焊接熱循環(huán)對(duì)x80管線鋼haz沖擊韌性的影響

焊接熱循環(huán)對(duì)x80管線鋼haz沖擊韌性的影響

管道鋼是綜合能要求最高的鋼鐵產(chǎn)品之一，其開(kāi)發(fā)和應(yīng)用一直受到高度重視。為達(dá)到高的強(qiáng)韌性匹配,傳統(tǒng)的X80管線鋼主要采用低碳Mn-Mo-Nb系,并采用低溫控軋控冷,以獲得針狀鐵素體(或貝氏體)組織。隨人們對(duì)環(huán)境資源的重視,如何節(jié)約資源、降低能耗來(lái)降低生產(chǎn)成本成為鋼鐵生產(chǎn)研究的熱點(diǎn)。20世紀(jì)80年代,研究發(fā)現(xiàn)降低鋼中的碳含量可增加鈮的固溶度,隨奧氏體中固溶Nb量增加,奧氏體再結(jié)晶溫度顯著提高,在較高的溫度區(qū)就可以獲得熱機(jī)械軋制的效果。在鋼中微量Nb含量的增加,可大量減少M(fèi)o等合金元素的添加量,并提高軋制溫度,降低資源和能源的消耗。這種C含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)約0.03%、鈮含量約0.10%,并進(jìn)行Ti/N處理的高溫軋制鋼稱(chēng)為HTP(HighTemperatureProcessing)鋼。1997年,Pemex公司在墨西哥灣卡特萊爾管道項(xiàng)目(84km長(zhǎng)的海底抗酸性氣體管線,鋼級(jí)X70,規(guī)格為直徑?914mm壁厚22mm)上采用了HTP鋼并獲得成功。2005年,美國(guó)首條X80天然氣管道建成投產(chǎn),全部采用HTP管線鋼制成的鋼管18.1萬(wàn)噸(壁厚16mm),也就是說(shuō)國(guó)際首條X80長(zhǎng)距離商業(yè)管線全部采用了HTP鋼,標(biāo)志著HTP鋼的成熟。隨西氣東輸二線工程的建設(shè),為降低生產(chǎn)成本,確定部分采用高Nb鋼,國(guó)內(nèi)也開(kāi)始了X80高Nb鋼的開(kāi)發(fā)。但與國(guó)外相比,西氣東輸二線工程采用X80直縫焊管的鋼板最小壁厚為22mm,這就要求鋼管焊接過(guò)程中采用較大的焊接熱輸入,必然會(huì)對(duì)焊接熱影響區(qū)的組織和性能產(chǎn)生更大的影響,特別是焊接熱影響粗晶區(qū)的韌性也應(yīng)更加關(guān)注。一些觀點(diǎn)認(rèn)為,高Nb含量可能導(dǎo)致較大的NbC顆粒的存在,從而降低材料的沖擊韌性。本工作對(duì)比研究了焊接熱循環(huán)對(duì)高Nb和Mn-Mo-Nb系兩種商用X80管線鋼焊接熱影響粗晶區(qū)組織和沖擊韌性的影響,目的是為高NbX80管線鋼的開(kāi)發(fā)應(yīng)用提供參考。1試驗(yàn)?zāi)M條件試驗(yàn)所用的兩種X80管線鋼的合金成分如表1所示。焊接熱模擬試驗(yàn)在Gleeble-3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行,試樣尺寸為10mm×10mm×55mm,在板厚中部沿板材橫向取樣。利用計(jì)算機(jī)模擬分析板厚為22mm的X80管線鋼在不同焊接線能量條件下焊接熱影響區(qū)的熱循環(huán)參數(shù)如圖1所示。模擬焊接熱影響粗晶區(qū)的峰值溫度均為1350℃,控制冷卻條件以模擬線能量分別為20、35、40、45和55kJ·cm-1焊接熱輸入量對(duì)焊接熱影響粗晶區(qū)組織和性能的影響。經(jīng)過(guò)焊接熱模擬后,在試樣中心加工缺口,制備成10mm×10mm×55mm的標(biāo)準(zhǔn)V型缺口試樣,利用JB-500型沖擊試驗(yàn)機(jī)測(cè)試室溫下各試樣夏比沖擊功。利用Axiovert200MAT型金相顯微鏡觀察試樣組織形態(tài)和分布。2試驗(yàn)結(jié)果及分析2.1焊接線對(duì)粗晶的沖擊韌性表2給出兩種管線鋼焊接線能量對(duì)焊接熱影響粗晶區(qū)沖擊韌性的影響。由表2可見(jiàn),對(duì)Mn-Mo-Nb鋼,隨著線能量的增加呈現(xiàn)單調(diào)下降的趨勢(shì),當(dāng)線能量從20kJ·cm-1增加到35kJ·cm-1時(shí),材料韌性迅速下降,降低幅度高達(dá)190J,而且沖擊功波動(dòng)增大。當(dāng)線能量>40kJ·cm-1時(shí),材料沖擊值下降到100J以下,已不能滿足西氣東輸二線鋼管技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)(≥80J)的要求。對(duì)高Nb鋼,焊接熱影響粗晶區(qū)的沖擊韌性隨焊接線能量的變化Mn-Mo-Nb鋼的變化規(guī)律基本相同,即隨線能量的增加,沖擊韌性值降低。但對(duì)高Nb鋼,當(dāng)線能量在<40kJ·cm-1時(shí),粗晶HAZ仍保持較高的沖擊韌性。當(dāng)線能量>45kJ·cm-1時(shí),其沖擊韌性顯著降低,且單值波動(dòng)較大。對(duì)比兩種管線鋼,在實(shí)際焊接工藝條件下(焊接線能量約為40kJ·cm-1),高Nb鋼的粗晶HAZ的沖擊功顯著高于Mn-Mo-Nb鋼。即高Nb鋼更適合大線能量的焊接要求。2.2原第一、二通插裝線上的鐵素體組織的粗化圖2給出了兩種鋼的原始組織及經(jīng)焊接熱循環(huán)后的顯微組織。由圖2可見(jiàn),鋼板的原始組織均為針狀鐵素體組織,并保持一定的軋制方向(圖2(a)、(d))。對(duì)比兩種鋼,高Nb鋼的組織不均勻性較大。經(jīng)焊接熱循環(huán)后,粗晶HAZ的顯微組織發(fā)生了顯著的改變,并且焊接線能量對(duì)組織也有較大的影響(圖2(b)、(c)、(e)、(f)、(g)、(h))。當(dāng)線能量為20kJ·cm-1時(shí),粗晶HAZ組織主要由低碳馬氏體組成,伴隨少量的粒狀貝氏體(圖2(b)、(f));當(dāng)線能量為35kJ·cm-1時(shí),組織由板條馬氏體為主轉(zhuǎn)變?yōu)榱钬愂象w(圖2(c)、(g));隨線能量的增加,奧氏體晶粒尺寸增大,貝氏體中鐵素體團(tuán)塊尺寸也增大(圖2(d)、(h))。也正是由于原奧氏體晶粒及貝氏體鐵素體組織的粗化,導(dǎo)致了沖擊韌性的顯著降低。對(duì)比兩種鋼的粗晶HAZ組織,在相同的焊接線能量條件下,高Nb鋼的原奧氏體晶粒尺寸顯著低于Mn-Mo-Nb鋼,且組織的均勻性也顯著好于Mn-Mo-Nb鋼(對(duì)比圖2(d)、(h))。這一結(jié)果表明,高Nb鋼對(duì)焊接熱影響區(qū)的組織粗化有抑制作用,更適合大線能量的焊接。在焊接過(guò)程中,由于焊接高熱輸入導(dǎo)致焊縫熱影響區(qū)的組織和性能發(fā)生較大的變化,特別是韌性變化是人們所關(guān)注的重點(diǎn)。焊縫熱影響區(qū)的性能主要取決于奧氏體晶粒的長(zhǎng)大傾向,為提高管線鋼焊接熱影響區(qū)的韌性,普遍采用Ti處理,認(rèn)為當(dāng)Ti與N質(zhì)量比>3.2時(shí),能夠使熱影響區(qū)奧氏體晶粒長(zhǎng)大傾向減小,而對(duì)Nb-Ti復(fù)合添加時(shí),最佳Ti與N比約為2.73。Ti處理的目的是利用形成的高熔點(diǎn)TiN顆粒來(lái)抑制奧氏體晶粒的長(zhǎng)大。對(duì)比表1兩種X80管線鋼的成分,兩種鋼的Ti與N比分別為4.0(Mn-Mo-Nb鋼)和2.5(高Nb鋼)。從Ti與N比的角度來(lái)看,Mn-Mo-Nb鋼的Ti與N比更高,因而具有更高的穩(wěn)定性來(lái)抑制奧氏體晶粒長(zhǎng)大。但TiN顆粒的熔點(diǎn)還取決其含量,按文獻(xiàn)的固溶濃度積計(jì)算,兩種鋼中TiN的熔點(diǎn)分別是1538℃(Mn-Mo-Nb鋼)和1548℃(高Nb鋼),而Nb(CN)完全固溶溫度則分別為1045℃(Mn-Mo-Nb鋼)和1126℃(高Nb鋼)。對(duì)于峰值溫度達(dá)到1350℃高溫的焊接熱循環(huán)來(lái)講,在這樣的加熱溫度下,TiN不會(huì)溶解,而Nb(CN)將大量溶解。而鋼中Ti含量相差不大,不可能造成奧氏體晶粒更大的變化。但由于焊接過(guò)程的加熱速度和冷卻速度較快,碳化物溶解也是處于一非平衡的過(guò)程,穩(wěn)定性稍高一些的Nb(CN)碳化物不能全部溶解,仍能起到釘扎晶界的作用。因此,高Nb鋼中未溶Nb(CN)粒子對(duì)粗晶HAZ區(qū)的奧氏體晶粒長(zhǎng)大有一定的抑制作用,從而使高Nb鋼粗晶HAZ的性能高于Mn-Mo-Nb鋼。3線能量不同的粗晶haz在一次焊接熱循環(huán)條件下,與Mn-Mo-Nb鋼相比,高NbX80