焊后熱處理對X52管線鋼水下摩擦塞焊接頭斷裂韌性的影響

熊俊珍， 楊新岐, 唐文珅， 元惠新

(天津大學，天津 300350)

0 前言

摩擦圓柱塞(Friction hydro pillar processing, FHPP)或圓錐塞焊接(Friction taper plug welding, FTPW)技術是英國焊接研究所(The Welding Institute，TWI)首先提出應用于進行水下結構焊接與修復的一種新型固相焊接方法。與傳統水下干法或濕法熔焊方法比較，水下摩擦塞焊技術的關鍵優勢是對水深不敏感，因而在深水海洋平臺和海底管道等水下鋼結構修復中具有重要應用潛力[1]。

目前，國內外已對水下摩擦塞焊接頭組織特征、抗拉強度及韌性進行了許多研究。試驗表明：通過塞孔與塞棒材料、形狀及工藝參數的優化可獲得無缺陷塞焊接頭，其抗拉強度可以達到ASTM標準的要求[2-4]，但塞焊縫及結合區的塑性與沖擊韌性明顯較低，摩擦塞焊縫組織極不均勻，主要由粗大淬硬馬氏體、魏氏組織及鐵素體等混合組成，這導致焊縫區斷裂主要為脆性斷裂[5-10]。由于摩擦塞焊有可能是60 m以上深水領域焊接修復的唯一有效方法，因此如何提高水下摩擦塞焊接頭塑性和斷裂韌性具有重要工程應用意義。

但在國內外目前尚未見到改善水下摩擦塞焊接頭斷裂韌性的研究報道。

在前期研究的基礎上，文中針對海洋工程用鋼X52水下摩擦塞焊焊接接頭，探討焊后熱處理對塞焊接頭組織及斷裂韌性的影響，為國內海洋工程領域開發應用摩擦塞焊接技術提供重要試驗依據。

1 試驗方法

水下摩擦塞焊試驗所用基板及塞棒均為X52管線鋼。基板尺寸為200 mm×50 mm×28 mm，采用錐形塞棒，塞孔開在上表面中心位置，基板及塞棒尺寸如圖1所示。

采用天津大學固相摩擦焊研究室自主研制的水下摩擦焊專用焊接裝備(焊接設備參數見表1)完成全部水下塞焊試驗，獲得焊接接頭試樣。水下摩擦塞焊優化工藝參數見表2。試驗表明，在此參數下可獲得無缺陷、性能良好的摩擦塞焊接頭。試驗設計4組焊后熱處理工藝參數見表3。

為了獲得熱處理對焊縫中心區域及結合區微觀組織的影響，分別在焊縫與結合區位置取樣，用不同粒度的砂紙水磨后拋光。在采用4%硝酸酒精進行金相試樣腐蝕處理后，用Hatchis-4800掃描電鏡對焊縫中心區域及結合區進行組織觀察。沿焊縫區截面方向切取尺寸為40 mm×25 mm×28 mm的硬度試樣，采用HVS-1000型顯微硬度計對焊縫區顯微硬度進行測試，載荷為98 N，加載時間為15 s，測量位置位于距焊縫表面7 mm處，硬度點之間的距離為0.5 mm，SEM試樣取樣位置及硬度測試位置如圖2所示。

圖1 水下摩擦塞焊接頭塞孔和塞棒尺寸

表1 水下摩擦焊專用焊接裝備參數

該研究采用變量裂紋尖端張開位移(CTOD)評估摩擦塞焊接頭不同區域的斷裂韌性。依據英國標準BS 5762，制備單邊缺口彎曲(Single edge notched bending, SENB)試樣，SENB試樣尺寸為120 mm×22 mm×11 mm，機械缺口分別位于焊縫中心區域及結合區附近，長度為8.5 mm，SENB試樣取樣及缺口位置如圖3所示。每組試驗準備3個SENB試樣，最后取3個試樣的CTOD平均值來評估接頭的斷裂韌性。

表2 水下摩擦塞焊優化工藝

表3 焊后熱處理工藝參數

圖2 SEM試樣取樣位置及硬度測試位置

圖3 SENB試樣取樣位置

在試驗之前，需要預制特定長度(約為2.5 mm)的疲勞裂紋，預制疲勞裂紋在高頻疲勞試驗機上進行。預制疲勞裂紋的平均載荷為2.2 kN，交變載荷為1.8 kN。SENB試驗在DDL300微機控制電子萬能試驗機進行, 試驗溫度為室溫。在試樣斷裂后，采用掃描電鏡觀察試樣斷口形貌。依據標準，CTOD的計算公式如公式(1)和(2)所示：

(1)

(2)

式中：F為施加的載荷，N；S為試驗跨距，通常為4W；B為SENB試樣厚度，m；W為SENB試樣寬度，m；a為原始裂紋長度；v為泊松比；RP0.2為材料屈服強度；E為彈性模量；Vpl為裂紋嘴張開位移塑性分量；Z為刀口厚度。

2 試驗結果與分析

2.1 塞焊接頭微觀組織

焊態下的焊縫中心主要由粗大的淬硬板條馬氏體和少量魏氏鐵素體組成，而結合區為一條鐵素體帶[6]。圖4所示的是不同溫度熱處理后水下摩擦塞焊縫中心區組織特征。在500～700 ℃熱處理后，焊縫中心組織均為回火馬氏體。雖然都是回火馬氏體，但是三者所包含的鐵素體及滲碳體的形態卻有很大區別。隨著熱處理溫度的升高，馬氏體板條不斷寬化，滲碳體顆粒不斷粗化。在500 ℃熱處理后，滲碳體細小，呈絮狀，主要分布在鐵素體板條內部；在600 ℃熱處理后，滲碳體呈粒狀，在馬氏體板條之間呈線狀分布；隨著熱處理溫度進一步升高為700 ℃，滲碳體顆粒逐漸球化。在800 ℃(Ac1以上)熱處理后，焊縫中心區組織演變為鐵素體及片層結構的珠光體。

圖4 不同溫度熱處理后焊縫中心顯微組織

不同溫度熱處理后，接頭結合區的微觀組織如圖5所示。800 ℃及以下的溫度不足以令鐵素體發生相變。與焊態的情況類似，經不同溫度熱處理后，結合區均為一條鐵素體帶(虛線之間的區域)，尺寸在20～80 μm之間。

2.2 塞焊接頭顯微硬度

圖6表示的是不同溫度焊后熱處理后焊接接頭的顯微硬度分布曲線。由圖6可見，焊態下焊縫區域硬度均值為400 HV，明顯高于母材硬度180 HV，這是由于焊縫區域由馬氏體等淬硬組織形成，導致焊縫區組織具有明顯的淬硬傾向，是焊縫中心區域硬度大的根本因素。而結合區位于塞棒和基板熱影響區之間，其附近硬度變化范圍為200～300 HV。因為結合區只有幾十微米寬，硬度點之間的距離為0.5 mm，遠大于結合區的寬度，因此硬度點不一定剛好打在結合區，因此結合區附近的硬度分布表現出明顯的不均勻分布。但是在焊態下接頭結合區屬于軟化區[11]，在低溫(500～600 ℃)熱處理后，結合區附近依舊存在一個明顯的下降，說明低溫熱處理后結合區仍為軟化區，其兩側都為高硬度的淬硬組織。塞焊結合區為鐵素體帶這一組織特征及結合區與其兩側存在的巨大硬度差對接頭的斷裂韌性會產生顯著影響。

圖5 不同溫度熱處理后結合區的顯微組織

圖6 焊接接頭顯微硬度分布

試驗表明：隨著焊后熱處理溫度的提高，焊縫區域硬度明顯下降、其硬度分布越來越均勻，表明組織淬硬傾向降低并趨于均勻化，這將有利于焊縫區塑性和韌性的提高。500 ℃和600 ℃熱處理對焊縫區硬度分布影響基本一致，但仍明顯高于母材硬度，結合區附近硬度分布與焊態相比沒有明顯變化。

在700 ℃和800 ℃熱處理使得焊縫區域硬度分布降低到200～250 HV范圍，焊縫中心區域硬度分布更趨于均勻化；800 ℃熱處理后焊縫中心硬度為200 HV，與母材硬度接近。但結合區附近硬度仍存在較大分散性，這表明熱處理后結合區組織仍然較為復雜，這將對結合區塑性和韌性產生較大影響。

2.3 塞焊接頭斷裂韌性

圖 7為不同焊后熱處理溫度下塞焊縫中心區域的斷裂韌性。試驗表明：焊態下焊縫中心區域CTOD平均值為0.103 mm，明顯低于原始母材的0.935 mm。隨著焊后熱處理溫度逐漸升高，斷裂韌性CTOD值呈波動變化趨勢。在500 ℃熱處理后CTOD平均值可達到0.136 mm；但在600 ℃熱處理后焊縫區CTOD平均值降低約為0.092 mm，這應與600 ℃熱處理焊縫中心區域發生高溫回火脆性直接相關；在 700 ℃及800 ℃熱處理后，焊縫中心區斷裂韌性明顯增加，在800 ℃熱處理后焊縫區CTOD平均值可達到0.8 mm以上，為母材韌性的89%。由此可見，采用適當溫度的焊后熱處理方法可有效提高塞焊縫中心區域斷裂韌性，使得水下摩擦塞焊縫中心區塑性和抗斷裂能力得到明顯改善。

圖7 焊縫中心區域CTOD平均值及誤差

圖8為焊后熱處理對結合區斷裂韌性的影響。試驗表明與塞焊縫中心類似、焊態下結合區CTOD平均值約為0.038 mm，明顯低于原始母材0.935 mm。在500 ℃與600 ℃熱處理后結合區CTOD平均值與焊態下基本一致，這表明500 ℃與600 ℃熱處理對水下摩擦塞焊焊縫結合區的抗斷裂行為沒有改善作用。在700 ℃和800 ℃熱處理后焊縫結合區CTOD值雖然有一定的增大，但增大的范圍有限，且CTOD值分散性較大：在0.1～0.3 mm范圍內變化。800 ℃熱處理后結合區的CTOD平均值為 0.258 mm，仍不及焊縫中心區域1/3。焊后熱處理對水下摩擦塞焊結合區斷裂韌性的改善效果不明顯。

圖8 焊縫結合區CTOD平均值及誤差

2.4 斷口形貌

圖9是在不同熱處理條件下，焊縫中心區域的斷口形貌。500 ℃熱處理后，斷口出現大面積的河流狀花樣和少數的韌窩，焊縫中心區域以韌性斷裂與脆性斷裂結合的復合斷裂模式發生斷裂。在600 ℃保溫時，管線鋼中的Ni，Cr等元素向晶界偏聚，導致高溫回火脆性，馬氏體脆性增大。斷口呈巖石狀花樣，試樣發生沿晶斷裂，這也是焊縫中心區域經600 ℃熱處理后，斷裂韌性沒有改善，反而惡化的原因。在700 ℃熱處理后，試樣發生準解理斷裂；而800 ℃熱處理后，斷口由大小不一的韌窩組成，韌窩底部存在碳化物，且有出現大量的二次裂紋，試樣斷裂模式屬于韌性斷裂。

圖9 熱處理后焊縫中心斷口形貌

當初始裂紋位于焊縫結合區附近，彎曲試驗后，試樣均沿著結合界面斷裂。在500 ℃熱處理后，結合區斷口分布大量的河流花樣和韌窩，韌窩小且淺，沒有明顯的塑性變形，如圖10a所示，仍然呈明顯的脆性斷裂。這主要是因為結合區(鐵素體帶)寬度很窄，兩側組織硬度很高，在裂紋擴展時，限制了韌窩的長大。此外，裂紋擴展進入結合區兩側時，形成河流花樣，發生解理斷裂。 600 ℃熱處理后的斷口與500 ℃類似。700 ℃與800 ℃熱處理后，結合區斷口包含大小分布不均勻韌窩，韌窩底部有大量形狀不規則析出物，如圖10b所示。

圖10 熱處理后結合區斷口形貌

3 討論

對于焊縫中心區域，經合適的焊后熱處理溫度，淬硬組織轉化為回火馬氏體等的組織，韌性增大，抗斷裂能力增強。對于焊縫結合區，在500 ℃及600 ℃熱處理后，結合區硬度與其兩側仍相差懸殊，當裂紋尖端位于結合區時，裂紋尖端在應力集中作用下發生鈍化并張開，當張開的位移大于結合區寬度(幾十微米)，裂紋與結合區兩側高硬度組織相遇，兩側高硬度組織限制了裂紋的進一步鈍化，裂紋迅速沿結合區擴展，發生斷裂。即使預制的疲勞裂紋尖端稍有偏離結合區，但結合區屬于軟化區，裂紋發生偏轉進入結合區，沿結合區進一步擴展。在700 ℃和800 ℃熱處理之后，焊縫及結合區附近的硬度都明顯降低，尤其是800 ℃熱處理之后，其硬度與母材接近。依據斷裂力學理論，結合區的韌性也應該得到明顯改善。但實際上，結合區的斷裂韌性增加的非常有限。為研究結合區斷裂韌性低的原因，文中作者對結合區組織進行了進一步的研究。

圖5表明，經不同溫度的熱處理之后，結合區均存在細小的腐蝕孔洞。為了避免腐蝕對觀測帶來干擾，對未腐蝕的結合區進行了背散射電子掃描如圖11所示。結果表明：結合區存在蠕蟲狀和球狀的夾雜，夾雜物尺寸分散，最大尺寸可達2 μm。經基體與夾雜物的EDS對比分析可知，夾雜物為富Mn，Si和Al的氧化物，如圖12和圖13所示。

圖11 結合區背散射電子圖像

圖12 圖11中基體EDS

圖13 圖11中夾雜物EDS

結合區中夾雜物的存在，是導致結合斷裂韌性低的另一個重要因素，且經熱處理之后，夾雜物也不會消除。因此，經過適當溫度的熱處理之后，結合區附近的組織均勻性得到改善，韌性提高，但夾雜物的存在限制了結合韌性的進一步提高。

4 結論

(1)焊態下焊接接頭產生馬氏體等淬硬組織及魏氏體等韌性差的組織、組織不均勻及晶粒的嚴重粗化等，是接頭沖擊韌性差的主要原因。適當溫度的焊后熱處理能夠消除了水下塞焊產生的淬硬組織，在一定程度上改善了焊接接頭(尤其是焊縫中心區域)組織的不均勻性，提高韌性。

(2)由于在水下塞焊過程中工件直接與水接觸，焊接接頭組織復雜。焊接接頭硬度表現出明顯的不均勻性，結合區屬于軟化區。隨著焊后熱處理溫度的升高，接頭整體硬度下降。

(3)較低溫度熱處理(500 ℃與600 ℃)對焊縫結合區韌性影響不明顯，800 ℃熱處理后的焊縫結合區CTOD值最高為0.3 mm，僅約為焊縫中心區域1/3，仍然是韌性最薄弱區域。

(4)水下摩擦塞焊過程中，結合區及其附近的組織是影響塞焊接頭整體韌性的關鍵，結合區位置在焊接熱循環過程始終與水接觸造成該區域組織的獨特性，對其深入的研究是今后制定詳細的焊后熱處理工藝以有效改善該區域韌性的關鍵。