劉治文 賈書君 楊浩 梁小凱 張亮 樊祎寧 韓鵬彪

摘 要：為解決深海X70管線鋼在實際焊接中粗晶區(qū)（CGHAZ）的脆化問題，在不同熱循環(huán)工藝下對X70管線鋼進行了熱模擬研究。采用Gleeble-3800熱模擬機模擬X70管線鋼CGHAZ，研究CGHAZ在10～60 kJ/cm不同熱輸入（HI）條件下組織和韌性的變化規(guī)律，并通過光學顯微鏡（OM）、掃描電鏡（SEM）和夏比沖擊試驗等手段表征CGHAZ的組織和韌性。結(jié)果表明，不同熱輸入下試驗鋼的組織主要由粒狀貝氏體（GB）、貝氏體鐵素體（BF）和馬-奧組元（M-A組元）組成;當HI不斷增大時，BF比例減少，GB比例增加，M-A組元粗化，沖擊吸收能先升高再降低;當HI為20 kJ/cm時，BF和GB可獲得優(yōu)異組合，斷口為韌性斷裂，沖擊吸收能達到173.8 J;當HI大于20 kJ/cm時，斷口解離斷裂，沖擊吸收能下降明顯，最低為18.8 J。因此，較低的熱輸入可提高CGHAZ的韌性，使X70管線鋼具有高強度、高韌性和良好的焊接性。研究結(jié)果可為優(yōu)化焊接工藝提供理論依據(jù)。

關(guān)鍵詞：焊接工藝與設備;X70管線鋼;粗晶區(qū);熱輸入;組織;韌性

中圖分類號：TG406?? 文獻標識碼：A

doi：10.7535/hbkd.2021yx05010

收稿日期：2021-08-12;修回日期：2021-09-20;責任編輯：張士瑩

基金項目：河北省重點研發(fā)項目（19211007D）

第一作者簡介：劉治文（1997—），男，山東濰坊人，碩士研究生，主要從事金屬材料成型及控制方面的研究。

通訊作者：韓鵬彪教授。E-mail：hpb68@163.com

賈書君高級工程師。E-mail：jiajsj504@126.com

Effect of heat input on microstructure and toughness of CGHAZ of deep-sea X70

LIU Zhiwen1，JIA Shujun2，YANG Hao3，LIANG Xiaokai2，ZHANG Liang1，4，F(xiàn)AN Yining1，HAN Pengbiao1，4

（1.School of Materials Science and Engineering，Hebei University of Science and Technology，Shijiazhuang，Hebei 050018，China;2.Institute of Structural Steels，Central Iron and Steel Research Institute，Beijing 100081，China;3.Research Institute of HBIS Group，Shijiazhuang，Hebei 050018，China;4.Hebei Key Laboratory of Material Near-Net Forming Technology，Shijiazhuang，Hebei 050018，China;）

Abstract：In order to solve the embrittlement problem of coarse grain zone （CGHAZ） of deep-sea X70 pipeline steel in actual welding，the thermal simulation study of X70 pipeline steel was carried out under different thermal cycle processes.X70 pipeline steel CGHAZ was simulated by Gleeble-3800 thermal simulator to study the microstructure and toughness of CGHAZ under different heat input （HI） conditions in the range of 10～60 kJ/cm.The microstructure and toughness of CGHAZ were characterized by means of optical microscope （OM），scanning electron microscope （SEM） and Charpy impact test.The results show that the microstructure of the test steel under different heat input is mainly composed of granular bainite （GB），bainite ferrite （BF） and martensite-austenite component（M-A component）.When HI increases continuously，the proportion of BF decreases，the proportion of GB increases，the M-A component coarsens，and the impact absorption energy first increases and then decreases.In the case of 20 kJ/cm，the excellent combination of BF and GB is obtained，the fracture is ductile fracture，and the impact absorption energy reaches 173.8 J;when HI is greater than 20 kJ/cm，the fracture is dissociated and fractured，and the impact absorption energy decreases obviously，with the lowest of 18.8 J.Therefore，lower heat input can improve the toughness of CGHAZ，make X70 pipeline steel have high strength，high toughness and good weldability，and provide some theoretical guidance for the optimization of welding process.

Keywords：

welding process and equipment;X70 pipeline steel;CGHAZ;heat input;microstructure;toughness

隨著國民經(jīng)濟的快速增長，中國對石油等資源的需求急劇提高，人們在開采陸地資源的同時，也在著手開發(fā)海底資源[1]。管道輸送是運送石油和天然氣最為高效便捷的方式，在海底運輸中占據(jù)重要地位[2]。管線鋼作為輸送管道的主要材料，不但要具有優(yōu)異的力學性能，還需要擁有良好的可焊性[3]。通過合理的成分設計以及控軋控冷后，X70管線鋼可獲得超細晶粒組織，具有高強度、高韌性和良好的焊接性[4-5]。但是，受焊接過程中焊接熱循環(huán)作用的影響，管線鋼組織發(fā)生粗化，打破了其良好的強度和韌性平衡，熱影響區(qū)韌性變差。一些科研人員采用焊接熱模擬技術(shù)以及SEM等手段，研究了低碳鋼不同熱輸入對組織的影響[6-10];田萬鵬利用焊接熱模擬技術(shù)和夏比沖擊試驗，研究了管線鋼不同熱輸入對韌性的影響[11];還有學者發(fā)現(xiàn)，增加冷卻速度，M-A組元的數(shù)量會增多，M-A組元形態(tài)會對低碳鋼中熱影響區(qū)的硬度值和韌性產(chǎn)生影響[12-14]。然而這些試驗均未對不同熱輸入下CGHAZ組織、M-A組元以及斷口形貌的變化與韌性進行系統(tǒng)性分析。

為此，筆者采用光學顯微鏡（OM）和掃描電鏡（SEM）觀察不同熱輸入下樣品的顯微組織，利用硬度試驗和夏比沖擊試驗測量樣品性能，并觀察其斷口形貌，分析斷口的形成機制，建立熱輸入與組織轉(zhuǎn)變和沖擊韌性之間的關(guān)系。

1 材料及方法

采用某鋼廠生產(chǎn)的X70管線鋼板，板厚為14.6 mm，是一種典型的微合金高強度鋼。表1列出了鋼板的化學成分，原始組織如圖1所示。在Gleeble-3800型熱模擬機上進行熱模擬試驗，樣品從鋼板沿垂直于軋制方向切割，尺寸為70 mm×11 mm×11 mm，在不同熱輸入（10，20，30，40，50，60 kJ/cm）下進行焊接熱循環(huán)，通過連接到樣品上的K型熱電偶采集樣品溫度。圖2顯示了X70管線鋼CGHAZ的6種熱循環(huán)工藝：以100 ℃/s的升溫速率加熱到1 300℃的峰值溫度，在峰值溫度保溫1 s，冷卻時間t8/5分別為4，26.6，36.9，66.3，104，149 s。

為了對CGHAZ熱模擬樣品進行組織觀察和性能分析，在焊接熱模擬試驗結(jié)束后，從均勻加熱部位切割樣品，對樣品表面進行機械研磨，并采用4%（體積分數(shù)，下同）硝酸酒精溶液進行腐蝕，采用OM和SEM觀察樣品組織。使用維氏硬度計對樣品進行硬度測試，載荷為1 kg，對每個樣品進行9次測量，取平均值作為硬度值，隨后將樣品按照GB/T 229—2020加工成55 mm×10 mm×10 mm的沖擊樣品[15]。在PTT452G-4試驗機上進行夏比沖擊試驗，根據(jù)管線鋼低溫沖擊試驗標準，設置溫度為-20 ℃，每組試驗重復3次，取其平均值，隨后觀察斷口形貌。

2 結(jié)果與分析

2.1 不同焊接熱輸入下CGHAZ的光學顯微組織

經(jīng)歷不同熱輸入后，X70管線鋼粗晶區(qū)的晶粒尺寸以及組成相的種類、形狀和分布都發(fā)生了變化，這種組織結(jié)構(gòu)上的變化導致不同熱輸入下粗晶區(qū)的力學性能呈現(xiàn)出明顯差異。樣品的光學顯微組織如圖3所示，由于峰值溫度達到1 300 ℃，因此CGHAZ晶粒尺寸比原來的大，組織形態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)镚B，BF和M-A組元。GB和BF的區(qū)別在于島的形狀，前者的小島呈島狀，后者的小島有明顯拉長的趨勢[16]。

在較低熱輸入時，CGHAZ組織主要由BF組成，還有少量的GB和M-A組元。原奧氏體晶界清晰，BF組織中區(qū)分明顯，原奧氏體晶粒被分割成若干個鐵素體板條，鐵素體板條從晶界向晶粒里和原奧氏體晶粒里生長，相同方向的板條聚集在一起，形成包狀和塊狀。M-A組元主要分布在原奧晶界和鐵素體板條間，t8/5的冷卻時間較短，為4 s，冷卻速度快，晶粒細小，板條緊密排列在原奧氏體晶粒中，如圖3 a）所示。熱輸入為20 kJ/cm時，GB占比增加，相對于10 kJ/cm時的晶粒尺寸變小。GB將BF分割，讓具有相同取向的BF變得更細、更短，如圖3 b）所示。當熱輸入繼續(xù)增大30 kJ/cm時，晶粒尺寸急劇增大，組織以GB為主，還有少量的BF，M-A組元開始粗化，分布在晶界和晶粒內(nèi)，如圖3 c）所示。當熱輸入為40 kJ/cm時，由于冷卻時間長，原奧晶粒開始相互融合，晶界變得模糊，使得晶粒尺寸粗大且不均勻，此時粗晶區(qū)組織主要由GB和M-A組元構(gòu)成，如圖3 d）所示。當熱輸入為50 kJ/cm和60 kJ/cm時，晶粒尺寸變得更大，原奧晶界更加模糊，M-A組元主要以塊狀和條狀分布在晶界和晶粒內(nèi)部，組織中出現(xiàn)少量的軟相準多邊形鐵素體（QF），如圖3 e）和圖3 f）所示。

2.2 M-A組元分析

在不同熱輸入時，CGHAZ中 M-A 組元的形態(tài)分布如圖4所示。在SEM下M-A組元為亮白色，由于M-A的亞結(jié)構(gòu)主要為孿晶，故隨M-A含量的增加，韌性下降[17-18]。M-A組元的形態(tài)、數(shù)量、尺寸對強韌性都會產(chǎn)生影響。當熱輸入為10 kJ/cm時，M-A組元尺寸相對細小，主要呈點狀或薄膜狀分布，如圖4 a）所示。在中等熱輸入20kJ/cm和30 kJ/cm時，M-A組元增多，主要以島狀和條狀分布，與熱輸入20 kJ/cm相比，熱輸入為30 kJ/cm時M-A組元浮凸，并出現(xiàn)塊狀組織，如圖4 b）和圖4 c）所示。隨著線能量繼續(xù)增加到50 kJ/cm時，M-A組元粗化，呈塊狀和條狀分布，形狀不規(guī)則，且M-A 組元浮凸效果更為明顯，如圖4 d）所示。

2.3 CGHAZ的力學性能

焊接熱模擬試驗后，樣品硬度如圖5所示。隨著熱輸入的增加，樣品的硬度值不斷降低。在低熱輸入時，由于冷卻時間快，在X70管線鋼熱影響區(qū)，碳沒有足夠的擴散時間，以過飽和狀態(tài)存在于殘余奧氏體中，并在中溫下隨奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)樨愂象w鐵素體。與鐵素體相比，BF含碳量高[19]，因此具有高硬度，最大值為289.1 HV。當熱輸入不斷增大時，組織中GB的含量增加，晶粒尺寸增大，導致顯微硬度值逐漸降低，最小值為216.8 HV。此外，圖5中虛線表示初始試驗鋼的硬度為222 HV。在10～40 kJ/cm時，由于焊接熱循環(huán)后得到BF組織，而BF是硬相，所以模擬CGHAZ較母材有更高的硬度;當熱輸入為50 kJ/cm和60 kJ/cm時，組織中出現(xiàn)軟相準多邊形鐵素體以及塊狀M-A組元，硬度值比母材略低，表明粗晶區(qū)與母材具有良好的匹配性。綜上可知，該樣品的硬度值最高為289.1 HV。相關(guān)研究表明，當管線鋼顯微硬度值低于350 HV時，可以顯著降低冷裂風險[20-21]。

試驗鋼-20 ℃低溫沖擊吸收能隨不同熱輸入的變化規(guī)律如圖6所示。由圖6可知，隨著熱輸入的增加，沖擊吸收能先略有增加，然后下降。當熱輸入為10 kJ/cm時，沖擊吸收能高于100 J，表明模擬熱影響區(qū)具有良好的韌性。當熱輸入為20 kJ/cm時，沖擊吸收能最大，為173.8 J。這是因為晶粒尺寸較小，且BF隨著GB的增加而減少，由此獲得了GB和BF的最佳組織比例。隨著熱輸入從20 kJ/cm增加到30 kJ/cm，M-A組元急劇增多，晶粒尺寸增大，組織主要為GB，沖擊吸收能迅速降低到73 J。當熱輸入為40～60 kJ/cm時，沖擊吸收能低于50 J，表明熱影響區(qū)表現(xiàn)出明顯的脆化特性，與初始沖擊吸收能216.5 J相比，模擬熱影響區(qū)的沖擊吸收能遠低于X70管線鋼。這是因為CGHAZ靠近熔合線，溫度較高，且受熱循環(huán)作用，導致晶粒嚴重粗大，同時GB顯著增加。

采用掃描電鏡研究了-20 ℃沖擊樣品的斷口形貌。圖7為熱輸入為10，20，30和50 kJ/cm時樣品起裂區(qū)的斷口形貌圖。

由圖7可以看出，這些斷裂形態(tài)與夏比沖擊試驗測試數(shù)據(jù)一致。在10 kJ/cm的熱輸入下，斷裂模式主要是韌性斷裂，韌窩多且較淺，沖擊韌性較好，如圖7 a）所示。當熱輸入為20 kJ/cm時，斷裂模式與熱輸入10 kJ/cm時相同，因為其韌窩大且深，所以沖擊韌性相對提高，如圖7 b）所示。在30 kJ/cm和50 kJ/cm時，斷裂模式主要為解離斷裂，斷口形貌為層狀撕裂棱以及解離臺階，解離面呈典型的扇形和河流花樣，沖擊韌性明顯下降，如圖7 c）和圖7 d）所示。

3 結(jié) 論

1） CGHAZ組織主要由BF，GF和M-A組元組成。隨著熱輸入的增大，BF減少、GF增多、M-A組元粗化，且晶粒尺寸增大，原奧晶粒相互融合，晶界變得模糊。當熱輸入大于40 kJ/cm時，組織中出現(xiàn)少量的QF。

2）在低熱輸入時，M-A組元主要呈點狀分布。隨著熱輸入的增大，M-A組元呈島狀和條狀分布。當熱輸入達到50 kJ/cm時，M-A組元呈塊狀和條狀分布，浮凸效果明顯。

3）隨著熱輸入的增大，CGHAZ的硬度下降，但硬度值保持在216.8～289.1 HV之間，說明CGHAZ未出現(xiàn)軟化，與母材具有良好的匹配性。

4）隨著熱輸入的增大，沖擊吸收能先略有增加，然后下降。熱輸入為20 kJ/cm時，BF和GF達到最佳組合，-20 ℃沖擊吸收能為173.8 J，斷裂形式為韌性斷裂，沖擊斷口形貌呈韌窩狀;當熱輸入大于20 kJ/cm時，沖擊吸收能急劇下降，斷裂形式為解離斷裂，形貌為典型的扇形和河流花樣，粗晶區(qū)出現(xiàn)明顯脆化。因此，在實際焊接時采取20 kJ/cm的熱輸入，可獲得相對優(yōu)異的組織和樣品性能。

針對X70管線鋼單道焊時CGHAZ的脆化問題，本研究通過焊接熱模擬和SEM等手段，分析了CGHAZ出現(xiàn)脆化的原因，提出了可通過采用較低熱輸入來提高CGHAZ的韌性。然而，在實際焊接管線鋼時，會有雙面焊以及多道焊。因此，后續(xù)試驗需對管線鋼二次熱循環(huán)時熱影響區(qū)的組織和韌性進行更為深入的研究。

參考文獻/References：

[1] 馬靜，王申豪，張雙杰，等.B+F雙相X80管線鋼模擬海水環(huán)境中慢應變拉伸各向異性研究[J].河北科技大學學報，2020，41（5）：455-461.

MA Jing，WANG Shenhao，ZHANG Shuangjie，et al.Study on anisotropy of B+F dual-phase X80 pipeline steel under slow strain tensile in simulated seawater[J].Journal of Hebei University of Science and Technology，2020，41（5）：455-461.

[2] 牛愛軍，畢宗岳，張高蘭.海底管線用管線鋼及鋼管的研發(fā)與應用[J].焊管，2019，42（6）：1-6.

NIU Aijun，BI Zongyue，ZHANG Gaolan.Development and application of pipeline steel and steel pipe for offshore pipeline in China[J].Welded Pipe and Tube，2019，42（6）：1-6.

[3] GAO J X，LI L J，LI J F，et al.Microstructure and properties of longitudinal submerged arc welded linepipes for deep-sea pipeline[J].Advanced Materials Research，2014，997：409-414.

[4] XU J Q，GUO B，ZHENG L，et al.Research and development of deep-sea pipeline steel[J].Advanced Materials Research，2010，152/153：1492-1498.

[5] 李震波，劉汝營.X70管線鋼的工業(yè)試制與性能測試[J].現(xiàn)代冶金，2020，48（2）：5-7.

[6] SHARMA S K，MAHESHWARI S.A review on welding of high strength oil and gas pipeline steels[J].Journal of Natural Gas Science and Engineering，2017，38：203-217.

[7] 李秀程，李學達，王學林，等.低合金鋼焊接熱影響區(qū)的微觀組織和韌性研究進展[J].工程科學學報，2017，39（5）：643-654.

LI Xiucheng，LI Xueda，WANG Xuelin，et al.Research progress on microstructures and toughness of welding heat-affected zone in low-alloy steel[J].Chinese Journal of Engineering，2017，39（5）：643-654.

[8] 文明月，董文超，龐輝勇，等.一種Fe-Cr-Ni-Mo高強鋼焊接熱影響區(qū)的顯微組織與沖擊韌性研究[J].金屬學報，2018，54（4）：501-511.

WEN Mingyue，DONG Wenchao，PANG Huiyong，et al.Microstructure and impact toughness of welding heat-affected zones of a Fe-Cr-Ni-Mo high strength steel[J].Acta Metallurgica Sinica，2018，54（4）：501-511.

[9] LAN L Y，KONG X W，QIU C L.Characterization of coarse bainite transformation in low carbon steel during simulated welding thermal cycles[J].Materials Characterization，2015，105：95-103.

[10]ZOU X D，SUN J C，MATSUURA H，et al.Unravelling microstructure evolution and grain boundary misorientation in coarse-grained heat-affected zone of EH420 shipbuilding steel subject to varied welding heat inputs[J].Metallurgical and Materials Transactions A，2020，51（3）：1044-1050.

[11]田萬鵬.X80管線鋼熱影響區(qū)力學性能研究[J].南方農(nóng)機，2020，51（15）：40-41.

[12]賈書君，段琳娜，劉清友.高鋼級管線鋼中M/A組元的控制工藝[J].材料熱處理學報，2016，37（3）：82-88.

JIA Shujun，DUAN Linna，LIU Qingyou.Controlling process of M/A constituents in high grade pipeline steel [J].Transactions of Materials and Heat Treatment，2016，37（3）：82-88.

[13]HUDA N，MIDAWI A R H，GIANETTO J，et al.Influence of martensite-austenite （MA） on impact toughness of X80 line pipe steels[J].Materials Science and Engineering A，2016，662：481-491.

[14]LUO X，CHEN X H，WANG T，et al.Effect of morphologies of martensite-austenite constituents on impact toughness in intercritically reheated coarse-grained heat-affected zone of HSLA steel[J].Materials Science and Engineering A，2018，710：192-199.

[15]GB/T 229—2020，金屬材料 夏比擺錘沖擊試驗方法[S].

[16]THEWLIS G.Classification and quantification of microstructures in steels[J].Materials Science and Technology，2004，20（2）：143-160.

[17]LAN L Y，QIU C L，ZHAO D W，et al.Analysis of martensite-austenite constituent and its effect on toughness in submerged arc welded joint of low carbon bainitic steel[J].Journal of Materials Science，2012，47（11）：4732-4742.

[18]王學林，李學達，尚成嘉.高強度管線鋼焊接熱影響區(qū)顯微組織精細表征[J].焊管，2019，42（7）：26-38.

WANG Xuelin，LI Xueda，SHANG Chengjia.Fine characterization of high strength pipeline steel welding HAZ microstructure[J].Welded Pipe and Tube，2019，42（7）：26-38.

[19]胡賡祥，蔡珣，戎詠華.材料科學基礎[M].上海：上海交通大學出版社，2010.

[20]LI C W，WANG Y，HAN T，et al.Microstructure and toughness of coarse grain heat-affected zone of domestic X70 pipeline steel during in-service welding[J].Journal of Materials Science，2011，46（3）：727-733.

[21]蔣慶梅，陳禮清，許云波，等.一種微合金高強鋼焊接冷裂紋敏感性[J].中國科技論文在線，2011，6（2）：103-108.

JIANG Qingmei，CHEN Liqing，XU Yunbo，et al.Cold cracking sensitivity of welding for a kind of low carbon micro-alloyed high strength steel[J].China Science Paper，2011，6（2）：103-108.