數(shù)組號(hào)線能量焊接速度距離焊縫中心距離效率5kj/cm1cm/s0.35cm0.9 10kj/cm1cm/s0.35cm0.9 15kj/cm1cm/s0.35cm0.920kj/cm1cm/s0.35cm金相觀察金相試樣在焊接熱循環(huán)試樣上截取。試樣分別經(jīng)粒度為320、400、600、800、1000 和1200 目金相砂紙打磨，再用機(jī)械拋光

29、法拋光。拋光后用體積分?jǐn)?shù)為3%的硝酸酒精溶液腐蝕。然后在金相顯微鏡下觀察冷卻時(shí)間和焊接熱輸入對(duì)金相組織的影響。2.2.3夏比沖擊試驗(yàn)夏比沖擊試驗(yàn)按照標(biāo)準(zhǔn)gb/t229-1994進(jìn)行。試樣采用5l055 mm v型缺口試樣，缺口開(kāi)在沿板厚方向。夏比v型缺口的沖擊值用cvn (charpy v-notch)表示，沖擊試驗(yàn)溫度為室溫，試樣的具體尺寸如圖2-1所示。2.2.4斷口分析采用kyky-2800 型掃描電鏡分別放大不同倍數(shù)觀察斷口不同區(qū)域的形貌。通過(guò)觀察分析不同工藝條件下試樣沖擊斷口形貌特征，得出組織對(duì)斷裂過(guò)程的影響。具體操作步驟及注意事項(xiàng)參照標(biāo)準(zhǔn)gb/t12778-91。圖2.1 夏比v型

30、沖擊試樣2.2.5顯微硬度測(cè)試顯微硬度測(cè)試在型為號(hào)hvs1000的顯微硬度測(cè)試儀上進(jìn)行，所加載荷為300gf，保持載荷10 s，測(cè)量時(shí)每個(gè)試樣打5點(diǎn)，為避免上次壓痕產(chǎn)生的加工硬化對(duì)測(cè)試值造成影響，每個(gè)測(cè)試點(diǎn)相距5倍壓痕。最后求得5個(gè)點(diǎn)硬度的平均值。具體操作標(biāo)準(zhǔn)參照gb/t4342-91。 第3章 試驗(yàn)結(jié)果與分析3.1金相組織 圖 3.1給出了x80 管線鋼加熱到1300后經(jīng) 5 種不同的冷卻速度處理后的金相組織照片。x80鋼的母材組織為細(xì)小的針狀鐵素體組織，組織均勻，無(wú)明顯的“帶狀組織”，但從組織上看，仍保留軋制的痕跡。在圖3.1a是經(jīng)過(guò)t8/5=4s的冷卻速度冷卻后的金相照片，在組織中可以發(fā)

31、現(xiàn)組織主要為板條貝氏體，板條貝氏體的板條甚為細(xì)密。當(dāng)冷卻速度減緩到t8/5=7s時(shí)，板條貝氏體減少，生成的粒狀貝氏體較多。acfbb 圖3.1 x80鋼不同冷卻時(shí)間的光學(xué)金相照片 a）t8/5=4s b）t8/5=7s c）t8/5=10s d）t8/5=13s e）t8/5=16s f）母材 t8/5=10s時(shí)，板條狀貝氏體已經(jīng)很少，組織以粒狀貝氏體為主，晶粒開(kāi)始變得粗大。冷卻速度降低到t8/5=13s時(shí)，晶粒中仍然以粒狀貝氏體為主，但是一些板條狀的鐵素體開(kāi)始出現(xiàn)。t8/5=16s時(shí)，出現(xiàn)了許多幾乎貫穿晶體的平行生長(zhǎng)的粗大板條鐵素體，晶界處的碳化物增多。 圖3.2 x80鋼不同熱輸入的光學(xué)金

32、相組織 f）e=5 kj/cm g）e=10 kj/cm h）e=15kj/cm i) e= 20kj/cm圖3.2給出了x80 管線鋼4 種不同的熱輸入處理后的金相組織照片。在熱輸入為e=5kj/cm時(shí)，可以發(fā)現(xiàn)馬氏體島和部分粒狀貝氏體。當(dāng)熱輸入為e=10kj/cm時(shí)組織以下貝氏體為主，并有部分粒狀貝氏體和少量板條馬氏體。當(dāng)熱輸入e=15kj/cm時(shí)，晶粒大小變得不均勻，有的晶內(nèi)有大量的平行分布的板條貝氏體，有的晶粒中發(fā)現(xiàn)基體上出現(xiàn)下貝的現(xiàn)象，有的晶內(nèi)則以粒狀貝氏體為主。e=20kj/cm時(shí)，晶內(nèi)形成了較多針狀鐵素體，這種針狀鐵素體經(jīng)常從原奧氏體的晶界以不同的位向插入晶內(nèi)，因而使得鋼材的有效

33、晶粒尺寸減小，從而有利于強(qiáng)韌性的提高。 3.2 斷口形貌不同冷卻時(shí)間和不同熱輸入的斷口sem照片如圖3.3和3.4所示。圖3.3a-c是冷卻時(shí)間為t8/5=4s時(shí)斷口的sem照片，圖3.3d-e是冷卻時(shí)間為t8/5=7s時(shí)斷口的sem照片，圖3.3f-g是冷卻時(shí)間為t8/5=10s時(shí)斷口的sem照片，圖3.3h-i是冷卻時(shí)間為t8/5=13s時(shí)斷口的sem照片，圖3.3j-k是冷卻時(shí)間為t8/5=16s時(shí)斷口的sem照片。一般說(shuō)來(lái)，在沖擊斷口中有3個(gè)區(qū)域，即纖維區(qū)、放射區(qū)以及剪切唇，首先在缺口附近形成裂紋出現(xiàn)纖維區(qū)，呈粗糙的纖維狀。緊接著纖維區(qū)的第二個(gè)區(qū)域就是放射區(qū)，纖維區(qū)和放射區(qū)的交界線標(biāo)志

34、著裂紋由緩慢擴(kuò)展向快速擴(kuò)展的不穩(wěn)定擴(kuò)展轉(zhuǎn)化。放射區(qū)的特征是，有放射花樣；放射方向與裂紋擴(kuò)展方向相平行；垂直于裂紋前沿的輪廓線并逆指向裂紋源。斷裂過(guò)程的最后階段形成剪切唇，剪切唇沿?zé)o切口的其他三側(cè)邊分布。纖維區(qū)同放射區(qū)或剪切唇相連接的邊界常呈弧形。對(duì)于3點(diǎn)彎曲v型缺口試樣，由于在擺錘或沖擊桿的沖擊作用下，v缺口一側(cè)受張應(yīng)力，不開(kāi)缺口的另一側(cè)受壓應(yīng)力，在整個(gè)斷面上受力方向不同，所以當(dāng)受張應(yīng)力的放射區(qū)進(jìn)入受壓區(qū)時(shí)可能消失而重新出現(xiàn)纖維區(qū)，在放射區(qū)兩側(cè)同時(shí)存在纖維區(qū)。若材料的塑性足夠好，則放射區(qū)完全消失，整個(gè)截面上將只有纖維區(qū)和剪切唇2個(gè)區(qū)域。斷口上二次出現(xiàn)纖維區(qū)的主要原因是，當(dāng)裂紋進(jìn)入壓應(yīng)力區(qū)時(shí)，壓

35、縮變形對(duì)裂紋的擴(kuò)展起著阻滯作用，使擴(kuò)展速度顯著降低18。在圖3.3a中可以看出左側(cè)脆性穿晶斷口和脆性沿晶斷口同時(shí)出現(xiàn)，這時(shí)是由于受熱后晶界有較厚的滲碳體網(wǎng)，在外力作用下滲碳體網(wǎng)自身發(fā)生解理而形成沿晶斷裂，對(duì)其放大觀察還可以發(fā)現(xiàn)明顯的棱狀晶界和河流花樣（圖3.3c），是為脆性斷裂；圖3.3b發(fā)現(xiàn)斷面中有大量大小不均一的韌窩，但是由于冷卻時(shí)間較短，在韌窩底部沒(méi)有發(fā)現(xiàn)第二相粒子。 圖3.3d-e是經(jīng)過(guò)t8/5=7s的冷卻速度冷卻的沖斷試樣形貌。由圖可見(jiàn)，該斷口是典型的韌性斷裂，韌窩比較均勻，觀察韌窩可以在其底部發(fā)現(xiàn)較多的第二相粒子。韌窩內(nèi)的撕裂痕跡明顯，說(shuō)明塑性較好。 t8/5=10s的斷口如圖3.

36、3f-g所示，該條件下韌窩較淺，韌窩指向斷裂方向，每個(gè)韌窩斷裂方向的棱角都比較整齊鋒利。斷面整體光亮平整，塑性較差。abcfgedhijk圖3.3 x80鋼不同冷卻時(shí)間的斷口sem照片a、d、f、h、j分別是不同冷卻時(shí)間斷口放大100倍的sem照片，b、c、e、g、i、k分別為不同冷卻時(shí)間斷口放大500倍的sem照片a-c t8/5=4s、d-e t8/5=7s、f-g t8/5=10s、h-it8/5=13s 、j-k t8/5=16s在圖3.3h-i是t8/5=13s的斷口sem照片中可以發(fā)現(xiàn)大韌窩旁邊還分布著許多小韌窩，在韌窩底部存在第二相粒子，一些二次裂紋也密集地分布在斷口表面。出現(xiàn)個(gè)

37、別較大較深的韌窩說(shuō)明塑性有所增強(qiáng)。圖3.3j-k是t8/5=16s的斷口sem照片，可以看出斷口宏觀上相對(duì)平整，韌窩較大，并有所加深。圖3.4a-b是x80鋼熱輸入e=5 kj/cm 的斷口sem照片，圖3.4c-d是x80鋼熱輸入e=10 kj/cm 的斷口sem照片，圖3.4e-f是x80鋼熱輸入e=15 kj/cm 的斷口sem照片，圖3.4g-h是x80鋼熱輸入e=20 kj/cm 的斷口sem照片。可以看出，熱輸入較小時(shí)，斷口宏觀表面反光較強(qiáng)，韌窩也比較淺而且大。隨著熱輸入的增大，斷口宏觀形態(tài)變得也來(lái)越?jīng)]有光澤，韌窩逐漸加深，韌窩的表面變得粗糙起來(lái)，說(shuō)明塑性變好。abcdefgh圖3

38、.4 x80鋼不同熱輸入的斷口sem照片a、c、e、g分別是不同熱輸入斷口放大100倍的sem照片，b、d、f、h分別為不同熱輸入斷口放大500倍的sem照片。a-b e=5 kj/cm、 c-d e=10 kj/cm 、e-f e=15 kj/cm、g-h e=20 kj/cm3.3 沖擊韌性在對(duì)x80 管線鋼經(jīng)不同冷卻速度和不同的焊接熱輸入進(jìn)行處理后，熱影響區(qū)粗晶區(qū)(cghaz)沖擊性能測(cè)試結(jié)果如表 3.1 所示。試驗(yàn)結(jié)果表明，不同的冷卻時(shí)間和熱輸入對(duì)x80 管線鋼 cghaz 沖擊韌性有著影響。表3.1 不同冷卻時(shí)間下的沖擊韌性（kgfm / cm）t8/5 s123平均值1組430.4

39、28.229.629.42組733.635.234.834.53組1030.431.432.831.54組1339.232.433.435.05組1629.033.331.831.3表3.2不同熱輸入下的沖擊韌性（kgfm / cm）e kj/cm 123平均值1組527.029.827.228.02組1030.830.634.832.03組1532.426.031.6304組2024.425.648.933.0圖3.5 不同冷卻時(shí)間下的沖擊韌性 圖3.6 不同熱輸入下的沖擊韌性圖3.5和3.6更為直觀地表現(xiàn)出韌性隨冷卻時(shí)間和熱輸入的變化，可以看出冷卻速度改變后試樣的沖擊韌性基本在一個(gè)區(qū)間內(nèi)浮

40、動(dòng)，而隨著熱輸入的增加沖擊韌性呈現(xiàn)出上升的趨勢(shì)。3.4顯微硬度表3.3、3.4分別給出了不同冷卻時(shí)間和不同熱輸入對(duì)粗晶區(qū)硬度的影響。表3.3 不同冷卻時(shí)間下的粗晶區(qū)硬度t8/5 s12 345平均值1組4278.55391.00339.17368.78347.70345.042組7445.44349.80421.26503.20463.89436.723組10469.85509.93385.87514.59501.39476.314組13473.42406.37403.53399.00434.55423.375組16374.15497.50415.53408.35519.63443.03表3.

41、4 不同熱輸入下的粗晶區(qū)硬度e kj/cm 12345平均值1組5306.12351047349.88336.84336.34336.132組10344.42370.49415.75432.36449.63407.933組15316.96349.01419.99338.33354.31355.724組20433.71404.29374.74434.92423.71414.27 圖3.7 不同冷卻時(shí)間下的硬度值圖3.8不同熱輸入下的硬度值 從圖表中可以看出t8/5從4s增加到10s，硬度值出現(xiàn)了大幅度的增長(zhǎng)，漲幅達(dá)到37%，而后基本保持在一個(gè)較高水平； 當(dāng)熱輸入由5kj/cm增加到10kj/cm

42、硬度有所增大，而到熱輸入為15kj/cm時(shí)硬度又下降了部分，20kj/cm的熱輸入時(shí)得到最大的硬度值。結(jié)合圖3.1和3.2觀察可以發(fā)現(xiàn)，硬度的大小和晶粒尺寸有一定關(guān)系，晶粒越大硬度值就會(huì)越大。圖3.7表明，大的硬度值會(huì)影響到整體的韌性，這是因?yàn)榫ЯＴ酱?，總體晶界越少，大晶界的變形協(xié)調(diào)性減弱，變形容易程度降低，容易造成局部應(yīng)力過(guò)大，從而降低了斷裂韌度。3.5 綜合分析與討論x80鋼是低碳微合金設(shè)計(jì)，組織中含有多種合金元素，因此各個(gè)合金元素對(duì)組織的相變都將會(huì)產(chǎn)生一定的影響，cr、si、p、v、mo、ti、b、nb是擴(kuò)大相區(qū)元素19，材料中含有較多的c、mn、ni等合金元素可以擴(kuò)大相區(qū)，使相變溫度降

43、低到更低的溫度，相變具有更大的過(guò)冷度，臨界形核功降低，形核所需臨界晶核半徑減小，增加形核率，同時(shí)由于溫度的降低，擴(kuò)散系數(shù)減小，局部地區(qū)元素的聚集減弱，元素?cái)U(kuò)散性相變減弱，切變方式增強(qiáng)，有利于細(xì)小鐵素體組織的形成；由于含有ti、mo、nb、v等碳氮化合物形成元素，能夠在基體中形成細(xì)小彌散的碳氮化合物，具有第二相強(qiáng)化作用，這些化合物在基體發(fā)生固態(tài)相變的過(guò)程中依然具有重要作用，在加熱過(guò)程中，由于形成的化合物穩(wěn)定性高，溶解溫度相對(duì)較高，它可以阻止晶界在加熱過(guò)程中發(fā)生擴(kuò)散遷移，防止晶粒長(zhǎng)大，在冷卻過(guò)程中，形成彌散細(xì)小的nb、v等化合物，強(qiáng)化基體，阻礙基體中元素的擴(kuò)散，延遲相變。焊接是一個(gè)快速的加熱和冷卻

44、過(guò)程，溶質(zhì)的均勻化或局部聚集與溫度和時(shí)間有關(guān)。當(dāng)t8/5=4s時(shí)，冷卻速度很快，在快速冷卻過(guò)程中，元素來(lái)不及擴(kuò)散已經(jīng)冷卻到較低溫度，新相通過(guò)擴(kuò)散形核和長(zhǎng)大較難，主要通過(guò)切變方式轉(zhuǎn)變成含碳量較高的窄細(xì)板條貝氏體，且連續(xù)生長(zhǎng)，方向性較強(qiáng)。當(dāng)t8/5 時(shí)間為16s，冷卻時(shí)間較長(zhǎng)，冷卻速度慢，有利于碳的擴(kuò)散聚集，形成硬脆的粗大片狀m/a和粗大的片狀板條貝氏體,m/a間距縮短，面積增大，割裂基體，斷續(xù)分布的板條貝氏體逐漸連接成線20，對(duì)裂紋的擴(kuò)展阻礙作用減弱。當(dāng)t8/5為7s時(shí)，由于冷卻速度適中，可以形成分散且窄細(xì)的板條貝氏體，碳的擴(kuò)散聚集較少，形成的m/a細(xì)小且數(shù)量較少，板條貝氏體間以大角度晶界分開(kāi)，

45、晶界間分布有少量的粒狀貝氏體，所以組織對(duì)裂紋的形成和發(fā)展表現(xiàn)出較強(qiáng)的阻礙作用，具有較好的韌性。熱輸入的增加對(duì)應(yīng)著高溫停留時(shí)間變長(zhǎng)，t8/5也相應(yīng)地增加。在較低熱輸入時(shí)組織中的脆硬相比較多。在中溫上貝氏體轉(zhuǎn)變區(qū)間，先析出含碳量很低的鐵素體，并逐漸擴(kuò)大，而使碳大部分富集到被鐵素體包圍的島狀殘余奧氏體里面去。當(dāng)熱輸入增加到一定程度后粒狀貝氏體的奧氏體島在較為緩慢的的冷卻速度下分解為鐵素體和滲碳體并有殘余奧氏體，這時(shí)韌性就開(kāi)始上升21。圖3.5和3.6中表明冷卻速度改變后式樣的沖擊韌性基本在一個(gè)區(qū)間內(nèi)浮動(dòng)，而隨著熱輸入的增加沖擊韌性呈現(xiàn)出上升的趨勢(shì)。在斷口sem圖中，發(fā)現(xiàn)了不少第二相粒子，在外力做用下

46、，晶粒內(nèi)部的位錯(cuò)會(huì)產(chǎn)生滑移，并在組織中存在的第二相粒子前形成塞積群。在塞積群中領(lǐng)先的位錯(cuò)主要受第二相粒子對(duì)它的阻力和有效外加切應(yīng)力以及其它位錯(cuò)的應(yīng)力場(chǎng)的作用，這時(shí)第二相粒子受到的作用力和外應(yīng)力相比就放大了，當(dāng)外應(yīng)力足夠大時(shí)裂紋就由此產(chǎn)生22。圖3.4e-f和3.4g-h所示的斷口形貌可以看出該韌窩區(qū)具有良好的塑性。一些韌窩大而深，部分韌窩被拉長(zhǎng)變形，特別是圖3.4e-f中有些韌窩甚至相互貫通，大韌窩中間有少量小韌窩區(qū)，韌窩中可觀察到微孔存在，韌窩中的微孔說(shuō)明了延性韌窩的產(chǎn)生機(jī)理為微孔聚集型斷裂，在圖3.4g-h斷口中形成的不同韌窩尺寸是由于裂紋在晶界鐵素體上快速擴(kuò)展，消耗能量較少，形成的韌窩就

47、小而淺；而晶內(nèi)針狀鐵素體對(duì)裂紋擴(kuò)展抵抗能力強(qiáng)，塑性變形較大，從而消耗能量相對(duì)較大，形成的韌窩就也較大23。第4章 結(jié)論 利用焊接熱模擬技術(shù)對(duì)模擬不同冷卻速度和熱輸入條件下的x80鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)，并通過(guò)對(duì)試樣進(jìn)行金相顯微組織觀察，硬度測(cè)試，沖擊韌性測(cè)試以及斷口的sem分析得出以下結(jié)論：1、x80鋼焊接熱影響區(qū)粗晶區(qū)的組織類型、形態(tài)和尺寸隨焊后冷卻速度的不同而不同，在t8/5=4s的快速冷卻過(guò)程中主要通過(guò)切變方式轉(zhuǎn)變成含碳量較高的窄細(xì)板條貝氏體。當(dāng)t8/5 時(shí)間為16s時(shí)，冷卻時(shí)間較長(zhǎng)，形成硬脆的粗大片狀m/a和粗大的片狀板條貝氏體對(duì)裂紋的擴(kuò)展阻礙作用減弱。在中等冷卻速度t8/5=7s時(shí)綜合

48、力學(xué)性能較好。2、焊接熱輸入e=10kj/cm時(shí)由于焊接熱輸入不大，晶粒長(zhǎng)大不明顯，同時(shí)還獲得了下貝使粗晶區(qū)獲得了較高的韌性；e=15kj/cm時(shí)晶粒粗化嚴(yán)重，韌性明顯下降；e=20kj/cm粒狀貝氏體的奧氏體島在較為緩慢的的冷卻速度下分解為鐵素體和滲碳體并有殘余奧氏體，獲得最佳韌性。致謝本文是在張德芬老師和王進(jìn)師兄的悉心指導(dǎo)下完成的。從論文選題、開(kāi)題、實(shí)驗(yàn)方法與實(shí)驗(yàn)參數(shù)的設(shè)計(jì)、實(shí)驗(yàn)和論文寫作，張老師和王師兄都給了我細(xì)致的指導(dǎo)，讓我在較短時(shí)間內(nèi)明確自己的研究方向和研究方法，從而保證了課題研究的順利進(jìn)行。不僅如此，張老師嚴(yán)謹(jǐn)?shù)淖黠L(fēng)、淵博的學(xué)識(shí)、豐富的實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)、誨人不倦的教導(dǎo)潛移默化地影響著我，讓我意識(shí)到無(wú)論是理論分析還是科學(xué)實(shí)驗(yàn)都應(yīng)該嚴(yán)謹(jǐn)，科學(xué)研究更應(yīng)當(dāng)在遵循理論的基礎(chǔ)上不斷深入，不懈探索。在畢業(yè)論文即將完成之際，我想對(duì)所有曾經(jīng)給過(guò)我?guī)椭椭С值娜藗儽硎局孕牡母兄x。在此，感謝張德芬老師對(duì)我畢業(yè)設(shè)計(jì)的悉心指導(dǎo)，感謝張老師的辛勤培育，向她致以最誠(chéng)摯的敬意！感謝王進(jìn)師兄，感謝他給予我的寶貴建議和幫助，感謝我的這位良師益友！參考文獻(xiàn)1 戴蘭，梅秀忍我國(guó)能源開(kāi)發(fā)利用中的問(wèn)題及對(duì)策研究j中小企業(yè)管理與科技(下旬刊) ，2009，(11)2 莊傳晶，馮耀榮國(guó)內(nèi)x80級(jí)管線鋼的發(fā)展及今后的研究方向j焊管，20