不同Nb 含量X80 钢管环焊热影响区的微观组织与韧性

何小东，杨耀彬，陈越峰，张永青

(1.中国石油集团工程材料研究院有限公司,石油管材及装备材料服役行为与结构安全国家重点实验室,西安,710077；2.国际焊接研究中心,西安,710077；3.中信金属股份有限公司,北京,100004)

0 序言

铌微合金化高强度钢应用历史已达70 多年[1].特别是在20 世纪80 年代早期，人们加入铌来设计新一代高强度低合金钢[2]，充分利用铌的固溶和析出行为，结合热机械轧制工艺，达到细化晶粒、控制相变和析出强化的效果，从而获得高强度、高韧性的钢材，如X80 管线钢.在随后的焊接过程中，根据焊接工艺的不同，含铌管线钢热影响区(heataffected zone,HAZ)经历了一系列的奥氏体形成和分解循环，尤其是在临界再热影响区(inter-critically reheated HAZ，ICHAZ)奥氏体的部分形成和分解导致了微观组织的复杂性.因此，X80 管线钢热影响区的微观组织演化受基体中Nb 含量的强烈影响[3].

焊接热影响区的微观组织和韧性是影响高钢级的油气管道完整性的重要因素.虽然X80 高强度管线钢具有良好的抗延性断裂能力，但焊接过程中形成的热影响区，尤其是粗晶区(coarse-grained heat -affected zone,CGHAZ)，其微观组织分布不均匀，且具有高的局部化特征，使得该区域力学性能变差，容易形成诱发裂纹的局部脆性区，是整个焊接结构的薄弱地带.参考文献[4]研究认为，对于含Nb 量为0.1%的X80 管线钢，虽然热影响区原始奥氏体晶粒的平均尺寸不会随热输入增加而过于粗大，但当热输入高于40 kJ/cm 时，会使得原始奥氏体晶粒内粒状贝氏体的晶体取向选择过于单一，大角晶界(大于15°) 密度会明显降低，有效晶粒尺寸较大，马氏体−奥氏体组元(M-A)也由于热输入量过大而明显粗化，从而导致热影响区粗晶区韧性明显降低.Teixeira 等人[5]研究了高强钢热影响区的组织梯度对焊接接头不稳定断裂行为的影响，认为粗晶区微观组织基本由粗贝氏体组成，并在大的原始奥氏体晶粒的晶界处有少量马氏体和先共析铁素体.随着预制疲劳裂纹前缘侵入CGHAZ，其韧性明显下降.文献[6] 通过试验和3D 有限元模拟，研究了焊接热模拟X80 管线钢在不同温度下的断裂韧度，认为随着温度降低断裂韧性减小，并使钢材由韧性性断裂向脆性断裂转变，不同温度下测得的裂纹尖端张开位移值均具有一定的分散性，且分散程度随温度升高而增大.袁军军等人[7]认为冲击试样的取样位置、缺口尖端组织状态和缺陷等因素对X70 管线钢药芯焊丝多层多道焊接头冲击性能的稳定性有一定影响，且试样缺口处柱状晶所占比例和粗大晶粒是导致冲击韧性出现波动和低值的主要原因.管线钢热影响区微观组织及其性能还受焊接热输入量、其它合金元素和碳当量的影响.Mohammadijoo 等人[8]研究发现，X70 管线钢热影响区软化程度随着Mo，Mn，Ti，N 和碳当量的增加逐渐减小，但合金的添加对HAZ 韧性产生了不利影响，尤其是对填充焊和盖面焊热影响区的影响.文献[9]采用热模拟试样研究了铌微合金钢焊接热影响粗晶区的微观组织组成，主要相为含有大量M-A 的粒状贝氏体，并利用原子探针断层扫描技术，研究了铌在原始奥氏体晶界(prior austenite grain boundary，PAGB)、铁素体/MA 界面和铁素体晶界的分布，结果表明，Nb 在铁素体/M-A 界面处富集最明显，Nb 偏析降低了PAGB的吉布斯能.原始奥氏体晶界处Nb 的强偏析可以有效地防止高温时奥氏体晶粒的生长，而铁素体/M-A 界面处Nb 偏析可以抑制冷却时贝氏体、铁素体的生长，进一步解释了焊接后含Nb 微合金钢中贝氏体组织较细的原因，Nb 原子与空位的结合能预测结果也表明焊接热循环对Nb 的偏析是非平衡机制所致.

采用熔化极气体保护焊与手工焊条电弧焊的实焊方法，进行夏比冲击试验，且利用高温激光共聚焦显微镜观察微观组织结构，研究不同Nb 含量X80 钢管在低热输入和较高热输入下环焊缝HAZ 的微观组织与性能，为高强度管线钢的成分优化设计与焊接工艺选择提供了试验依据.

1 试验方法

1.1 试验材料

试验材料选用了含铌量为0.055%和0.075%的X80 直缝埋弧焊钢管，钢管直径为1 219 mm，壁厚为22 mm.两种铌含量钢管分别标记为N055 和N075，具体化学成分和焊接冷裂纹敏感系数(CEPcm)见表1.N055 和N075 管体纵向的拉伸屈服强度分别为567 MPa 和565 MPa，抗拉强度分别为645 MPa 和689 MPa，断后伸长率分别为21%和25%，N055 和N075 管体纵向平均冲击吸收能量在0 ℃时分别为401 J 和375 J，在−20 ℃时分别为391 J 和340 J.

1.2 环焊缝焊接与试验方法

由于实际的环焊接头熔合区的形状极不规则，对熔合线处的夏比冲击离散性影响较大.因此，为了更准确的研究在熔化极气体保护自动焊(Auto-GMAW)和SMAW 两种典型热输入下，不同Nb 含量X80 环焊接头热影响区的韧性，参照API RECOMMENDED PRACTICE 2Z《海上结构用钢板预生产评定推荐作法》标准，采用如图1 所示的单侧V 形坡口.GMAW 环焊采用直径为1.0 mm 的ER80S-G(BOHLER SG 8-P)的实心焊丝；SMAW 采用直径为3.2 mm 的E9018-G 焊条进行根焊，填充和盖面焊采用直径为4.0 mm 的E11018-G 焊条.GMAW 和SMAW 的焊接工艺参数分别如表2 和表3 所示.

表2 单侧双V 形坡口GMAW 焊接工艺参数Table 2 Welding process parameters of single side double V-groove GMAW girth welding

表3 单侧V 形坡口SMAW 焊接工艺参数Table 3 Welding process parameters of single side Vgroove GMAW girth welding

焊接完成后，从环焊接头3 点钟位置截取试块制备成金相试样，经2% 硝酸酒精溶液浸蚀后，在OLS 4100 激光共聚焦显微镜下观察直边侧坡口热影响区的微观组织.并从立焊位置(环焊缝2 点钟至5 点钟)截取试块，在壁厚中心制备V 形缺口夏比冲击试样，以保证试样位于填充焊道热影响区.冲击试样尺寸为55 mm × 10 mm × 10 mm，V 形缺口轴向位于直边侧HAZ 不同位置处.FL0.5，FL1.0和FL2.0(FL 为缺口位置位于50%WM +50%HAZ，) 分别代表缺口轴线距FL 处0.5 mm，1.0 mm，2.0 mm.图2 为缺口位于FL0.5的示意图.并利用PSW750 型冲击试验机，依据GB/T 229-2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行夏比冲击试验.由于Boltzmann 函数具有S 形曲线形状，与金属材料冲击吸收能量−温度关系曲线的形状非常吻合，满足下平台区、转变温度区和上平台区3 阶段分布特征，物理意义明确、相关性高，是较为认可的数学模型[10-12].因此，采用Bolztmann 函数模型对系列冲击试验测试数据进行拟合，获得热影响区的韧脆转变温度(ductile-brittle transition temperature，DBTT).

图2 冲击试样缺口位于FL0.5 处的示意图Fig.2 Schematic diagram of notched position at FL0.5 of impact sample.(a) GMAW;(b) SMAW

为了进一步研究管体母材的性能和原始微观组织状态对环焊接头热影响区微观组织和韧性的影响，采用显微硬度试验测试了GMAW 环焊接头的硬度云图分布，并借助扫描电镜观察了N055 和N075 管体的微观组织.同时，采用高温激光共聚焦显微镜观察在相同的条件下N055 和N075 分别加热至1 350 ℃保温1 s，冷却至150 ℃后，二次加热至780 ℃保温1 s，再冷却至200 ℃，以此模拟X80 管道环焊接头粗晶区进行二次热循环的微观组织转变过程，进一步对比不同Nb 含量对X80环焊热影响区组织转变的影响.

2 试验结果与分析

2.1 不同热输入量的热影响区冲击韧性

图3 为N055 和N075 钢管GMAW 环焊接头热影响区不同位置的夏比冲击吸收能量与管体纵向夏比冲击吸收能量的对比.从图3 中可以看出，N075 和N055 热影响区均具有较高的冲击韧性，其平均值高于150 J.N055 与N075 环焊接头热影响区相比，采用较低热输入的环焊工艺时，N055 焊接接头热影响区FL，FL0.5，FL1.0和FL2.0在0 ℃和−20 ℃时夏比冲击吸收能量均略高于N075.

图3 GMAW 环焊热影响区不同位置的夏比冲击吸收能量Fig.3 Charpy impact absorbed energy at different positions in the heat-affected zone of GMAW girth welding.(a) 0 ℃;(b) −20 ℃

图4 为不同Nb 含量X80 单边V 形坡口GMAW和SMAW 环焊接头粗晶区的韧脆转变曲线.图4(a)表明，低热输入焊接时，N055 和N075 在粗晶区FL0.5处韧脆转变的上平台温度分别达到−80℃和−60 ℃，且二者的上平台吸收能量相当，均约为300 J.经Bolztmann 函数拟合计算，N055 的韧脆转变温度约为−104 ℃，N075 的韧脆转变温度为−85 ℃.因此，采用低热输入的GMAW 环焊时，N055 和N075 均具有优良的低温韧性.

图4 环焊接头粗晶区的韧脆转变曲线Fig.4 Ductile-brittle transition curve of CGHAZ of girth welded joint.(a) GMAW;(b) SMAW

图4(b) 为 N055 和N075 采用较高热输入的SMAW 环焊接头FL0.5处的韧脆转变曲线.由图4 可知，在较高热输入下，N055 和N075 在粗晶区FL0.5处韧脆转变的上平台温度分别达到−30 ℃和−50 ℃，且N075 的上平台能约为275 J，而N055的上平台能约为230 J.同时，从图4 可以看出，N055 和 N075 较高热输入的SMAW 环焊接头粗晶区的韧脆转变温度分别为−56 ℃和−77 ℃.因此，较大热输入环焊时，与N055 相比，N075 具有更高上平台冲击吸收能量和更低的上平台温度，其低温韧性更优异.

2.2 微观组织

焊接接头粗晶区的微观组织分布不均匀，且在临界二次加热粗晶区(intercritically reheated coarse grained HAZ，ICCGHAZ) 存在链状分布的 M-A 组元，因其具有高的局部化特征被认为是韧性变差的主要原因[13-14].图5 和图6 分别为不同铌含量X80 在较低热输入的GMAW 和较高热输入的SMAW 焊接下粗晶区的微观组织.结果表明，在较低热输入和较高热输入下，N055 和N075 粗晶区的组织均以粒状贝氏体(BL) 为主.在较低热输入GMAW 环焊时，N055 和N075 临界二次加热粗晶区的原始奥氏体晶界上分布有M-A 链状组织，但是N075 的IC CGHAZ 内晶粒相对较小且更为均匀，M-A 组织占比更高.当采用热输入较高的SMAW 环焊时，粗晶区晶界分布的M-A 链状组织逐渐细化或消失，但N075 粗晶区比N055 粗晶态的晶粒尺寸更均匀细小，促进了M-A 弥散分布，因此，N075SMAN 粗晶区的韧性好于N055.

图5 较低热输入的GMAW 环焊接头粗晶区微观组织Fig.5 Microstructure of CGHAZ of GMAW girth welded joint with lower heat input.(a) N055;(b) N075

图6 较高热输入的SMAW 环焊接头粗晶区微观组织Fig.6 Microstructure of CGHAZ of SMAW girth welded joint with higher heat input.(a) N055;(b) N075

2.3 讨论与分析

焊接热影响区粗晶区的韧性恶化或波动影响因素极其复杂.通常认为，主要受热影响区中粗大的M-A 组元、取样位置、缺口尖端组织状态、缺陷、试验温度、合金元素含量和碳当量的影响[4-8].同时，管体母材的强度、韧性和原始组织状态对热影响区韧性也有明显的遗传性影响.

图7 为GMAW 环焊接头的硬度云图.从图7中可以看出，N075 接头两侧管体硬度高于N055，壁厚中心附近N075 热影响区的平均硬度约为205 HV0.5，N055 热影响区的平均硬度约为198 HV0.5.因此，N075 热影响区的硬度略高于N055，即表明N075 热影响的强度也高于N055.同时，上文中图3的对比结果表明，N055 管体的纵向冲击韧性高于N075.图8 为扫描电镜下N055 和N075 管体壁厚中心的微观组织.从图8 可以看出来，与N055 相比，N075 管体具有更多的粒状贝氏体组织，且在晶粒内分布有较多的板条亚结构.因此，N075 管体纵向强度高于N055，而平均冲击韧性低于N055.管体原始的微观组织和性能导致0.055%Nb 含量高于0.075%Nb 含量的X80 钢管GMAW 环焊接头热影响区不同位置的冲击韧性.

图7 GMAW 环焊接头的硬度云图Fig.7 Hardness map of GMAW girth welded joint.(a)N055;(b) N075

图8 X80 管体SEM 微观组织Fig.8 SEM microstructure of X80 pipe.(a) N055;(b)N075

CGHAZ 的韧性受贝氏体相变后其晶体学结构影响，而ICCGHAZ 则主要受沿原奥氏体晶界形成的链状M-A 影响.在试样受冲击过程中，裂纹在二次热循环产物M-A 处形成核.当遇到岛型M-A 组分时，裂纹发生偏转，而当遇到M-A 型纤细组分时，则呈直线传播.裂纹偏转越小，传播路径消耗的能量越小，从而降低韧性[15].通过优化母材合金成分(比如加入Nb)，细化CGHAZ 的奥氏体晶粒尺寸，获得最佳晶体学结构匹配的组织，有利于改善焊接热影响区的韧性[16].

图9 为激光共聚焦观察到N055 和N075 二次热循环后的微观组织.从图9 可以看出，N075 在二次热循环后热影响区的晶粒尺寸明显小于N055.GMAW 环焊时，由于热输入较低，热影响区很窄，而N075 在ICCGHAZ 形成的M-A 较粗，但其晶粒相对较细.因此，M-A 所占比例较高，在管体原始冲击韧性遗传影响下，N075 热影响区的韧性低于N055.当较高热输入的SMAW 环焊时，N075 热影响区的奥氏体晶粒尺寸细化，M-A 也随之细化，MA 分布趋于不连续或消失，ICCGHAZ 表现出更好的韧性.因此，较高热输入的SMAW 环焊时，与N055 相比，N075 粗晶区具有更高的韧脆转变上平台能和更低的韧脆转变温度.

图9 X80 二次热循环冷却至约296 ℃的微观组织Fig.9 X80 secondary thermal cycle cooling to about 296 ℃ micrastructure.(a) N055;(b) N075

3 结论

(1) 在0 ℃和 −20 ℃时，0.075%Nb和0.055%Nb的X80 钢管GMAW 环焊接头热影响区均具有较高的冲击韧性，其平均冲击吸收能量高于150 J.但是，0.055%Nb 略高于0.075%Nb 的X80 钢管GMAW 环焊接头热影响区的夏比冲击吸收能量.

(2) 当采用低热输入焊接时，0.055%Nb 低于0.075%Nb 的X80 环焊接头粗晶区的韧脆转变温度，具有更好的低温韧性；当采用较高热输入焊接时，0.075%Nb 的X80 环焊热影响区的上平台冲击吸收能量更高，且具有更低的上平台温度和韧脆转变温度，其的低温韧性更优异.

(3) X80 环焊接头热影响区的冲击韧性不仅与焊接热输入量和热影响中M-A 形状、大小、分布有关，而且还受管体的化学成分、原始的强韧性和微观组织状态的遗传影响.