自保護藥芯焊絲焊接X80管線鋼管環(huán)焊縫接頭的顯微組織與力學性能

(沈陽航空航天大學材料科學與工程學院，沈陽 110136)

0 引 言

近年來，隨著人類對能源需求的日益增加，油氣管線尤其是天然氣管線發(fā)展迅速，且主要呈現(xiàn)出距離長、口徑大、壓力高的發(fā)展趨勢[1]。目前，X80管線鋼已成功應用于我國“西氣東輸”二線工程中，野外施工時主要采用環(huán)焊縫全位置焊接工藝；焊接接頭的質(zhì)量對管線服役期間的穩(wěn)定性和安全性具有決定性的作用。學者們對X80管線鋼配套焊接材料的研制、焊接方法與工藝、接頭力學性能、熱影響區(qū)的脆化與軟化、焊接冷裂紋等問題進行了大量研究[2-5]。研究表明，自保護藥芯焊絲半自動焊接是X80管線鋼管環(huán)焊縫的主要焊接方法[6]。李繼紅等[7]、張敏等[8]研究發(fā)現(xiàn)，自保護藥芯焊絲焊接X80管線鋼接頭焊縫區(qū)的顯微組織主要為針狀鐵素體，熱影響區(qū)的主要為粒狀貝氏體和貝氏體鐵素體，焊縫中針狀鐵素體的形成有利于提高焊縫的強度和韌性。目前，大多數(shù)研究采用的工藝均為在水平位置對標準焊板進行焊接。但在實際工程應用中，鋼管尺寸較大，導致焊縫冷卻速率較大；同時環(huán)焊縫焊接時涉及平焊、立焊、仰焊等多個焊接位置的變化，可能導致焊縫組織和焊縫成形的變化[9]。這些均使得實際工程應用時接頭的組織和性能與試驗研究時的存在較大差異，而有關實際應用條件下X80管線鋼管環(huán)焊縫接頭組織及力學性能的研究報道較少。

因此，作者采用自保護藥芯焊絲半自動焊接工藝對X80管線鋼管進行環(huán)焊縫焊接，分析了不同焊接位置接頭不同區(qū)域的焊縫成形、顯微組織與力學性能，為提升管線建設質(zhì)量提供試驗依據(jù)。

1 試樣制備與試驗方法

1.1 試樣制備

試驗材料為鞍鋼集團公司生產(chǎn)的X80管線鋼管，規(guī)格為φ1 219 mm×22 mm，其化學成分如表1所示，抗拉強度為690 MPa，屈服強度為610 MPa，-10 ℃下的平均夏比沖擊吸收功為260 J。

表1 X80管線鋼的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 1 Chemical composition of X80 pipeline steel (mass) %

焊接過程中采用雙V型復合焊接坡口，坡口尺寸如圖1所示。施焊前清理距坡口邊緣30 mm范圍內(nèi)鋼管內(nèi)、外表面的鐵銹、油污等雜質(zhì)，直至顯現(xiàn)金屬光澤。采用半自動焊工藝進行根焊、填充焊和蓋面焊。采用Lincoln Invertec STT-Ⅱ型電源和LN-742型送絲機進行根焊，焊接材料為BOEHLER SG3-P實芯焊絲，焊絲直徑為1.2 mm，焊前預熱100 ℃，焊接峰值電流和基值電流分別為410，54 A，電源極性為直流反接，送絲速度為5.0 mm·s-1，保護氣體為CO2，氣體流量為22 L·min-1。選用Lincoln DC-400型焊接電源和LN-23P型送絲機進行填充焊和蓋面焊，電源極性為直流正接，焊接材料為自制BaF2-Al-Mg渣系自保護藥芯焊絲[3]，焊絲直徑為2.0 mm，其熔敷金屬的化學成分如表2所示。填充焊和蓋面焊的工藝參數(shù)如表3所示，從管頂位置(平焊位置)開始同時向兩側對稱施焊。

圖1 鋼管接頭坡口尺寸Fig.1 Dimension of steel pipe joint groove

表2 自保護藥芯焊絲熔敷金屬的化學成分(質(zhì)量分數(shù))Table 2 Chemical composition of deposited metal with self-shielded flux cored wire (mass) %

表3 填充焊及蓋面焊工藝參數(shù)Table 3 Parameters of filling welding and cap welding

1.2 試驗方法

按照Q/SY GJX 01110-2007，分別在圖2所示的環(huán)焊縫接頭平焊(M1)、立焊(M2)、仰焊(M3)位置,在焊縫橫截面上截取金相試樣，經(jīng)預磨、拋光，用體積分數(shù)4%的硝酸酒精溶液腐蝕后，采用ZSA403型體視顯微鏡和OLYMPUS GX71型光學顯微鏡觀察焊縫的宏觀形貌和顯微組織。采用HVS-50型維氏硬度計測試在M1位置處母材(BM)、熱影響區(qū)(HAZ)和焊縫(WM)的硬度，載荷為98 N，保載時間為20 s，具體測試位置如圖3所示。按照Q/SY GJX 01110-2007，分別在圖2所示的環(huán)焊縫接頭T1,T2,T3,T4位置，沿焊縫橫截面、以焊縫為中心截取矩形拉伸試樣，拉伸試樣的標距為60 mm，采用MTS Landmark型電液伺服試驗系統(tǒng)進行室溫拉伸試驗，拉伸速度為0.5 mm·min-1；使用Zeiss-Sigma型場發(fā)射掃描電鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。按照GB/T 2650-2008和GB/T 229-2007，分別以環(huán)焊縫接頭C1和C2位置(如圖2所示)處焊縫和熱影響區(qū)為中心截取夏比V型缺口沖擊試樣，沖擊試樣尺寸均為10 mm×10 mm×55 mm，采用ZBC2502-2型沖擊試驗機進行沖擊試驗，測試溫度為-10 ℃，每組測3個試樣取平均值。

圖2 環(huán)焊縫接頭取樣位置示意Fig.2 Diagram of sampling location of girth joint

圖3 硬度測試位置示意Fig.3 Schematic of hardness testing location

2 試驗結果與討論

2.1 宏觀形貌

由圖4可以看出，不同焊接位置處的焊縫均成形良好，無氣孔、夾渣和未熔合等缺陷，說明自制的自保護藥芯焊絲具有良好的全位置焊接適應性。接頭均由焊縫、熱影響區(qū)和母材組成，但不同焊接位置處焊層數(shù)和焊縫寬度有所不同。除根焊層和蓋面層外，M1位置和M2位置均含有6層填充層，而處于仰焊位置的M3位置，焊接時由于熔池下墜導致每道焊層均較厚，因此僅含有5層填充層。由于M1、M3位置處的蓋面層均由兩條焊道組成而M2位置處的蓋面層僅有一條焊道，因此選擇次表層的填充層進行焊縫寬度的對比。M1、M2位置處焊縫的寬度基本相同，分別為15.0，14.8 mm，而M3位置處的焊縫寬度較小，僅為13.2 mm。

圖4 不同焊接位置處接頭的宏觀形貌Fig.4 Macromorphology of joint at different welding positions:(a) M1 position; (b) M2 position and (c) M3 position

2.2 顯微組織

由圖5(a)可以看出：X80管線鋼母材組織由細小的準多邊形鐵素體、針狀鐵素體、馬氏體-奧氏體(M-A)組元和少量粒狀貝氏體組成，組織沿軋制方向拉長，呈條帶狀分布。觀察發(fā)現(xiàn)，焊接位置對蓋面層和填充層焊縫組織沒有明顯影響。由圖5(b)和圖5(c)可知：蓋面層組織呈柱狀晶形態(tài)，晶內(nèi)由板條貝氏體、針狀鐵素體及少量粒狀貝氏體組成；由于是多層多道焊，先焊焊道受后焊焊道的熱作用，柱狀晶特征消失，因此填充層焊縫晶粒細小且均勻，主要由準多邊形鐵素體和粒狀貝氏體組成。接頭熱影響區(qū)由細晶區(qū)和粗晶區(qū)組成，且焊接位置對細晶區(qū)組織沒有顯著影響。由圖5(d)可知，熱影響區(qū)細晶區(qū)由細小均勻的細晶鐵素體和針狀鐵素體組成，與母材相比，該區(qū)域發(fā)生了再結晶，條帶狀組織消失。由圖5(e)～圖5(g)可知：熱影響區(qū)粗晶區(qū)組織均由板條貝氏體、粒狀貝氏體和少量準多邊形鐵素體組成；與母材相比，該區(qū)域組織因受焊接熱循環(huán)作用而發(fā)生了明顯的粗化，并且平焊位置和仰焊位置處的奧氏體晶粒比立焊位置處的更為粗大，這主要是因為在實際焊接過程中，立焊處的焊接速度更大，使得焊接熱影響區(qū)的峰值溫度降低，從而降低了熱影響區(qū)粗晶區(qū)奧氏體晶粒的粗化程度[10]。

2.3 力學性能

2.3.1 硬 度

由表4可知，焊縫和熱影響區(qū)的硬度相當，均略低于母材的硬度。與母材相比，熱影響區(qū)細晶區(qū)在焊接熱循環(huán)作用下發(fā)生再結晶，導致位錯密度顯著降低；熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒發(fā)生明顯粗化。因此熱影響區(qū)的硬度低于母材的。與母材相比，焊縫區(qū)的晶粒尺寸較粗，因此其硬度較低。焊縫和熱影響區(qū)沒有出現(xiàn)硬度明顯低于母材的軟化區(qū)，并且各測試點的硬度均滿足Q/SY GJX 01110-2007中規(guī)定的環(huán)焊縫硬度不高于300 HV的要求。

表4 接頭不同區(qū)域的硬度Table 4 Hardness of different regions in the joint HV

2.3.2 沖擊性能

由表5可以看出，立焊位置焊縫中心(C2)的平均沖擊吸收功比平焊位置焊縫中心(C1)的高，其原因在于立焊位置采用了立下向焊接工藝，具有焊接速度快、焊層薄的特點，導致焊縫組織更加均勻，從而表現(xiàn)出更高的沖擊韌性。立焊位置熱影響區(qū)的平均沖擊吸收功也高于平焊位置熱影響區(qū)的，這是由于立焊位置處熱影響區(qū)的晶粒尺寸比平焊位置的細小。

表5 不同焊接位置接頭中焊縫及熱影響區(qū)的-10 ℃沖擊吸收功Table 5 Impact absorbing energy at -10 ℃ of weld and heat-affected zone in the joint at different welding positions J

2.3.3 拉伸性能

由表6可以看出，T1、T4位置的抗拉強度略低于T2、T3位置的，不同位置的抗拉強度均滿足Q/SY GJX 01110-2007中X80管線鋼環(huán)焊縫最低抗拉強度(620 MPa)的要求。T1、T4位置的拉伸試樣在焊縫區(qū)斷裂，T2、T3位置的在母材區(qū)斷裂。觀察發(fā)現(xiàn)，不同焊接位置的拉伸斷口形貌相似，斷裂前均發(fā)生了明顯的塑性變形。以T1位置處的拉伸斷口形貌為例進行觀察，由圖6可以看出，拉伸斷口由均勻而細小的韌窩組成，屬于典型的韌性斷裂形貌。

表6 不同焊接位置接頭的拉伸性能與斷裂位置Table 6 Tensile properties and fracture location of the joint at different welding positions

圖6 接頭T1位置處的拉伸斷口形貌Fig.6 Tensile fracture morphology of the joint at T1 position

3 結 論

(1) 采用自制BaF2-Al-Mg渣系自保護藥芯焊絲對X80管線鋼進行環(huán)焊縫焊接后，不同焊接位置的焊縫成形良好，該自保護藥芯焊絲具有良好的全位置焊接適應性。

(2) 不同焊接位置接頭焊縫組織基本相同，蓋面層主要由板條貝氏體和針狀鐵素體組成，填充層為細小的粒狀貝氏體和準多邊形鐵素體；焊接位置對熱影響區(qū)細晶區(qū)組織沿有明顯影響，組織均由細晶鐵素體和針狀鐵素體組成；熱影響區(qū)粗晶區(qū)主要由粗大的板條貝氏體和粒狀貝氏體組成，立焊位置熱影響區(qū)粗晶區(qū)的晶粒尺寸比平焊和仰焊位置的細小。

(3) 接頭各區(qū)域的硬度分布較為均勻，立焊位置焊縫和熱影響區(qū)的-10 ℃平均沖擊吸收功比平焊位置的高；不同焊接位置接頭的抗拉強度相當，接頭具有良好的強韌性匹配，拉伸斷口呈韌性斷裂特征。