董利明1,2,,杨莉1,戴军1,张宇2,王学林3,尚成嘉3

1 常熟理工学院汽车工程学院 常熟 215500
2 江苏省(沙钢)钢铁研究院 张家港 215625
3 北京科技大学材料科学与工程学院 北京 100083

摘要

关键词：管线钢;埋弧焊丝;热煨工艺;焊缝金属;低温韧性;针状铁素体

油气输送管道建设中,常采用热煨弯管或管件(三通、弯头等)来改变管线铺设方向。近年来,为了适应长输管线大口径、大壁厚、高压输送的发展趋势,对弯管和三通等管件提出了更高的要求[1,2]。就其生产过程而言,弯管和管件均由直缝焊母管热成形加工制成,为了保证各部位的性能要求,往往需要进行整体热处理。通过微合金优化设计、洁净钢冶炼和控轧控冷(TMCP)技术,能够提供足够强韧特性的管体母材。然而,由于缺乏专用焊丝,埋弧焊缝在淬火和高温回火的热处理过程中容易发生严重的低温脆化[3],造成低温韧性波动大甚至不合格的质量问题。因此,研究焊丝合金元素,特别是强韧化元素Mn、Ni、Mo对管件埋弧焊缝热处理后的组织变化和力学性能的影响具有重要的理论和工程实际意义。

合金元素对管线钢焊缝组织和性能的影响一直是国内外学者的研究热点。一般而言,具有高强高韧的低合金焊缝组织主要为针状铁素体(AF)、粒状贝氏体(GB)及少量马氏体/奥氏体(M/A)的组织形态[4],Mn、Ni等合金元素的添加有助于焊缝产生高含量的AF和细小的GB,可以显著提高抗微裂纹扩展能力,增强焊缝金属的强韧性。Keehan等[5,6]认为,尽管增加Mn和Ni含量有助于提高高强钢焊缝强度,但过量Mn (2%,质量分数,下同)和Ni (7%~9%)均对焊缝韧性不利。Bhole等[7]则研究了Ni、Mo含量对X70管线钢埋弧焊缝组织和性能的影响,认为同时添加Ni、Mo可增加焊缝中的韧性组织AF的比例,并当Ni、Mo含量分别为2.0%~2.9%和0.7%~0.9%时,可使焊缝具有最佳的强韧组织比例(77%AF+20%GB,体积分数)。近年来,基于Mn-Ni-Mo合金体系的埋弧焊材也逐渐被开发并用于X80、X90甚至X100等高等级管线钢[8~10]。尽管上述研究结果能够满足管线钢中直缝管焊缝的性能要求,但制备弯管过程需要经过一个短时间的高温奥氏体化(Ac3以上,Ac3为加热时铁素体转变为奥氏体的终了温度)和喷水冷却过程,这对弯管焊缝的组织和性能产生较大的影响,严重恶化了弯管焊缝的低温韧性,很难满足例如K65管线钢的设计要求[11,12]。Wu等[13]认为,较高Ni含量能有效增加焊缝AF的含量,但在焊缝热处理时也会促进M/A形核析出,加速渗碳体在回火过程中的粗化,导致低温韧性降低。由此可见,合金元素对焊态及热处理态焊缝组织的作用具有较大的差别,只有优化关键合金元素含量才能保证热处理态焊缝的强韧性能,然而目前还未见通过Mn-Ni-Mo合金元素含量控制热煨弯管焊缝组织及强韧性能的报道。

本工作针对K65管线钢直缝管及热煨弯管的性能要求,通过Mn-Ni-Mo焊丝成分的合理设计,实现焊缝以AF为主的组织控制。通过对直缝管和弯管焊缝进行组织观察,研究焊缝中不同Mn、Ni、Mo配比对焊缝中组织和力学性能的影响,重点分析焊缝金属经热处理后的组织转变行为对焊缝低温韧性的影响机制。

1 实验方法

1.1 焊丝成分设计及制备

K65是俄罗斯的管线钢牌号,其强度级别相当于国内的X80管线钢,但由于服役环境处于常年冻土地带,对低温韧性具有很高的要求,其设计标准如表1[14]所示。针对高强度、低温韧性的技术要求,采用低C的Mn-Ni-Mo-Ti-B合金体系设计4种焊丝,其化学成分(质量分数,%,下同)为：C 0.08,Si 0.1,S 0.006,P 0.01,(Mn+Ni+Mo) 2.5~4.2,以及适量Ti和B,Fe余量,其中主要区别为Mn、Ni、Mo配比不同。其主要设计原则为：(1) 在低C的基础上添加Mn和Mo等合金元素提高焊缝金属强度,同时依据Mn、Ni对韧性的作用机制,适当添加Ni来保证焊缝金属具有足够的低温冲击韧性;(2) Ti、B的添加会在焊缝内形成Ti的氧化物、氮化物,一方面抑制先共析铁素在晶界形核,另一方面可成为焊缝金属中AF的形核核心,有利于提高AF比例,从而保证低温韧性;(3) 适量Mo的添加可抑制热处理过程中碳化物的析出,提高淬透性;还可降低相变温度和AF的长大速度,细化晶粒。

采用80 kg真空感应炉按设计成分进行熔炼,经锻造、热轧、退火、拉拔和镀铜等工艺后,制得直径4.0 mm的实芯埋弧焊丝。

1.2 焊接实验

焊接钢板为30.8 mm厚的K65管线钢,其化学成分为：C 0.06,Si 0.19,Mn 1.66,Ni 0.37,P 0.01,S 0.002,(Cr+Cu+V+Nb+Mo+Al) 0.74,(Ti+B) 0.017,Fe余量。

研制的焊丝均搭配SJ101-995N焊剂在实际管线钢生产线进行多丝埋弧焊接实验。依据管线钢实际焊接工艺要求,首先采用CO2+Ar的混合气体进行单丝气保护打底焊,然后再进行双面四丝埋弧填充焊。其中气保护打底焊工艺参数为：电流为550 A,电压为22 V,Ar:CO2=4:1,焊接速率为200 cm/min,焊丝直径为3.0 mm。四丝埋弧填充焊工艺参数如表2所示。

1.3 热煨弯管工艺

弯管制备过程示意图如图1所示。尽管焊道位于热弯过程的上表面,受到的拉应力或压应力最小,但其热循环过程依然会对组织和性能产生较大影响。图2为热模拟工艺,包含热弯和回火过程。热模拟工艺参数设定依据实际弯管制备工艺而定,为与实际热煨弯管生产工艺相符,模拟热弯过程在Gleeble-3800热模拟试验机上进行(忽略热形变),回火过程在普通电阻加热炉内完成。试样由实际焊接的30.8 mm厚K65平板焊接接头取热模拟试样,取样位置如图2所示,试样尺寸为60 mm×11 mm×11 mm。

图1弯管热煨弯制备示意图

Fig.1Schematic of the industrial hot pipe bending process

图2热弯和回火的热模拟工艺及取样位置

Fig.2Schematic of thermal simulation including bending and tempering for samples (WM-Q means the quenching process of the weld; WM-QT means the quenching and tempering process of the weld)

1.4 性能测试与组织表征

焊后采用PDA-5000直读光谱仪对设计的4种焊缝金属进行成分测定。分别对直缝管(焊态)和弯管焊缝(热处理态)进行力学性能测试：采用INSTRON MPX-450摆锤冲击试验机进行低温冲击实验,标准试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm,V形缺口位置依据ASTM E1820-05a确定;采用INSTRON 3360万能材料试验系统进行室温拉伸实验;采用Willson Tukon-2500 Vickers硬度计进行Vickers硬度测量,载荷为10 kg。上述实验的取样及检测位置如图3所示。

图5所示为4种焊缝金属在焊态和热处理态的-40 ℃低温冲击功。从工程应用角度考虑,冲击功的单个最小值代表最低冲击韧性,且往往更能体现接头的韧性等级。从图5可见,4种焊缝在焊态的-40 ℃冲击功最小值为90 J,热处理态的-40 ℃冲击功最小值为59 J,均能满足表1所示的K65管线钢技术标准。分析焊态焊缝的低温冲击功与焊缝金属成分的关系可以发现, Mn、Ni和Mo的添加对韧性具有显著的影响：焊缝中增加0.2%Ni能使冲击功提高约60 J (1#和2#对比);而Mn和Mo的复合添加能同时提高焊缝金属的韧性(3#、4#和1#、2#对比)。此外,热处理态焊缝的低温冲击功比焊态焊缝金属有较大幅度降低,且受Mn、Ni、Mo合金元素含量的影响明显：低温韧性随着Mn+Ni+Mo含量的升高而提高(3#、4#和1#、2#对比);尽管3#焊缝Mn+Ni含量低于4#焊缝,但3#焊缝的-40 ℃低温冲击功达124 J (优于4#),可见,3#焊缝中较高的Mo含量是提高其热处理态焊缝低温韧性的重要因素。

图5焊态和热处理态焊缝的-40 ℃低温冲击功

Fig.5Impact energies of WM and WM-QT at -40 ℃

2.4 焊态和热处理态焊缝的金相组织

本课题组前期工作已对焊缝的焊态组织和力学性能进行了详细的探讨[16],本工作主要分析不同Mn、Ni、Mo含量对焊缝热处理后组织转变行为及低温韧性恶化的影响机制。由图5可知,3#焊缝的低温冲击功在热处理后仍达到最高(124 J),而2#焊缝的低温韧性在热处理后恶化最严重(降低93 J)。2#和3#焊态和热处理态焊缝的OM像如图6所示。根据Abson等[17]对焊缝组织的定义, 2# WM由细小的AF、先共析晶界铁素体(GBF)和侧板条铁素体(FSP)构成(图6a),3# WM仅由AF和GBF构成(图6b),可见,Mn、Mo含量的增加能有效抑制FSP的形成。焊缝经过热处理后,上述组织均转变成2# WM-QT (图6c)和3# WM-QT (图6d)所示的上贝氏体(BF)和AF,但图6c中的BF尺寸和含量均明显高于图6d,而图6d中的AF含量高于图6c,结合图5所示的低温韧性可知,3#焊缝中较高的Mo含量一方面对热处理焊缝中BF的尺寸和含量都有抑制作用,另一方面促进AF组织的转变,使热处理态焊缝中仍具有较高比例的AF,从而保证优异的低温韧性。

图62#和3#焊缝焊态和热处理态的OM像

Fig.6OM images of 2# and 3# weld metals at different conditions (AF—acicular ferrite, BF—upper bainite ferrite, GBF—grain boundary ferrite, FSP—ferrite side-plate) (a) 2# WM (b) 3# WM (c) 2# WM-QT (d) 3# WM-QT

3 分析与讨论

3.1 焊缝金属的组织类型转变

图7为3#焊缝经过热处理过程中间态(淬火态(WM-Q))和实际热煨弯管焊缝组织的OM像。图6b、7a和6d显示了3#焊缝在热弯及回火时的组织演变。可见,焊缝金属从焊态(WM)、淬火态(WM-Q)、回火态(WM-QT)的转变过程中,焊缝中仍保留了一定比例的AF组织,3#焊缝(图6b)中原奥氏体晶界处的GBF组织转变为BF组织,且在回火过程尺寸增大(图6d和图7a对比),但其BF组织的含量及尺寸仍低于2#焊缝回火态组织(图6c和图6d对比)。对比图7b和图6d可知,热煨弯管焊缝金属的显微组织以BF为主,AF含量较少,这与热模拟组织有一定的差距。已有研究[18]表明,粗大奥氏体晶粒有助于AF在晶内夹杂物处形核长大,而BF易于在晶界处形核长大。3#焊态、淬火态和热煨弯管焊缝的原奥氏体晶界的OM像如图8所示。可以看出,焊态焊缝的原奥氏体晶界清晰干净,而WM-QT焊缝的原奥氏体晶界生成许多细小的奥氏体晶粒,柱状晶形貌依然可见且晶粒粗大,但实际弯管焊缝中观察不到柱状晶形貌,而是形成了较多相对粗大的奥氏体晶粒。对比图8b和图7a可知,在短时间奥氏体化过程中,原始晶界处形核长大的奥氏体晶粒在随后的冷却过程中转变为BF,而晶内依然保持大尺寸奥氏体晶粒,因此在冷却过程中依然形成以AF为主的组织。而实际弯管由于热循环以及热弯变形作用等条件更利于奥氏体化过程中奥氏体晶粒的形核和长大(图8c),因此其相变组织以BF为主(图7b)。由此可见,造成实际热煨弯管焊缝组织和热模拟焊缝组织存在差异的原因在于,实际热弯过程中高温停留时间大于60 s,原奥氏体晶界处的BF转变更加充分,而BF的增加是导致焊缝金属低温韧性降低的原因之一。

图73#焊缝金属热处理中间态(淬火态)及实际弯管焊缝的OM像

Fig.7OM images of 3# weld metal for quenching (Q) condition and hot bending pipe (HBP)(a) 3# WM-Q (b) 3# WM-HBP

图83#焊态、淬火态和热煨弯管焊缝的原奥氏体晶界的OM像

Fig.8OM images of austenite grain boundaries in 3# weld metal(a) 3# WM(b) 3# WM-QT(c) 3# WM-HBP

图93#焊态、淬火态、淬火+回火态、热煨弯管焊缝经LePera试剂侵蚀的马氏体/奥氏体(M/A)的OM像

Fig.9OM images of martensite/austenite (M/A) in 3# weld metals(a) 3# WM (b) 3# WM-Q (c) 3# WM-QT (d) 3# WM-HBP

此外,各个组织形貌观察表明均存在黑色第二相颗粒。3#焊态、淬火态、淬火+回火态、热煨弯管焊缝经过LePera试剂侵蚀后的OM像如图9所示。焊态(图9a)及淬火态组织(图9b)第二相颗粒主要为白色的M/A颗粒,呈块状或针状分布在柱状晶、AF/AF或AF/BF界面。而经过热模拟淬火+回火焊缝(图9c)和实际热煨弯管焊缝(图9d)的M/A显著减少,且残留的M/A尺寸也相对较小,其统计比例如图10所示。根据Li和Baker[19]的研究结果表明,这种均匀弥散分布的细小M/A有助于提高金属的强度,但对低温韧性影响不大。

通过TEM表征3#焊缝热处理前后的典型组织转变如图11所示。由图11a可见,焊态焊缝中的AF以夹杂物为中心形核,研究[16]表明,Mn含量的增加促使这些Ti、Mn、O的复合夹杂物含量的提高,有利于提高具有良好强韧性质的AF含量。淬火态下得到的贝氏体主要是以板条为主的BF,且板条束贯穿整个奥氏体晶粒(图11b)。经过回火处理后,奥氏体晶界处可观察到板条状BF (图11c),但其板条宽度比淬火态增大,这与OM像显示的结果一致(图7a和图6d)。值得注意的是,回火后还观察到未完全分解的M/A (图11d),在其边界处可以发现少量M/A已分解为渗碳体。此外,奥氏体晶界处也有大量渗碳体析出(图11e),其长度为300~600 nm,宽度或厚度为35~70 nm,在OM像中显示为黑色团簇,这也是热处理焊缝金属中虽然M/A含量大幅下降,但硬度并未下降的主要原因,但这种沿晶界分布的大尺寸渗碳体对冲击韧性极为不利[20]。

3.2 焊缝金属中的组织含量转变

已有研究[21,22]表明,高比例的大角度晶界(取向差≥15°)可提高材料阻止脆性断裂的能力。为此,利用EBSD对焊态和热处理态的焊缝组织特征作进一步分析,如图12所示。从Euler图(图12a和b)可以看出,3# WM中组织主要由精细的AF和少量GBF组成,而3# WM-QT中出现较高比例的BF组织。根据晶粒取向差分布图及统计数据(图12c)可知,焊态焊缝大角度晶界占76.8%,热处理态焊缝大角度晶界占67.1%。可见,热处理后焊缝金属的大角度晶界向小角度晶界转换,这就使热处理态焊缝阻止脆性断裂的能力下降,低温韧性变差。统计2种状态焊缝的晶粒尺寸如图12d所示。可以看出,焊态和热处理态焊缝的小尺寸(≤3 μm)有效晶粒比例分别为77.6%和71.4%,与大角度晶界的统计结果相差不大(图12c),表明焊缝中小尺寸有效晶粒与大角度晶界具有一定的相关性。研究[23]表明,细小晶粒能使裂纹在扩展过程需要消耗更大的能量,从而提高冲击吸收功。结合组织分析结果(图6b和d)可知,焊态焊缝的大角度晶界、小尺寸有效晶粒与焊缝金属中的AF有关,因此,热处理态焊缝金属中AF含量的减少使大角度晶界和小尺寸晶粒比例下降,也是造成热处理态焊缝低温冲击恶化的原因。

图103#焊缝金属不同状态下的M/A体积分数和平均尺寸

Fig.10Volume fractions of M/A islands and their average sizes in samples ofFig.9

3.3 冲击断口分析

图13为不同状态3#焊缝-40 ℃冲击断口形貌的SEM像和焊态焊缝中夹杂物的能谱(EDS)。可以看出,焊态焊缝的断口上呈现大量尺寸为1~3 μm的韧窝,且在韧窝中观察到Mn、Ti和O的微小夹杂物(图13a和b),表明焊缝金属中较高含量的细小AF组织使裂纹扩展途径非常曲折,裂纹沿AF晶界开裂需要更多的能量,体现出较高的低温韧性。热处理态焊缝呈现韧窝和准解理断裂形貌(图13c),而实际热弯焊缝呈现较大断裂单元的解理断裂,且断口形貌呈现较多二次裂纹(图13d),其与BF形貌和沿晶界分布的大尺寸渗碳体密切相关。粗大BF组织的形成会降低阻碍裂纹扩展的大角晶界密度,使得裂纹扩展吸收功减小。

图113#焊缝热处理前后组织演变的TEM像

Fig.11TEM images of 3# weld metal at quenching and tempering conditions(a) 3# WM (b) 3# WM-Q (c~e) 3# WM-QT

图123#焊缝焊态和热处理态的EBSD分析

Fig.12EBSD characterizations of 3# weld metal
(a) Euler map of 3# WM (b) Euler map of 3# WM-QT (c) distribution of boundary misorientation (d) distribution of effective grain size

图133#焊缝-40 ℃冲击断口形貌SEM像和焊态焊缝中夹杂物的EDS

Fig.13Impact fracture SEM images of 3# weld metal at -40 ℃(a) 3# WM (b) EDS of the inclusion inFig.13a (c) 3# WM-QT (d) 3# WM-HBP

图14为3#焊态焊缝与热处理态焊缝冲击断口纵切面形貌的OM像。通过对比裂纹扩展形貌可知,当裂纹扩展遇到AF时会发生偏折或停止,在图14a中显现为裂纹沿AF晶界扩展,路径弯曲,而当裂纹在无AF阻碍的条件下,裂纹扩展穿过BF晶粒,呈直线状(图14b),扩展阻力小,说明AF有利于提高裂纹扩展吸收功,提高冲击韧性,而BF阻碍裂纹扩展作用较弱。

根据Edmonds等[24]和Yang等[25,26]的研究,结合本研究对焊缝组织演变影响低温韧性的规律分析,可给出裂纹扩展示意图,如图15所示。可见,低温条件下上贝氏体所能贡献的冲击韧性远小于针状铁素体。在焊缝组织中小尺寸AF具有较高的大角晶界密度,解理断裂的扩展通道将被AF或者原奥氏体晶界多次偏折或阻碍,并且在大角度晶界处止裂(图15a)。因此,AF的大角度晶界能够提高裂纹扩展功。而对于BF,裂纹扩展仅在遇到团簇组织(packet)或原奥氏体晶界才会被阻碍,因为,packet及原奥氏体晶界为大角度晶界,而packet内的贝氏体/贝氏体边界为小角度晶界,无法有效阻碍或偏折裂纹。此外,packet和原奥氏体晶界密度远低于AF晶界密度,因此,以BF为主的显微组织对提高冲击功作用较弱。另外,较大尺寸的渗碳体沿晶界或packet边界分布,将导致冲击实验过程应力集中,弱化阻碍裂纹扩展的晶界,致使发生瞬时的完全解理断裂。

图143#焊缝冲击断口附近的裂纹扩展形貌的OM像

Fig.14OM images of the crack propagation(a) 3# WM (b) local enlarged image of the crack inFig.14a(c) 3# WM-QT (d) local enlarged image of the crack inFig.14c

图15裂纹扩展和偏折示意图

Fig.15Schematics indicating cleavage crack propagation and deflection(a) AF (b) AF+BF (c) BF

4 结论

(1) 成功研发了适用于K65热煨弯管用实芯埋弧焊丝。研制焊丝可使直缝管焊缝金属抗拉强度达741~768 MPa,-40 ℃冲击功达90~185 J,并使焊缝经热处理后-40 ℃冲击功达65~124 J,能够满足K65管线钢的低温服役环境要求。

(2) 在确保焊缝中含有0.2%以上的Mo,适当降低Mn、Ni含量,可使焊缝焊态和热处理态显微组织具有高含量的AF,从而达到高强度、高低温韧性的性能指标。

(3) 热处理态焊缝金属中,AF与BF的比例与回火前焊缝金属中原奥氏体晶界形态相关,若保障热弯过程焊缝金属依然具有较大尺寸的柱状晶形貌,在后续冷却相变过程依然会形成较多含量的AF。反之,BF含量增加。

(4) 热处理态焊缝金属低温冲击功降低的主要原因是：AF含量减少,BF含量增加;形成大尺寸沿晶界分布的渗碳体。BF较难阻止裂纹扩展,其裂纹扩展通道较为畅通,且裂纹平直、尺寸较大。AF可以有效偏折和阻止裂纹扩展,能够提高裂纹扩展吸收功。

来源--金属学报