李继红，杨 亮，张 敏

（西安理工大学 材料科学与工程学院，西安710048）

0 引 言

自从1865年美国建立了世界上第一条具有现代规模的长距离石油输送管线以来，石油管道运输业的发展已有近150a的历史。管道运输是长距离输送石油、天然气最经济、最合理的运输方式。随着输送压力、输送介质以及自然环境的不断变化，管道用管线钢的要求及强度级别也在不断提高。为了提高输送效益、降低能耗和减少管线的生产成本，可采用高压、大口径、长距离输送管线，这已成为世界各国管线生产的发展趋势［1-2］。目前我国已掌握了X70钢管的生产技术，产品已大量应用；X80钢管已在我国投入使用［3］。而X100钢管线目前在世界上只建有试验段［4］，被认为是未来管线建设的首选钢种，但对于这种新型高强度管线钢焊接接头的组织和性能研究还处于初始阶段。为此，作者采用埋弧焊双面成型焊接技术对X100 管线钢进行焊接，并研究了焊接接头的显微组织和力学性能，为X100管线钢的开发及钢管的生产提供参考。

1 试样制备与试验方法

试验母材是低碳高强X100 管线钢板材，厚度为15mm，其主要化学成分如表1所示。供货状态为热轧态，其屈服强度为716MPa，抗拉强度为841 MPa，室温冲击功为263J。

表1 X100管线钢的化学成分（质量分数）Tab.1 Chemical composition of X100pipeline steel（mass） %

焊接材料选用H05MnNiMo 焊丝与SJ101-G焊剂进行匹配，其中焊丝直径为4.0 mm。采用ZD5-1000型埋弧焊机对X100 级管线钢板材进行焊接试验。坡口采用X 型（坡口角度60°±3°），钝边2mm。正面焊完后反面清根埋弧焊接。正、反面的焊接工艺参数为电流600A，电压36V，焊速26m·h-1。

在焊接接头的不同区域取金相试样，经体积分数为4%硝酸酒精腐蚀后，采用OLYMPUSGX-71型光学显微镜观察显微组织；根据GB 2652-1989标准，以焊缝为中心、垂直于焊缝方向取拉伸试样，尺寸如图1所示，采用PCS-25T 型试验机测焊接接头的拉伸性能，拉伸速度为2mm·min-1，结果取5组平均值；采用JB-30B型冲击试验机测试焊接接头的冲击性能，根据GB 2650-1989进行取样，试样尺寸为10mm×10mm×55mm，V 缺口分别开在母材、焊缝中心、熔合区、热影响区（HAZ），每组3个试样；按GB 4675.5-1984将焊接接头冷却12h，再垂直切断焊缝中部，在此断面上取样，试样抛光后采用HVS-50A 型维氏硬度计测试接头的显微硬度，载荷为1.96N，保压时间5s。

图1 拉伸试样尺寸Fig.1 Dimensions of tensile specimen

2 试验结果与讨论

2.1 显微组织

从图2可以看出，X100管线钢母材的显微组织为铁素体、粒状贝氏体的混合组织，白色的细晶铁素体是在原奥氏体晶粒内形成的，在细晶铁素体之间及内部分布有细小的黑色粒状贝氏体，尺寸更为细小；焊缝区组织比较均匀，以针状铁素体为主，含有粒状贝氏体及析出的少量黑色夹杂物颗粒，其中针状铁素体（AF）比母材的还要细小，以放射状交错分布，可见钢和焊接材料中的合金元素有助于细化针状铁素体。一般焊接接头分为母材、热影响区、焊缝这三大区域。Lomozik［5］根据热影响区独特的组织特征，将其再分为四个区：粗晶区（CGHAZ）、细晶区（FGHAZ）、临界温度热影响区（ICHAZ）、亚临界温度热影响区（SCHAZ）。临界温度热影响区和亚临界温度热影响区可统称为不完全重结晶区。与细晶区相比，粗晶区的晶粒有明显的粗化现象，但粗化程度较小，说明X100管线钢具有一定的热敏感性。由于焊接热循环的作用，造成了热影响区的软化和过热区晶粒的长大，进而使材料脆化，表现为热影响区的硬度较低。

X100 管线钢是一种低碳微合金超细晶粒钢，钛、铌和钼等微合金元素在钢中形成熔点很高的微小碳氮化合物粒子，弥散分布于晶内和晶界，在焊接热循环过程中限制了奥氏体晶粒的长大，使得粗晶区晶粒没有严重粗化。但少量碳氮化合物溶入了奥氏体，改变了奥氏体的界面能，导致先共析铁素体较粗大，呈条状和块状分布，见图2（d）。图中白色基体为粗大的先共析铁素体，弥散分布的为粒状贝氏体，而黑色相推测为M／A 岛或者析出的一些夹杂物。X100管线钢由于超低的含碳量使得M／A 岛含量很少，而且分布均匀，这有利于提高材料的韧性，也正是其粗晶区仍具有较高冲击韧性的原因。

比较图2（c）和2（d）发现，熔合线附近晶粒尺寸较粗晶区略微变小，主要原因是在γ→（δ＋γ）相变过程中，锰在γ／δ边界发生偏析，造成冷却时边界阻尼增加，使晶粒长大倾向减小。同时发现，熔合线清晰可见，熔合线两侧的组织形态、大小、分布都有所不同。细晶区组织为细小的铁素体组织和少量弥散分布孤岛状组织。在图3（f）的不完全重结晶区，由于受到后续焊道热输入的影响，使针状铁素体发生回复和再结晶及晶粒长大现象，冷却后得到未发生相变铁素体和粗晶针状铁素体及粒状贝氏体的混合组织，说明该处发生了软化现象。粗晶脆化区对结构整体性能的影响很小，而软化区则有可能促使裂纹的萌生和扩展，进而造成焊接接头失效，因此要尽量防止软化区的出现［6］。

图2 X100管线钢焊接接头不同区域的显微组织Fig.2 Microstructure of X100pipeline steel welded joints：（a）base metal；（b）welding seam；（c）fusion zone；（c）coarse grained region；（d）fine-grained region and（f）incomplete recrystallization region

2.2 拉伸性能

由表2可以看出，X100管线钢焊接接头的抗拉强度和伸长率平均值分别为576MPa和17%，分别为母材的80%和92%。可见，接头焊缝区的塑性较好，但是强度较低，这主要与焊缝的组织形态和相比例、晶粒大小有关。焊接接头的断口位于焊缝区，说明焊材匹配不理想，使焊缝处存在缺陷，促使了裂纹的产生和扩展，因此焊缝区成了接头强度的薄弱地带。尽管热影响区的晶粒相对粗大，但是其强度要优于焊缝区的。

表2 X100管线钢焊接接头与母材的拉伸性能Tab.2 Tensile properties of X100pipeline steel welded joint and base metal

2.3 冲击性能

从表3可以看出，焊缝试样冲击功的平均值只有198J，可以进一步推测焊缝区可能存在粗大的化合物或者其他缺陷［7］。相比母材和热影响区，熔合区的冲击韧性较低，其主要原因是焊接时选用的是“低强匹配”焊材，在熔合线附近晶粒尺寸较小，但是熔合线两侧的组织形态、大小、分布都不相同，造成熔合区组织过渡不均匀，易成为裂纹的萌生地带，因此熔合区冲击功较低。热影响区冲击功与母材的基本持平。

表3 焊接接头不同区域试样的冲击功Tab.3 Impact energy of different zones in welding joint J

2.4 硬 度

采用显微镜长度标尺测定热影响区各个区域的宽度，结果测得热影响区总长度为5.3mm，其中粗晶区为1.1mm，细晶区为1.0 mm，临界温度热影响区和亚临界温度热影响区总长为3.2mm。

测试硬度在正面焊接接头厚度的3mm 处。由图3可知，焊接接头热影响区硬度最低，焊缝区的硬度较高，其中最大硬度也出现在焊缝区。在一定程度上表明，“低强匹配”焊材并不意味着焊缝的硬度一定低于母材的，可能等强，甚至还稍许超强。接头各区域的硬度与其显微组织有关。热影响区的晶粒比较粗大，较粗大的铁素体和粗晶针状铁素体与粒状贝氏体混合组织分布的不均匀，使其表现出较低的硬度。在焊接过程中，由于熔池金属凝固时的过冷度较大，致使焊缝区域的晶粒较细小，从而表现出较高的硬度。焊缝区最高硬度为316HV，满足API 5L提出的冷裂纹临界硬度小于350 HV 的要求，也低于根部裂纹开裂临界硬度值330 HV 的标准要求［8］。而热影响区的显微硬度从焊缝到母材表现出先减小后增大的趋势。粗晶区、细晶区、临界温度热影响区硬度都呈减小趋势，而亚临界温度热影响区硬度表现出增大的趋势，且在临界温度热影响区和亚临界温度热影响区之间有一个低谷，此处硬度最低，说明在焊接热循环的作用下热影响区发生了软化。可见，在焊接线能量为23.9kJ·cm-1时，由于焊接过程的冷却速率低于轧制加速冷却期间的冷却速率，而使以位错结构形式储存的能量得以释放，进而使显微组织发生变化，表现为热影响区的软化现象。

图3 焊接接头的硬度分布Fig.3 Hardness distribution of the welding joint

3 结 论

（1）X100管线钢埋弧焊焊接接头的抗拉强度和伸长率分别为576 MPa和17%，为母材的80%和92%，拉伸试样断裂处位于焊缝；接头焊缝冲击功为198J、热影响区为259J，熔合区与母材分别为233，263J。

（2）热影响区的最高硬度为316HV，满足API 5L焊接要求；热影响区的显微硬度从焊缝到母材表现出先减小后增大的趋势，在临界温度热影响区和亚临界温度热影响区之间存在宽度较小的软化区，此处硬度较低。

（3）X100管线钢母材的显微组织为铁素体、粒状贝氏体的混合组织；焊缝区以针状铁素体为主，含有少量粒状贝氏体；焊接接头粗晶区组织主要为粗大的先共析铁素体和粒状贝氏体；可能伴有少量岛状硬脆相M／A 岛析出；细晶区主要为细小的铁素体；临界温度热影响区和亚临界温度热影响区为细晶铁素体、粗晶针状铁素体和粒状贝氏体混合组织。

［1］HILLENBRAND H G.Development of high strength material and pipe production technology for grade X120line pipe［C］／／Proceedings of IPC 2004International Pipeline Conference.Calgary，Canada：［s.n.］，2004：1-7.

［2］陶鹏，张弛，杨志刚.高钢级管线钢的组织和力学性能［J］.焊管，2008，31（2）：19-22.

［3］黄开文.国外高钢级管线钢的研究与使用情况［J］.焊管，2003，26（3）：1-9.

［4］HASHIMOTO Y，KOMIZO T，TSUKAMOTO M，et al.Recent development of large diameter line pipe（X80and X100 grade）［J］.The Sumitomo Search，1988，12：179-185.

［5］LOMOZIK M.Effect of the welding thermal cycles on the structured changes in the heat affected zone and on its properties in joints welded in low alloy steels［J］.Welding International，2000，14（11）：8-14.

［6］张敏，杨亮，陈飞绸，等.X100管线钢埋弧焊焊接接头的组织特征［J］.机械工程材料，2013，37（9）：6-8.

［7］崔天成，郑磊，吴海凤.应变时效对不同成分高强度管线钢力学性能的影响［J］.机械工程材料，2010，34（5）：30-32.

［8］American Petroleum Institute.API specification for spiralweld line pipe［M］.Washington D.C：American Petroleum Institute Production Department，1977.