X100及X80焊管焊縫韌性降低原因分析

董俊明，毛秋英，畢宗岳，黃曉輝

（1.西安交通大學 材料科學與工程學院，西安 710049；2.寶雞石油鋼管有限責任公司，陜西 寶雞721008）

0 前 言

石油和天然氣被認為是最重要的能源，但是大部分的石油和天然氣儲存在極地、冰原、荒漠、海洋等環境惡劣的地區[1-2]。因此，用于運輸石油和天然氣的焊管，其服役環境比較復雜，需要具有高強度、優良低溫韌性、抗大變形能力和耐腐蝕性等綜合性能。X100和X80焊管母材通過微合金化、控軋控冷等技術實現了強韌性，但焊管焊縫出現韌性降低的現象[3]。因此，研究焊管韌性降低的原因對實際生產具有重要的指導意義。

1 試驗材料和方法

試驗所用X100和X80焊管由寶雞石油鋼管有限公司生產制造，X100和X80焊管焊縫的化學成分見表1。

表1 X100和X80焊管焊縫的化學成分 %

根據GB/T 229—2007《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》，制備10 mm×10 mm×55 mm標準尺寸的試樣，垂直于焊接方向取焊縫沖擊試樣，在焊縫中心沿焊縫方向開V形缺口。試驗設備為Ni750F型金屬材料沖擊試驗機，試驗溫度分別為20℃，0℃，－10℃，－20℃，－40℃和－60℃，每個溫度做三個試樣。用S-3700N型掃描電鏡觀察斷口形貌，并利用其附帶的X射線能譜儀（EDS）進行夾雜物成分分析。

參照GB/T 11261—2006《鋼鐵氧含量的測定脈沖加熱惰氣熔融－紅外線吸收法》、GB 20124—2006-T《鋼鐵氮含量的測定惰性氣體熔融熱導法（常規方法）》和GB/T 223.82—2007《鋼鐵中氫含量的測量》，在ONH－2000型分析儀上進行氧、氮、氫聯合測定。每組測試2個試樣。

用于OM觀察的試樣經磨制、拋光和2%硝酸酒精腐蝕后，用Feica DMI 5000M光鏡觀察。SEM試樣經兩步電解腐蝕后，用S-3700N掃描電鏡觀察。TEM薄片試樣在雙噴減薄后，使用JEM-200CX透射電鏡觀察。

2 試驗結果

2.1 沖擊功和FATT50

X100和X80焊管焊縫沖擊功和FATT50試驗結果如圖 1所示。 從圖1（a）和圖 1（b）可見，焊縫沖擊功隨溫度的降低顯著降低，而且沖擊功分散性較大。圖1（c）中，X100和X80焊管焊縫在試驗溫度下的沖擊功平均值均在40～165 J范圍內，與焊管母材的120～290 J相比顯著降低。從整體變化趨勢來看，X100焊管焊縫的沖擊韌性略優于X80焊管焊縫。從圖1（d）和圖1（e）可知，X100和X80焊管焊縫的FATT50分別為－37℃和－18℃，二者的低溫韌性均較差。－60℃時，X100焊管焊縫的平均剪切面積率為28.3%，X80焊管焊縫的平均剪切面積率為27.7%，均為脆性斷裂。若在高寒地區服役，試驗所用焊管則存在嚴重的安全隱患。

圖1 X100和X80焊管焊縫沖擊功和FATT50

2.2 氧、氮、氫含量

表2為X100和X80焊管中氧、氮、氫含量的測定結果。

表2 X100和X80焊管中氧、氮、氫的質量分數

由表2可見，X100和X80焊管母材中氧、氮、氫含量均較低。X100焊管焊縫中O的質量分數為356.9 μg/g，是母材含量的30倍；X80焊管焊縫中O的質量分數為704.72 μg/g，是母材含量的49倍。X100和X80焊管焊縫中的氮含量也高于母材，但相差不大。母材和焊縫中的氫含量很低，出現未檢出的現象。盡管母材和焊絲的含氧量很低，但是焊縫的含氧量總是增加的。這是由于焊縫金屬不僅與氧化性氣體發生反應使焊縫增氧，而且會與熔渣中容易分解的氧化物發生置換反應使焊縫增氧。氧對焊縫的性能有很大影響，隨著焊縫含氧量的增加，塑性和韌性明顯下降，尤其是低溫沖擊韌性[4]。氮主要來源于焊接區周圍的空氣，鋼中氮含量過高會促使焊縫金屬發生時效脆化[5]。

3 分析與討論

3.1 顯微組織

X100焊管焊縫的顯微組織照片如圖2所示。由圖可見，X100焊管焊縫的組織以針狀鐵素體（AF）為主，含有少量的粒狀貝氏體鐵素體（GB）和先共析鐵素體，M/A組元多分布在鐵素體晶界。圖2（a）中，AF呈現非平行性、多位向析出的針片狀形態，白色的先共析鐵素體沿柱狀晶界析出，少量以側板條形態由晶界向晶內生長。圖2（b）中，形態各異的M/A組元呈亮白色浮在鐵素體基體上。圖2（c）中，細小AF晶粒呈放射狀分布，而GB晶粒略顯粗大，二者都含有較高的位錯密度。奧氏體向AF的轉變為共格切變和擴散轉變，在切變過程中，局部地區的可動位錯發生偏聚纏結而成為亞晶[6]。AF內的亞晶結構和高密度的可動位錯可使焊縫具有良好的韌性。從圖2（d）～圖 2（f）可見，M/A 組元多分布在 GB 和 AF晶界。

圖2 X100焊管外焊縫的顯微組織

X80焊管焊縫的組織照片如圖3所示。由圖可見，X80焊管焊縫的組織以AF為主，含有少量的先共析鐵素體，M/A組元分布在AF晶界。圖3（a）中，沿柱狀晶界有粗大先共析鐵素體析出。在圖3（b）中，電鏡下可見M/A組元較粗大，有長條狀、三角形和四邊形狀。從圖3（c）和圖3（d）中可見AF多位向析出、交錯分布的形態，這種組織形態可使材料獲得好的韌性。但是X80焊管焊縫中含有較多的夾雜物，而且M/A島聚集分布（見圖3（d）～圖 3（f）），這種情況會影響組織均勻性。 夾雜物和M/A島周圍易產生應力集中，在外力作用下容易成為裂紋源，從而降低材料的韌性[7]。

圖3 X80焊管外焊縫的顯微組織

3.2 夾雜物

X100和X80焊管焊縫含氧量是母材的幾十倍，但是氧在室溫下的溶解度很低，因此氧的有害作用主要是通過夾雜物表現出來。對沖擊斷口掃描發現，X80焊管焊縫中的非金屬夾雜物較多，尺寸較大，大部分為氧化物夾雜。X100焊管中未發現尺寸較大的夾雜物，所有夾雜物尺寸均小于10 μm。這與氧、氮、氫含量測定的結果基本一致。在沖擊試驗過程中，夾雜物成為裂紋源，會顯著降低材料的沖擊功，對沖擊韌性非常不利[8-9]。

X80焊管焊縫20℃下沖擊試樣斷口SEM和夾雜物EDS如圖4所示。從圖4（a）可見夾雜物長66 μm、寬21 μm，尺寸較大，夾雜物的尺寸越大，產生裂紋的幾率越大。在夾雜物的下端尖角處可見微裂紋，可見夾雜物與基體的結合力較弱，產生了二次裂紋 （與斷面主裂紋擴展方向垂直）。夾雜物周圍為韌窩形貌，但韌窩較淺，尺寸小于5 μm，說明斷裂前產生的塑性變形較小。根據圖4（b）中夾雜物的EDS分析可知，此夾雜物為鈣的硅酸鹽夾雜。

圖4 X80焊管焊縫20℃下沖擊試樣斷口SEM和夾雜物EDS

X80焊管焊縫－60℃下沖擊試樣斷口SEM和夾雜物EDS圖5所示。圖5（a）中，黑色球狀夾雜物的直徑約為58 μm，尺寸較大。夾雜物已經破碎，而且與基體分離，周圍為解理形貌。根據EDS分析可知，此夾雜物為鈣的鋁酸鹽夾雜，主要來源于脫氧產物或還原渣等。不含SiO2的鈣鋁酸鹽夾雜物較硬，在軋制過程中仍保持球狀，一般不會被拉長，但是在大的變形量下會發生破碎[10]，從而破壞了材料的連續性，對材料塑性和低溫韌性不利。

圖5 X80焊管焊縫-60℃下沖擊試樣斷口SEM和夾雜物EDS

有研究表明，只有10%～36%的夾雜物參與AF形核[11]，作為AF有效形核質點的非金屬夾雜物的平均直徑為0.51 μm[12]，而一些尺寸較大、形狀不規則的非金屬夾雜物往往是造成焊縫沖擊韌性顯著降低的主要原因。氧化物夾雜在金屬焊接時普遍存在，這些氧化物主要是熔池進行冶金反應時產生的，只有少量是由于操作不當而混入焊縫中。因此，要合理選用焊接材料，嚴格烘干焊劑，使其含有較少的氧、氮和氫。此外，注意保護熔池，防止空氣侵入。

3.3 M/A組元

圖6 X100焊管焊縫中M/A組元形態

采用Image Pro-plus軟件對X100和X80焊管焊縫中M/A組元的面積分數、最大弦長及長寬比進行了統計分析，結果如圖6和圖7所示。

比較圖6和圖7可以發現，X100焊管焊縫中的M/A組元比較細小，X80焊管焊縫中粗大塊狀M/A組元含量比X100焊管多。對二值化圖像進行M/A組元面積和形態分析，結果見圖6（c）和圖7（c）。長寬比小于4且最大弦長小于2 μm的為細小塊狀M/A組元，一般情況下不容易產生裂紋，若分布均勻還可以有效阻礙裂紋擴展，對材料的韌性有利。長寬比小于4且最大弦長大于2 μm的為粗大脆性M/A組元[13]，由于其最大弦長大于Griffith臨界裂紋尺寸，在外力作用下容易成為裂紋源，因此為脆性M/A組元，對材料韌性不利。

圖7 X80焊管焊縫中M/A組元形態

通過計算可以得出，X100和X80焊管焊縫中M/A組元的面積分數分別為7.8%和9.2%，X80焊管焊縫中的M/A組元含量比X100焊管的高。從圖6（c）可見，X100焊管焊縫中細小M/A組元占87.1%，脆性M/A組元占11.6%。圖7（c）中，X80焊管焊縫中細小塊狀M/A組元占80.2%，脆性M/A組元占18.4%。

有研究[14]認為含量較多且呈大塊狀的M/A組元是導致管線鋼焊縫沖擊功分散的原因，因此X100和X80焊管焊縫中的脆性M/A組元對韌性波動具有一定的促進作用。

在連續冷卻過程中形成的M/A組元形態各異、成分不均[15]，圖8為M/A組元在TEM下的精細結構。圖8（a）中M/A組元呈矛頭狀，圖8（b）中M/A組元形狀不規則，最大弦長大于2 μm且具有多個尖角，對材料的韌性不利。在圖8（c）中M/A組元呈三角形和矩形狀，在三角形M/A組元的尖角處可以清楚的看到被釘扎的位錯，由于位錯運動受阻，在外力作用下尖角處容易產生應力集中從而產生微裂紋。

圖8 M/A組元的精細結構

4 結 論

（1）在－60～20℃的試驗溫度下，X100和X80焊管焊縫的沖擊功平均值在40～165 J范圍內，焊縫出現韌性降低現象。X100和X80焊管焊縫的FATT50分別為－37℃和－18℃，低溫韌性較差。

（2）X100焊管焊縫組織以AF為主，含有少量的GB和先共析鐵素體，M/A組元多分布在AF晶界。X80焊管焊縫組織以AF為主，含有少量的先共析鐵素體和M/A組元。X80焊管焊縫中M/A組元和夾雜物聚集現象比較嚴重，組織不均勻是降低焊縫韌性的原因之一。

（3）X100和X80焊管焊縫含氧量是母材的幾十倍，導致焊縫中含有較多大尺寸的非金屬夾雜物，顯著降低焊縫沖擊功；脆性M/A組元也是降低焊縫韌性的重要因素。控制焊縫韌性降低的主要措施是控制焊縫含氧量和脆性M/A組元含量。

[1]ZHAO W Z，WANG Z C，LI J M，et al.Natural Gas Resources of the Sedimentary Basins in China[J].Marine and Petroleum Geology，2008，25（04）：309-319.

[2]CORBETT K T，BWEN R R，PETERSEN C W.Highstrength SteelPipeline Economics [J].International Journal of Offshore and Polar Engineering，2004，14（01）：75-80.

[3]張偉衛，熊慶人，吉玲康，等．國內管線鋼生產應用現狀及發展前景[J]．焊管，2011，34（01）：5-8．

[4]張文鉞．焊接冶金學[M]．北京：機械工業出版社，2005：83-91．

[5]周德光，羅布鋼，曾立，等．鋼中氮的控制及其對質量的影響[J]．煉鋼，2005，21（01）：43-46．

[6]馮耀榮．管線鋼顯微組織的分析與鑒別[M]．西安：陜西科學技術出版社，2008：1-9．

[7]LAN L Y，QIU C L，ZHAO D W，et al.Analysis of Martensite-austenite Constituentand Its Effecton Toughness in Submerged Arc Welded Joint of Low Carbon Bainitic Steel [J].Journal of Materials Science，2012，47（11）： 4732-4742.

[8]張莉萍，葛建國，趙愛軍．淺談鋼中夾雜物的控制對鋼質量的影響[J]．包鋼科技，2002，28（04）：85-87．

[9]曾光廷，李靜緩，羅學厚．非金屬夾雜物與鋼的韌性研究[J]．材料科學與工程，2000，18（02）：87-90．

[10]崔約賢，王長利．金屬斷口分析[M]．哈爾濱：哈爾濱工業大學出版社，1998：34-40．

[11]SARMA D S，KARASEV A V，JONSSON P G.On the Role of Non-metallic Inclusions in the Nucleation of Acicular Ferrite in Steels[J].ISIJ International，2009，49（07）：1063-1074.

[12]LEE T K，KIM H J，KANG B Y，et al.Effect of Inclusion Size on the Nucleation of Acicular Ferrite in Welds[J].ISIJ International，2000，40 （12）：1260-1268.

[13]BONNEVIE E，FERRIERE G，IKHLEF A，etal.Morphological Aspects of Martensite -austenite Constituents in Intercritical and Coarse Grain Heat Affected Zones of Structural Steels[J].Materials Science and Engineering A，2004，385 （01）：352-358.

[14]薛屺，劉德臣，尹長華，等．焊縫中M-A組元對X70管線鋼焊縫組織及沖擊性能的影響[J]．金屬熱處理，2013，38（08）：32-37．

[15]WANG C M，WU X F，LIU J，et al.Transmission Electron Microscopy of Martensite/Austenite Islands in Pipeline Steel X70[J].Materials Science and Engineering A，2006，438：267-271.