X90钢级管线钢预精焊接头的性能研究

付 超，王 勇，李学达，韩 涛

（1.中国石油大学（华东），山东青岛150001；2.山东胜利钢管有限公司，山东淄博255082）

X90钢级管线钢预精焊接头的性能研究

付 超1，2，王 勇1，李学达1，韩 涛1

（1.中国石油大学（华东），山东青岛150001；2.山东胜利钢管有限公司，山东淄博255082）

为综合研究X90管线钢的焊接性，选用国内某钢厂轧制的X90管线钢卷板，利用预精焊工艺制备试验钢管4根，采用金相分析、扫描电镜（SEM）断口分析、夏比V型缺口冲击试验、拉伸、弯曲、硬度等试验，研究了焊接接头各个区域的组织和性能.试验结果表明：内外焊缝区组织均为针状铁素体，热影响区（HAZ）粗晶区晶粒粗化严重，主要组织为粒状贝氏体和贝氏体铁素体，在原奥氏体晶界和贝氏体板条内部存在块状或条状的（马氏体-奥氏体）M-A组元；HAZ冲击功离散性较大，出现了单值较低（45 J）的试样，SEM断口分析呈现典型的解理断裂特征；焊接接头抗拉强度805～815 MPa，断裂位置均在HAZ；焊接接头反弯试样易在HAZ出现裂纹和脆断现象；HAZ硬度在220～250 HV之间，较母材下降30 HV左右.HAZ是X90预精焊钢管焊接接头的薄弱环节，为提高X90管线钢的焊接稳定性，应重点研究精焊内外热循环双热影响亚区的组织转变和脆化机理.

焊接；管线钢；预精焊；热影响区；马奥组元

“十二五”期间我国油气管道工程取得了令人瞩目的成绩，已基本形成覆盖全国的油气输送网络.随着X80级钢管的大量应用，部分地区服役环境恶化，为近一步降低管道建设成本，第三代管线钢的开发也提上日程［1］.中石油公司自2011年先后组织了数次X90和X100管线钢从卷板轧制、制管、环焊等环节的单炉与小批量试制工作.初步研究成果表明X90作为X80向X100钢级的过渡，显示出较好的焊缝力学性能、环焊性能和止裂韧性，最有可能率先成为管线钢及管线管应用于管道工程的最高钢级［2］.目前国内外有大量的关于X80/X100管线钢性能的研究，但X90管线钢作为有当前的研究热点，相关文献却较少.SQS公司［3］采用优化的TMCP＋OCP工艺生产的X90管线钢可稳定的控制显微结构和力学性能；赵文贵等［4］研究了热模拟条件下X90管线钢的HAZ性能，表明15 kJ/cm的热输入下，HAZ的韧性和强度是最佳的；Wang等［5］通过控制奥氏体状态和冷却过程，得到了性能稳定的多相X90管线钢，主要组织为准多边形铁素体、贝氏体铁素体和M-A组元.

随着管线钢管级别的提升，螺旋焊管的预精焊工艺得到了广泛的推广.经过几年的发展我国预精焊技术已达到国际领先水平，预精焊工艺的自动化程度高、成型焊接互不干扰、残余应力小，焊缝性能优异等特点［6-7］.本文选用预精焊焊接工艺，研究X90管线钢焊接接头不同区域的性能.

1 试 验

选用国内某钢厂轧制的X90卷板，利用预精焊工艺生产Φ1 219 mm×16.3 mm试验钢管4根.

1.1 试验材料

试验用X90管线钢的主要化学成分见表1，碳含量控制在0.05%的低碳水平，但是由于合金元素含量的增加，导致碳当量和冷裂纹敏感性较高.X90管线钢母材的主要力学性能如表4所示，屈服强度625～640 MPa，屈强比0.76～0.82，甚至可满足抗大变形管的要求.X90管线钢的光学显微组织如图1所示，主要为贝氏体铁素体（BF）、少量的准多边形铁素体（QF）和弥散分布的岛状或点状的第二相.铁素体板条在显微镜下依稀可见，不同位向的板条束将原奥氏体晶粒分割成不同的区域，隐约勾勒出原晶界.QF形态不规则，边界粗糙模糊，呈锯齿状，基体上可观察到黑色的点状第二相，为马氏体和残余奥氏体组元，简称为 M-A［8-9］.

表1 试验材料化学元素含量（wt%）Table 1 Chemical composition of the material（wt%）

图1 X90母材光学显微组织Fig.1 The Optical micrographs of base metal

如图2所示，预精焊工艺坡口为不对称双V型坡口.焊接顺序如下：1-预焊，纯CO2保护MAG焊接；精焊埋弧焊接采用等强匹配：2-精焊内焊，三丝串列埋弧焊；3-精焊外焊，双丝串列埋弧焊.预焊和精焊所用的焊丝化学成分见表1，焊丝焊剂牌号和主要焊接工艺参数见表2.

图2 接头坡口形式与焊接顺序Fig.2 The groove type and welding sequence

表2 试验焊接工艺参数Table 2 Parameters of the welding process

1.3 试验方法

金相、晶粒度、M-A组元分析采用光学显微镜（OM），其中用于分析M-A组元的试样应用Lepera试剂腐蚀，晶粒度划分按照GB/T 6394执行；管体和焊缝处取管体横向、焊缝和热影响区的冲击试样，加工成55 mm×10 mm×10 mm的夏比V型缺口试样，缺口沿壁厚方向垂直与钢管表面，在ZBC2602冲击试验机进行-20℃摆锤冲击试验，断口采用扫描电镜（SEM）分析；管体拉伸试样加工成Φ8.9 mm的圆棒，焊接接头拉伸试样为标距内宽度38 mm全壁厚尺寸，在1000HDX-G7静液式万能型材料试验机上进行抗拉试验；垂直焊缝取焊接接头面弯和背弯试样，加工成宽度38 mm全壁厚尺寸的导向弯曲试样，弯轴直径160 mm，试验在WAW-Y500微机控制电液伺服万能材料试验机进行；取全壁厚焊接接头横截面试样，进行10 kg载荷维氏硬度试验，试验机型号为450SVD.

2 结果与分析

2.1 组织分析

图3给出了焊接接头的宏观形貌，黄色虚线为原坡口和预焊缝位置，可见预焊焊缝及其热影响区已经完全被内焊熔掉，形成新的内焊缝组织.热影响区（HAZ）在距离熔池不同的区域经历了不同温度的热循环，形成明显分界线.6区为经历了内焊和外焊双热循环形成的双热影响亚区，尤其是内焊粗晶区受外焊缝临界区热影响（AC1-AC3之间）会形成临界再热粗晶区，是局部脆性区［10］.表3给出了接头主要区域的组织和晶粒度，图4给出了焊接接头各区域的显微组织.焊缝区组织主要为针状铁素体AF，（贝氏体板条在铁素体基体上相互交织形成类似箩筐的结构）.虽然内外焊缝的主要组织均为AF，但对比图4（a）和（b），可发现内焊缝组织存在较多的块状铁素体，这可能与内焊缝热输入大有关.图4（a）箭头处可见沿着一次柱状晶存在少量的块状先共析铁素体，图4（b）箭头处可观察到原奥氏体晶界；熔合区可观察到明显的HAZ与焊缝区的分界，如图4（d）中虚线所示，在HAZ为晶粒严重长大的奥氏体晶粒，晶粒内部为GB.焊接过程中热量最大散热方向延相邻母材散失，且过热的母材晶粒为熔池形核提供界面，形成联生结晶，箭头处可观察到一次柱状晶界.图4（e）、（f）表明内外焊的HAZ粗晶区（CGHAZ）晶粒均明显粗化，原奥氏体晶界十分明显，晶粒度为4级.原奥氏体晶粒在高温的影响下充分长大，形成粗大的晶粒，主要组织为贝氏体铁素体（BF），粒状贝氏体（GB），M-A组元.由于内焊热输入较大，内焊粗晶区的晶粒尺寸明显大于外焊粗晶区，且内焊粗晶区内组织主要为GB，而外焊粗晶区组织主要为BF；图4（g）、（h）表明细晶区（FGHAZ）的晶粒在受到1 100℃左右的回火作用，晶粒明显细化，主要组织为GB.

表3 各区显微组织和晶粒度Table 3 Microstmcture and grain size of the welded joint

图3 焊接接头宏观形貌Fig.3 Macrostructure of welded joint from the pipe

2.2 M-A组元分析

M-A组元是管线钢中常见的组织形式，对接头的性能有很大的影响，本质上是嵌含着富碳奥氏体的未回火马氏体混合物.焊接冷却过程中，在马氏体相变温度以上发生了铁素体或贝氏体转变，就会导致残余的奥氏体富碳，当冷却到马氏体转变温度时，高碳奥氏体转变成长条状的孪晶马氏体，在马氏体之间存在着残余奥氏体，称为M-A组元.

Lepera试液腐蚀之后，金相显微镜下M-A组元会呈现白色，如图5所示.焊缝区的M-A组元呈现细小的点状或小岛状弥散分布在铁素体基体上，部分M-A会集聚在一次柱状晶界处；粗晶区内的M-A组元大小不均，有长条状的单独分布的M-A，部分M-A的长度甚至超过了20 μm，也存在成链状连续分布在粗大的奥氏体晶界的M-A，同时出现了大块状M-A组元分布在BF基体上.细晶区内的M-A组元也呈现弥散分布，但尺寸与焊缝区M-A相比较大，体积分数较小.Jennifer等人［11］研究了原奥氏体晶粒尺寸、热输入和合金元素对M-A组元的尺寸和形状的影响.Hidenori等人［12］研究了热影响区BF基体组织和M-A相变，表征了长条状和块状M-A组元的形成过程.可见热影响区内M-A组元的形态、尺寸和分布状态都不相同，其对韧性的作用也不同.李学达等［13］的研究表明成项链状分布在原奥氏体晶界处的M-A对韧性的恶化最为严重，Hrivnak［14］与 Peyman等［15］的研究都表明 M-A组元是脆性断裂的起裂源.

M-A组元的存在会引起局部脆化，但其在不同的接头区域的分布形式、形状、尺寸、体积分数等均不相同，因此对韧性的影响程度也不尽相同［16］.

图5 M-A组元形貌Fig.5 The Lepera morphology of M-A constitute：（a）Weld seam；（b）CGHAZ；（c）FGHAZ

2.3 韧性分析

2.3.1 各区冲击功

在4根试验钢管上，每根取1组试样，每组均包含3个母材、HAZ和焊缝试样，进行-20℃夏比冲击试验，图6给出了各区冲击功单值与平均值.X90母材冲击功普遍高于300 J，主要与管线钢的低碳高Nb的成分设计、细晶粒和BF的组织优化作用相关.焊缝的冲击功稳定在180 J，无较大波动.HAZ的冲击值较母材有明显的降低，约下降30%～40%，在200 J附近波动，但出现了两个偏离较大的单值，其中3＃钢管HAZ一试样的冲击功仅为45 J.

2.3.2 冲击断口分析

冲击断口通常由纤维区、放射区和剪切唇三部分组成，纤维区和剪切唇所占的比例越大则材料的韧性就越好［17］.冲击功单值为45 J的HAZ试样的断口宏观形貌如图7（d）所示，放射区面积较大，明显观察到多个裂纹与孔穴，纤维区内垂直于缺口方向存在起伏较大的沟壑和隆起，断口分离现象明显，断裂面颜色发亮，呈现闪闪发光的小颗粒.其剪切断面率（SA%）仅为46%.采用SEM观察其扩展区，为明显的解理断裂特征且解理面尺寸较大，在部分区域可观察到放射状花纹，图8（d）.

图7同时也给出了3＃钢管母材（330 J）、焊缝（160 J）和HAZ（225 J）的断口，3个区的断口颜色均暗淡无光泽，存在明显的凹凸不平，只有局部区域有金属光泽，主要为纤维区和剪切唇，放射区面积很小，塑形变形明显，SA%分别为：100%，88%和93%.图7（a）母材断口中观察到明显的硬质夹杂物，面积约为1 mm2，可能是导致母材的韧性比相邻试样低的原因.图7（c）的断口与7（d）相比也存在较大沟壑，出现了断口分离现象，但是断口颜色暗淡，呈现较多的韧性特征.图8（a）为母材冲击断口扩展区的SEM形貌，可见大而深的等轴韧窝分布比较均匀并且数量也比较多，韧窝内部存在小韧窝，一些韧窝内部存在小的第二相粒子为M-A组元，尺寸小于1 μm.图8（b）为焊缝冲击断口扩展区形貌，等轴韧窝转变为抛物线韧窝，韧窝数量减少，出现了河流状形貌.在大而深的抛物线韧窝内部观察到第二相粒子.图8（c）HAZ的SEM形貌主要为抛物线韧窝，韧窝被拉长，部分区域韧窝消失，存在孔洞和大的第二相粒子.但扩展区未观察到解理断裂区.

图6 接头各区冲击功单值柱状图与均值折线图Fig.6 Individual and average value of impact toughness

图7 3＃钢管夏比V型试样冲击断口宏观形貌Fig.7 Fracture-morphology of Charpy V-notch specimens from 3＃pipe：（a）base metal（323 J）；（b）weld（160 J）；（c）HAZ（220 J）（d）HAZ（45 J）

图8 3＃钢管冲击断口扩展区SEM分析Fig.8 SEM fractographic analysis of Charpy V-notch specimens from 3＃pipe：（a）base metal（323 J）；（b）welded seam（160 J）；（c）HAZ（220 J）（d）HAZ（45 J）

HAZ冲击功降低表明X90管线钢焊接接头HAZ出现了脆化现象，这与晶粒粗化、组织脆化和M-A组元的影响相关［1，8，13］.然而多数情况下HAZ的冲击功远远高于标准要求的单值最小30 J，应重点研究HAZ冲击的离散性问题.取自同一位置相邻两个试样的HAZ冲击功出现如此大的波动，可排除热输入变化导致的原因.文献［18］指出当冲击试样的V型槽经过临界再热粗晶区时，会出现韧性值剧降的现象.因此有必要详细研究图3中6区各个亚区的组织转变和M-A组元的致脆机理，研究临界再热粗晶区在断裂过程中如何影响裂纹的起裂和扩展，以最小化局部脆化现象.

2.4 抗拉强度分析

表4分别给出了4根钢管的母材抗拉强度、屈服强度以及屈强比，焊接接头的抗拉强度和断裂位置.母材的抗拉强度较高，均在800 MPa以上，屈服强度达到了X90的水平，但屈服强度偏低，接近下限值.焊接接头抗拉强度达到805～815 MPa，断裂位置均在HAZ.

2.5 弯曲性能分析

焊接接头弯曲试验可综合考察接头的强度、韧性以及焊接缺陷.在每根钢管上取4组正弯和4组反弯试样，试验结果如下：16个正弯试样表面均完好无裂纹.3＃钢管1反弯试样HAZ区存在长4.5 mm，深7 mm的裂纹；1反弯试样HAZ脆断，如图9所示.整个断面呈现闪闪发光颗粒面，为典型的脆断特征，在韧脆交界处可观察到宏观裂纹.

表4 抗拉试验Table 4 Tensile test of welded joint

图9 弯曲试样断口Fig.9 Fracture-morphology of bending specimen

2.6 硬度

1＃～4＃钢管焊接接头各区域的维氏硬度如图10所示.3＃钢管的HAZ硬度明显高于其他3个试样，淬硬倾向较高，也一定程度上降低了HAZ韧性.HAZ硬度较母材均有明显的下降，硬度值在220～250 HV波动，且大部分HAZ的硬度值低于焊缝区硬度，说明HAZ出现了一定程度的软化.HAZ软化现象与高钢级管线钢的控扎控冷过程强烈加速冷却和贫合金化、以及焊接热循环过程中的碳元素在残余奥氏体内富集有关［8，19］.

图10 接头各区硬度分布Fig.10 Hardness curve of welded joint

3 结 论

1）X90管线钢预精焊接头母材组织为贝氏体铁素体、粒状贝氏体和M-A组元，焊缝组织主要为针状铁素体，CGHAZ组织为GB、BF和M-A组元，FGHAZ为细化的GB.

2）M-A组元在焊缝区呈弥散分布，为点状小岛分布在粒状贝氏体基体上.粗晶区内的M-A受热循环的影响，呈块状或长条状分布在粗大的原奥氏体晶界或贝氏体板条之间.

3）母材和焊缝的冲击功比较稳定，断口存在大量的韧窝.热影响区冲击稳定性较差，低值冲击的断口呈现解理断裂形貌，需进一步研究HAZ受双热循环形成的各亚区组织转变和脆化机理.

4）焊接接头拉伸、弯曲、硬度等力学性能试验也表明热影响区是薄弱环节，需进一步研究反弯试样多在热影响区出现裂纹或断裂的原因.

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（编辑 张积宾）

Research on tack-final welded joint of X90 pipeline steel

FU Chao1，2，WANG Yong1，LI Xueda1，HAN Tao1
（1.China University of Petroleum，Qingdao 150001，China；2.Shandong Shengli Steel Pipe Co.，Ltd.，Zibo 255082，China）

Four SAWH（Submerged-arc Helical Welding）pipes were manufactured by Tack-Final welding process to investigate the weldability of X90 pipeline steel.Metallographic analysis，SEM（scanning electron microscope）fractographic analysis，Charpy impact test，tensile test，bending test，and hardness test were performed.Metallographic analysis revealed that the microstructure of inside and outside welded seam was acicular ferrite，and CGHAZ（Coarse Grain Heat Affected Zone）was coarsened with blocky or elongated martensite-austenite constituent（M-A）at prior austenite grain boundaries or bainite-ferrite strip.The toughness of HAZ was discrete and low-value toughness occasionally appeared with typical cleavage fracture by SEM fractographic analysis.Tensile test confirmed that the strength of welded joint was between 805 to 815 MPa，which was fractured at HAZ.Bending test showed cracks or brittle fracture at HAZ.Analysis on hardness test indicated that hardness of HAZ was about 220～250 HV，a little bit below base metal.HAZ was weakness zone of X90 Tack-Final welding pipes.In order to improve the welding stability of X90 pipeline steel，the microstructure transformation and brittleness mechanism of HAZ sub-region should be studied further.

weld；pipeline steel；tack-final welding；heat affected zone；M-A

TG457.1

A

1005-0299（2017）02-0085-07

2016-09-18.< class="emphasis_bold">网络出版时间：

时间：2017-04-19.

付 超（1987—），男，在读博士，国际焊接工程师；王 勇（1964—），男，博士生导师.

付 超，E-mail：fu_chao99＠sina.com.

10.11951/j.issn.1005-0299.20160307