HFW焊缝组织结构对强韧性的影响.doc

1、摘要：以X60级HFW焊管作为研究对象，分析了焊接区域的显微组织特点；通过测量焊接区域结构参数与力学性能，提出焊接工艺应当保证焊缝熔合线宽度控制在0.050.2 mm内。在820，870和980正火后，焊接区域组织粗大，冲击韧性偏低；920左右正火后焊缝区域组织细化，力学性能大大提升，通过对比发现在900930的温度区间下进行正火可使HFW焊管焊接区域的组织与力学性能均达到最好。0 前言 HFW焊管具有成本低，生产效率高，外型美观等优点，作为石油开采中的套管及油管、石油天然气输送管和配气管等被广泛使用。国内引进HFW焊管生产技术较早，但在消化吸收与创新等方面还有不足，生产过程中存在质量控制标准

2、不明确、焊缝强度与冲击韧性偏低、耐腐蚀性能不稳定等问题，致使其在国内长输管线上的使用受到了限制。HFW焊管的焊缝和热影响区是整个焊管的薄弱环节和危险区域，其强韧性决定了整个焊管的强韧性。 通过对HFW焊管焊缝及热影响区强韧性的专题研究，一方面可以清楚制约焊缝及热影响区强韧性的因素，从理论上提出改善办法；另一方面可以更加明确制管工艺与产品性能之间的关系，既能在生产过程中更好实现质量控制，还能在焊管的服役过程中实现风险规避和充分利用。1 试验材料本试验选用的HFW焊管为X60钢级，直径508 mm，壁厚9.5 mm，其化学成分见表1，力学性能见表2。从样管上截取图1所示的部分，用来加工试验过程中所

3、需试样，包括板状拉伸试样、V形缺口冲击试样以及金相试样等。 试样在马弗炉中进行正火，以模拟生产线上的热处理过程；拉伸试验在INSTRON 1341电液伺服拉伸试验机上进行；显微组织分析在XJP-6A金相显微镜上进行。2 试验结果及分析2.1 母材、焊缝及热影响区的显微组织图2为母材、焊缝及热影响区的金相显微组织。 X60钢的w（C）=0.08%，是少珠光体的微合金控轧钢，组织为极少数量的珠光体与占绝对多数量的铁素体。由于在冶炼和轧制过程中采用微合金化与控轧控冷，所以晶粒细小均匀，并伴有一定的带状组织。从图2（a）可以看出母材的显微组织主要是等轴细小的多边形铁素体，并伴有少许珠光体，晶粒度为11

4、.5级。焊缝熔合线组织粗大，以相互交错的针状铁素体为主，其晶粒比母材和热影响区都大很多，晶粒度为10级，如图2（b）所示。而对于热影响区而言，不同位置的晶粒度是有差异的，靠近熔合线的部位，晶粒稍显粗大，如图2（c）所示，但仍小于焊缝熔合线晶粒尺寸；在离熔合线较远的部位，晶粒越来越细，接近母材组织，甚至在腰鼓形边缘部位观察到的晶粒尺寸小于母材，如图2（d）所示。高频电阻焊的焊接升温很快，焊缝熔合部位处于过热状态，晶粒极易变大，并且温度越高奥氏体晶粒长的越快，越趋于形成粗大的奥氏体晶粒。从焊缝到母材方向，热影响区可以划分成为粗晶区、正火区、不完全正火区和回火区1，热影响区的晶粒尺寸沿此方向先增大后

5、逐渐变小。2.2焊接区域结构参数与力学性能之间的关系HFW焊管焊接区域的结构参数主要包括腰鼓形、熔合线、金属流线和中心距，如图3所示2。 对加工好的冲击试样和拉伸试样进行结构参数的测量，并与强韧性试验结果对照，结果见表3。 从表3可知抗拉强度比较低的试样为L03，L05和L08，其中L03和L08表现出强度和韧性都较差的特点。对于L08而言，熔合线宽度达到0.39 mm，为试样中最宽的，可能是焊接过程加热时间太长而致，这会导致氧化物夹杂聚集，成为裂纹源。 熔合线过宽或过窄都会使得焊缝性能下降。当熔合线太宽时，表明焊接过程中加热时间太长（即焊接速度太慢）或焊接线热量太高，致使焊缝严重脱碳，组织粗

6、大；另一方面，也会伴随氧化物杂质的聚集，可能成为焊缝开裂的裂纹源，这对其性能极为不利。当熔合线较窄时（低于0.05mm），表明焊接时挤压力过大或线能量不足，同时伴随着金属流线角很大。熔合线较窄时，线能量不足导致的低温焊接会使金属结合强度大受影响，脆性显著增加，焊缝强度也比较低，这种情况应尽量避免。 目前，对熔合线宽窄度的控制，世界各国还没有统一规定，一般为企业的内控标准。譬如，日本新日铁规定熔合线宽度为0.020.2mm，日本川崎为0.070.13mm，德国规定为0.020.12mm，韩国PSP公司则要求控制在0.050.3mm。我国焊管行业曾有人认为，将熔合线宽度控制在0.020.11 mm

7、最合适3。 严格控制熔合线宽度对于焊接质量尤为重要。结合前文测试数据以及文献中的介绍，建议熔合线宽度（特指几何中心线处的宽度值fn）在0.050.2 mm之间比较合适，内外壁熔合线宽度（fi与fo）以0.250.4 mm之间为佳。至于金属流线夹角，以在5065之间为宜。2.3 焊后正火对于焊接区域显微组织的影响 焊缝热处理是HFW焊管生产过程中一个非常重要的工序，经过热处理，焊接时形成的硬化组织会得到适当改善。本试验结合生产中的实际情况，分别选取820，870，920，950和9805个温度，每个温度下的试样在马弗炉中进行正火热处理，以模拟生产过程中的在线热处理，保温时间为5 min。 图4为

8、5种不同正火温度下焊接区域金相显微组织的对比。可以看出，焊接区域经过正火之后，金属流线已经不存在，熔合线与热影响区的组织近于一致。焊接区域在820正火以后，可以观察到大块的多边形或准多边形铁素体，没有实现组织均匀化，这是因为820的正火温度低于X60钢的AC3温度，故而焊接区域处在双相区间，加热过程中，碳原子向奥氏体中富集，贫碳的铁素体不断长大，从而出现宽的铁素体带4。870正火，处在奥氏体单相区与双相区的临界地带，正火所得组织与820正火结果相似，组织更大一些。920和950正火温度高于相变点温度，经过正火，焊缝与热影响区组织完全均匀，以多边形铁素体为主，并伴随少许的珠光体，但950正火后铁

9、素体晶粒已明显表现出粗大化趋势。980正火以后的焊接区域铁素体晶粒变得十分粗大，多边形铁素体间含有珠光体，组织不很均匀，说明该正火温度对于HFW焊缝及热影响区而言过高。在线焊缝热处理与试样在热处理炉中整体加热不同，在线焊缝热处理有两个特点：一方面，它是通过中高频感应加热，加热速度快，管壁厚度方向的温度不均匀5；另一方面，它是采用局部加热，冷却速度很快，在热处理温度下生成的晶粒少，因而加热温度可适当高一些。2.4正火对焊接区域力学性能的影响2.4.1拉伸强度 对焊接区域分别进行820，870，920，950和980温度下的正火热处理，然后再测试各试样的拉伸强度，结果如图5所示。 由图5可见，随着

10、正火温度的提高，焊缝的抗拉强度会逐渐下降，但在920的正火温度下处理时，由断裂位置可知此时焊缝强度与母材强度相当。2.4.2冲击韧性 试样热处理前后的冲击功的变化对比如图6所示。由图可见，经过正火热处理，焊缝及热影响区的冲击韧性大大改善，提升非常显著。因此，对于HFW焊缝及热影响区而言，焊接之后的再次正火热处理对于改善其性能极为重要。 试样冲击功与正火温度的关系曲线如图7所示。由图可见，正火温度对于焊缝的冲击韧性影响非常大。在820920，韧性随正火温度升高而呈上升趋势；超过920，冲击韧性随正火温度升高而下降。当正火温度太低时，如820，焊接区域组织并未得到改善，相应韧性也未得到提升；当正火

11、温度太高至980时，铁素体晶粒严重粗化，韧性显著降低。只有经过合适温度的正火处理，焊缝韧性才会大幅提升，经过900930之间的正火后，焊缝会获得优良的冲击韧性。这与显微组织的分析结果是一致的。3 结论（1）焊缝熔合线处晶粒粗大，为交错的针状铁素体；热影响区的晶粒尺寸从熔合线到母材方向先增大后逐渐变小；母材的显微组织以等轴细小的多边形铁素体为主，伴有少许珠光体。（2）对于X60级准508 mm9.5 mm HFW焊管焊缝而言，熔合线宽度（fn）控制在0.050.2 mm之间较合适，内外壁熔合线宽度（fi与fo）以在0.250.4 mm之间为佳，金属流线夹角在5065之间为宜。（3）热处理之前，焊缝熔合线与热影响区区分明显，晶粒尺寸有较大差异；而在热处理之后，焊缝熔合线与热影响区组织形貌趋于近似或一致，金属流线消失，晶粒尺寸相近。（4）焊接区域的抗拉强度随正火温度升高而下降，且在920左右的正火热处理后，与母材基本相等。（5）正火热处理后的焊缝及热影响区，冲击韧性大大提高，正火温度在900930之间时，X60级HFW焊管焊接区域的冲击韧性达到最高。