陳海艷

(管網(wǎng)集團(tuán)(新疆)聯(lián)合管道有限責(zé)任公司 新疆 烏魯木齊 830013)

0 引 言

鈮元素單獨(dú)或與其他合金元素匹配使用是高強(qiáng)度管線鋼普遍采用的成分設(shè)計(jì)。在合理的軋制工藝下，鈮元素通過(guò)控制奧氏體再結(jié)晶的晶粒尺寸和碳氮析出物的沉淀強(qiáng)化，可以同時(shí)提高管線鋼的強(qiáng)度和韌性。低成本的高鈮無(wú)Mo合金體系管線鋼各項(xiàng)性能均能滿足工程設(shè)計(jì)要求，但是管體在焊接過(guò)程中熱影響區(qū)在高溫下的組織變化對(duì)性能的影響還需要進(jìn)一步研究[1-3]。

本文采用Gleeble3500 熱力學(xué)模擬試驗(yàn)機(jī)研究了高鈮X80管線鋼焊接粗晶熱影響區(qū)(CGHAZ)的連續(xù)冷卻相變行為，結(jié)合金相組織分析不同冷卻速度對(duì)CGHAZ顯微硬度和沖擊韌性的影響，為實(shí)際焊接工藝規(guī)程的制定提供技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)材料與試驗(yàn)方法

本研究的試驗(yàn)材料取自商用X80直縫埋弧焊鋼管，具體化學(xué)成分見表1。由表1可知，鈮合金元素的含量高于傳統(tǒng)的管線鋼，達(dá)0.099%，材料的冷裂紋敏感系數(shù)Pcm控制在0.16。X80管線鋼的金相組織如圖1所示，為軋制拉長(zhǎng)的粒狀貝氏體，晶粒內(nèi)存在少量的粒狀M-A島，晶粒度為11.5級(jí)。沿鋼管橫向制備Φ6 mm×71 mm的圓棒試樣和10.5 mm×10.5 mm×70 mm的方形試樣，在Gleeble3500熱力學(xué)模擬試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行試驗(yàn)，采用S型熱電偶檢測(cè)溫度，相變膨脹儀在圓棒試樣上測(cè)量加熱過(guò)程中試樣的膨脹量，膨脹儀精度為±0.000 4 mm。

表1 試驗(yàn)用X80級(jí)管線鋼化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)) %

圖1 高鈮X80管線鋼金相組織

為了模擬得到焊接CGHAZ的組織，將試樣采用100 ℃/s的加熱速度加熱至1 300 ℃，保溫1 s。從1 300 ℃降溫到900 ℃的時(shí)間固定為9 s。然后分別以0.2、0.3、0.5、1、2、3、5、7、10、15、20、50 ℃/s的冷卻速度冷至到室溫。根據(jù)冷卻過(guò)程中的熱膨脹曲線確定材料在不同冷卻速度下的相變溫度。

試驗(yàn)后將圓棒試樣在熱電偶位置軸向剖開，經(jīng)過(guò)研磨、拋光和腐蝕后，觀察焊接熱模擬后材料顯微組織和維氏硬度的變化。將方形試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)的沖擊試樣，并在-10 ℃進(jìn)行夏比沖擊試驗(yàn)。根據(jù)測(cè)得的不同冷卻速度下的相變溫度、相變時(shí)間、金相組織、顯微硬度和沖擊韌性繪制材料焊接CGHAZ的SH-CCT曲線。

2 試驗(yàn)結(jié)果和討論分析

圖2為不同冷卻速度下高鈮X80管線鋼CGHAZ的顯微硬度值。不同于常規(guī)管線鋼CGHAZ顯微硬度值隨著冷卻速度的增加逐漸增加，高鈮管線鋼的顯微硬度分布較為均勻，整體差異度在46HV。CGHAZ即使在較慢的冷卻速度，高鈮合金含量也能保證較高的顯微硬度。當(dāng)冷卻速度在1 ℃/s和5 ℃/s之間時(shí)，CGHAZ的顯微硬度降低，但差異性較小僅為10HV。當(dāng)焊接冷卻速度大于5 ℃/s后，隨著冷區(qū)速度的增加，顯微硬度緩慢線性增加。當(dāng)焊后冷卻速度大于20 ℃/s后，顯微硬度開始急劇增加。

圖2 不同冷卻速度下高鈮X80管線鋼CGHAZ顯微硬度值

圖3為不同冷卻速度下高鈮X80管線鋼CGHAZ在-10 ℃的沖擊韌性值。在較慢的焊接冷卻速度下，CGHAZ的沖擊韌性較低，特別是在焊后冷卻速度等于1 ℃/s時(shí)，僅為14 J。當(dāng)焊后冷卻速度大于1 ℃/s后，CGHAZ的沖擊韌性開始急速增加，當(dāng)冷卻速度大于2 ℃/s后，基本就穩(wěn)定在400 J以上，并在15 ℃/s時(shí)達(dá)到最大值463 J后，隨著冷卻速度的繼續(xù)增加，沖擊韌性值才稍有降低。

圖3 不同冷卻速度下高鈮X80管線鋼CGHAZ沖擊韌性值(-10 ℃)

圖4為高鈮X80管線鋼的SH-CCT曲線，所對(duì)應(yīng)的金相組織如圖5所示。由圖可知，在較慢的焊接冷卻速度下(t8/5≥300 s時(shí))，CGHAZ在750 ℃左右即開始緩慢的相變，高溫相變產(chǎn)物為多邊形鐵素體和粒狀貝氏體的混合組織，如圖5所示，在0.3 ℃/s的焊后冷卻速度下，較大的塊狀滲碳體出現(xiàn)在粒狀貝氏體的晶界附近，這在一定程度上保證了高鈮管線鋼在較低冷卻速度下的顯微硬度。沖擊韌性的主要影響因素為晶粒尺寸。緩慢冷卻保留的粗大原始奧氏體晶粒使該區(qū)域的沖擊韌性值顯著降低[4-5]。

圖4 高鈮X80管線鋼的SH-CCT曲線

圖5 高鈮X80管線鋼不同冷卻速度CGHAZ金相組織

在焊后冷卻速度等于1 ℃/s時(shí)，CGHAZ中的大塊滲碳體組織基本消失。雖然粗大的原始奧氏體晶粒減少，但是晶粒的不均勻增加，粒狀貝氏體中的針狀組織還未析出，這導(dǎo)致其顯微硬度和沖擊韌性值都達(dá)到最低。

隨著冷卻速度的進(jìn)一步增加，當(dāng)冷卻速度在2 ℃/s和30 ℃/s之間時(shí)(10 s

當(dāng)焊后冷卻速度進(jìn)一步增加到大于等于30 ℃/s后，CGHAZ的相變結(jié)束溫度降低到400 ℃左右，CGHAZ開始出現(xiàn)板條馬氏體組織，其含量隨著冷卻速度的增加而增加，這導(dǎo)致焊接熱影響區(qū)的顯微硬度開始顯著增加。少量的板條馬氏體可以提高焊接粗晶區(qū)的沖擊韌性，但是隨著冷卻速度的進(jìn)一步增加，局部區(qū)域的微小孿晶可會(huì)導(dǎo)致沖擊韌性的降低。

3 結(jié) 論

研究了不同焊接冷卻速度下高鈮X80管線鋼模擬CGHAZ的相變組織和性能，得出以下結(jié)論：

1)在所測(cè)的冷卻速度范圍內(nèi)，高鈮管線鋼存在4種組織類型：多邊形鐵素體和粒狀貝氏體組織，粒狀貝氏體、板條貝氏體、板條貝氏體和馬氏體組織。

2)試驗(yàn)用高鈮管線鋼在不同冷卻速度下CGHAZ顯微硬度較為均勻，整體差異度在46HV10。

3)試驗(yàn)用高鈮管線鋼焊后冷卻速度在2～50 ℃/s，-10 ℃下焊接CGHAZ具有高達(dá)400 J的沖擊韌性值。