摘 要:采用Gleeble3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì) X80管線鋼進(jìn)行模擬,制定出了 X80管線鋼的模 擬焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(SHCCT)曲線,分析了顯微組織和硬度隨冷卻速率的變化情況。結(jié) 果表明:X80管線鋼的冷裂紋敏感性指數(shù)小于0.2%,具有低焊接裂紋敏感性,焊接工藝的預(yù)熱溫度 應(yīng)控制在47℃以上,且應(yīng)避免在較快的冷卻速率下焊接。經(jīng)過熱模擬后對(duì) X80管線鋼沖擊吸收 能量和SHCCT曲線的初步推斷,X80管線鋼焊接時(shí)較合理的熱輸入為10~20kJ·cm-1。

關(guān)鍵詞:X80管線鋼;熱模擬;焊接工藝;裂紋敏感性;熱輸入

中圖分類號(hào):TG115 文獻(xiàn)標(biāo)志碼:A 文章編號(hào):1001-4012(2021)12-0052-03

隨著管線鋼鋼材強(qiáng)度的提高,高鋼級(jí)管線鋼 焊接接頭產(chǎn)生焊接冷裂紋的傾向也增大。因此制 定合理的焊接工藝,避免焊接冷裂紋的產(chǎn)生是焊 接生產(chǎn)的關(guān)鍵。以往焊接工藝參數(shù)的確定是以焊 接工藝評(píng)定試驗(yàn)來(lái)確定。在實(shí)際的工作中主要根 據(jù)掌握的材料焊接性能再結(jié)合工程特點(diǎn)與設(shè)計(jì)、 工藝要求及合格的焊接工藝制定出適合具體施工 要求的焊接工藝參數(shù)[1]。而模擬焊接試驗(yàn)則可以 節(jié)約大量的人力和物力,因此現(xiàn)在常采用模擬焊 接試驗(yàn)來(lái)研究材料的焊接性能,從而確定焊接工 藝參數(shù)。筆者采用 Gleeble3500型熱模擬試驗(yàn)機(jī) 對(duì) X80管線鋼進(jìn)行模擬,繪制出了 X80鋼的模擬 焊接熱影響區(qū)連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變(SHCCT)曲線,分析 了顯微組織和硬度隨冷卻速率的變化情況。通過 分析典型熱輸入對(duì) X80鋼熱影響區(qū)沖擊韌性的影 響,結(jié)合組織和硬度隨冷卻速率的變化情況,以及 冷裂紋敏感性指數(shù)的計(jì)算,提出了 X80鋼焊接時(shí) 較合理的熱輸入范圍。

1 試驗(yàn)材料及試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料選自某廠生產(chǎn)的 X80管線鋼直縫埋弧焊管,生產(chǎn)工藝為熱機(jī)械控制工藝(TMCP),其化 學(xué)成分見表1。鋼管的力學(xué)性能優(yōu)良,屈服強(qiáng)度為 601 MPa,抗拉強(qiáng)度為 677 MPa,斷后 伸 長(zhǎng) 率 為 25.5%,沖擊吸收能量為329J。

熱模擬試樣在距離管體焊縫90°的管體橫向位 置取樣,試樣取自1/4壁厚位置,分別加工出尺寸為 ?6mm×90mm和10.5mm×10.5mm×75mm的 兩種 試 樣,SHCCT 曲 線 的 繪 制 選 取 ?6 mm× 90mm試樣,加熱速率為130 ℃·s-1,加熱的最高 溫度為1300℃,保溫時(shí)間為1s,然后以60℃·s-1 的冷卻速率冷卻至900℃,之后分別以0.2,0.5,1, 2,5,10,20,40℃·s-1的冷卻速率冷卻到室溫。通 過熱膨脹儀實(shí)時(shí)采集膨脹曲線,利用切線法確定相 轉(zhuǎn)變溫度點(diǎn),并通過觀察試樣的顯微組織和測(cè)試維 氏硬度結(jié)果,繪制出試樣的SHCCT曲線。之后在 10.5mm×10.5mm×75mm的試樣上分別進(jìn)行熱 輸入為5,10,20,30kJ·cm-1的焊接熱循環(huán)模擬,試 驗(yàn)采用 Rykalin2D 模型,加熱速率為130℃·s-1, 峰值溫度為1350℃,峰值保溫時(shí)間1s,預(yù)熱溫度 150℃,然后將試樣加工成帶 V型缺口的10mm× 10mm×55mm沖擊試樣,之后進(jìn)行-20 ℃的夏 比沖擊試驗(yàn)[2]。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 冷裂紋敏感性指數(shù)的計(jì)算

首先計(jì)算 X80 鋼的焊接冷裂紋敏感性指數(shù) Pcm,在Pcm 指數(shù)的基礎(chǔ)上計(jì)算出焊接冷裂紋敏感 性Pc,同時(shí)計(jì)算出不產(chǎn)生冷裂紋的預(yù)熱溫度T0,結(jié) 果如表2所示。

根據(jù)表2可知,X80鋼的Pcm 小于0.2%,具有 低焊接裂紋敏感性。在焊接過程中,應(yīng)盡量采用能 夠形成低氫或超低氫型焊縫的焊接材料,同時(shí)采取 適當(dāng)?shù)暮附庸に嚪椒?預(yù)熱溫度控制在47℃以上, 避免焊接冷裂紋的產(chǎn)生。

2.2 SHCCT曲線

利用膨脹儀和熱模擬試驗(yàn)機(jī)測(cè)得在不同冷卻速率下的膨脹曲線,通過切線法計(jì)算各膨脹曲線的相 變開始點(diǎn)和相變結(jié)束點(diǎn),然后利用杠桿法計(jì)算各冷 卻速率下各相的體積分?jǐn)?shù),測(cè)試各冷卻速率下的維 氏硬度,以時(shí)間的對(duì)數(shù)為橫坐標(biāo),溫度為縱坐標(biāo)繪制 SHCCT曲線,如圖1所示。

X80鋼試樣在不同冷卻速率下的顯微組織形貌 如圖2所示。當(dāng)冷卻速率為0.2℃·s-1時(shí),試樣的 顯微組織為鐵素鐵+珠光體,當(dāng)冷卻速率增加到 0.5℃·s-1時(shí),貝氏體開始析出,隨著冷卻速率的增 加,鐵素體和珠光體的含量逐漸減少,貝氏體的含量 逐漸增加,當(dāng)冷卻速率達(dá)到5℃·s-1時(shí),完全轉(zhuǎn)變?yōu)?貝氏體組織。貝氏體主要以板條貝氏體為主,隨著 冷卻速率的增加晶界內(nèi)的鐵素體基體板條變細(xì),馬/ 奧島(M/A)組織呈連續(xù)或半連續(xù)的形態(tài)分布在基 體上,數(shù)量逐漸增多,同時(shí)組織取向也變得越加明 顯。當(dāng)冷卻速率達(dá)到20℃·s-1時(shí),馬氏體組織開始 析出,顯微組織為粒狀貝氏體+板條馬氏體,隨著溫 度的降低,貝氏體的含量逐漸減少,馬氏體的含量逐 漸增加。馬氏體的組織硬而脆,因此,應(yīng)避免在較快 的冷卻速率下進(jìn)行焊接[4]。

隨著冷卻速率的增加,硬度呈現(xiàn)出上升趨勢(shì)。 當(dāng)冷卻速率小于1℃·s-1時(shí),顯微組織中含有大量 的塊狀或多邊形鐵素體,并有少量的貝氏體,因而硬 度較低,硬度為180~200HV10。當(dāng)冷卻速率大于 1℃·s-1時(shí),隨著冷卻速率的增加,貝氏體含量增加,貝氏體的形態(tài)由板條貝氏體向粒狀貝氏體轉(zhuǎn)變, M/A島的數(shù)量逐漸增多,分布更加均勻,導(dǎo)致顯微 硬度上升,硬度為200~230HV10。當(dāng)冷卻速率大 于10℃·s-1時(shí),組織中開始析出淬硬性馬氏體組 織,隨著冷卻速率的再增加,馬氏體組織的含量逐漸 增加,硬度也逐漸上升,硬度大于230HV10,主要 原因是馬氏體組織內(nèi)的板條貝氏體位錯(cuò)密度較高, 晶粒內(nèi)部組織細(xì)小[5-6]。

2.3 不同熱輸入熱影響區(qū)的沖擊性能

在熱模擬試驗(yàn)機(jī)上采用 Rykalin2D模型分別 進(jìn)行了熱輸入為5,10,20,30kJ·cm-1的焊接熱循 環(huán)試驗(yàn),模擬X80鋼在不同焊接熱輸入下焊接熱影 響區(qū)粗晶區(qū)的沖擊性能,如表3所示。

由表3可知,當(dāng)熱輸入為10~20kJ·cm-1時(shí), 粗晶區(qū)的沖擊性能較好,此時(shí)的冷卻速率為5~ 21℃·s-1,SHCCT 曲 線 對(duì) 應(yīng) 冷 卻 速 率 為 5~20℃·s-1的冷卻曲線,組織以粒狀貝氏體為主。 當(dāng)熱輸入為5kJ·cm-1時(shí),沖擊吸收能量為139J, 此時(shí)的冷卻速率為85℃·s-1,顯微組織應(yīng)為馬氏體組織,當(dāng) 熱 輸 入 為 30kJ·cm-1 時(shí),冷 卻 速 率 為 2℃·s-1,SHCCT曲線對(duì)應(yīng)冷卻速率為2℃·s-1的 冷卻曲線,此時(shí)的顯微組織為鐵素體+板條貝氏體。 通過上述試驗(yàn)結(jié)果,可以初步判斷出適合 X80鋼的 最佳焊接熱輸入為10~20kJ·cm-1[6]。

3 結(jié)論

(1)X80 鋼的冷裂紋敏感性指數(shù) Pcm 小于 0.2%,具有低焊接裂紋敏感性,焊接工藝的預(yù)熱溫 度控制在47℃以上。

(2)由SHCCT曲線可知,試樣的硬度隨著冷 卻速率的增加而增加,當(dāng)進(jìn)入馬氏體相區(qū)時(shí)增加更 為顯著,因此應(yīng)避免在較快的冷卻速率下進(jìn)行焊接。

(3)根據(jù)熱模擬后試樣的沖擊吸收能量和對(duì)應(yīng) 的SHCCT曲線,初步判斷出 X80鋼適合的焊接熱 輸入為10~20kJ·cm-1。

參考文獻(xiàn):

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