09-主干管线钢焊接模拟的对比

1、主干管线钢焊接模拟的对比分析Y.D. Morozov, L.I.Efrom, Y.I.MatrosovI.P.Bardin Institute(TsNIICHERMET), Moscow, Russia目前俄罗斯和独联体的冶金学者面临着发展具有更好性能的综合管线钢系列产品这个挑战性任务，这些产品包括：-直径为1420mm的管材（单直缝焊接）；-壁厚达到40mm的管材；-强度级别为X80的板材和管材；-抵抗100大气压或者更高的管材-抵抗应力腐蚀开裂能力强的管材在西伯利亚以及Transbaikalia地震活跃的山脉区域，由于管线使用结构和维护环境十分苛刻，另外还有海洋管线，都对管线提出了更高的要

2、求，包括其焊接性能。对可焊接性的评估是管线钢发展过程中重要的一部分。可焊性是指形成焊接裂纹的低敏感性和操作的可靠性，即在所要求的强度级别下，材料具有充分抵抗脆性和延性裂纹扩展的能力。早期对焊接接头冲击韧性的评估使用熔合线上的U型切口试样。现在，根据“Gazprom”和“Transneft”这两个管线主要用户的要求，管材冲击韧性的评估采用熔合线上以及焊缝中心V型切口夏比试样。对输气管道，其冲击韧性不应低于59J/cm2；对石油管道，其冲击韧性不应低于35-39 J/cm2。本文仅涉及焊接热影响区域(HAZ)的性能以及钢的化学组成对结构和性能的影响。焊接热影响区域包括各种冷却条件下的区域。基体金属

3、紧靠熔合区，其温度接近钢的熔化温度，因此在这些区域的钢显微组织已粗化。焊缝区域这个部分被认为是晶粒粗化热影响区（GCHAZ）。为了描述钢的基本化学成分对其冷裂纹敏感性的影响，提出了一系列的回归方程。碳当量Ceq适用于具有较高碳含量的钢材，而PCM更适用于碳含量低于0.1%的高级别钢。Ceq=C+Mn/6+（Cr+Mo+V）/5+（Cu+Ni）/15PCM=C+Si/30+（Mn+Cu+Cr）/20+Mo/15+Ni/60+V/10+5B研究表明以上的评估并不总合适。巴登研究所，在基于GCHAZ上的焊接热循环模拟，提出了一种评估可焊性的方法。下文将GCHAZ看成HAZ。-这个方法是基于在一定冷却

4、速率下，金属HAZ的结构与性能的相关性，直接联系到了焊接时的热量输入。-这个方法能够给出钢可焊性的结论（强度损失，冷裂纹敏感性，模拟热影响区冲击韧性，等等）。-在这个方法中运用到了连续冷却相变结果（焊接CCT曲线），微观组织的评估，金属的硬度和冲击韧性（一系列曲线的绘制），裂纹尖端张开位移CTOD的测定。-使用的设备：高速感应加热器，快速测定膨胀仪，使试样冷却的惰性气体流（Ar，He）。-试样的再加热温度（1300）对应热影响区域的最高温度。-冷却速率在800-700温度间隔段测定，并从0.6到350/s变化。-试样的样式：膨胀仪样品尺寸为外径6mm以及壁厚1mm的空心圆柱体，对韧性和抗SCC

5、测试采用带V型切口的5*10*55mm试样。也可使用其他类型的试样。由于评价模拟HAZ区域性能比评估实际焊接HAZ区难度大，因此只对HAZ的结构进行分析，对于热模拟试样全部是粗晶区，而实际焊接试样中，在热影响区之外有基体材料的影响，因而，两种情况下的力学性能是不能完全类比的。对可焊性的研究充分考虑了真实焊接时不同焊接方式，HAZ冷速与热模拟时的相关性。下文将给出对不同化学组成的钢的研究结果。在焊接0.19C-Mn-Si钢时，HAZ中的奥氏体在冷却速率甚至大于50/s时，还将发生珠光体转变。当冷却速率大于15/s时有铁素体转变。铁素体和珠光体微观结构具有异相组织，且晶界处铁素体分布不均匀。当冷却

6、速度在5-150/s范围时发生贝氏体转变。当冷却速率为50/s时结构中开始出现马氏体。在所有冷却速率范围下，该钢都具有多相组织，当然这是所有类型焊接工艺的冷却情况（如图1a所示）。对0.1C-Mn-Nb钢焊接时，HAZ中的奥氏体转变成珠光体区域，可扩大到75/s。这个区域的铁素体转变在冷却速率为20/s时受到限制。铁素体和珠光体也具有异相组织，且晶界上有铁素体分布。当冷却速度在3-300/s范围将有贝氏体转变发生。当冷却速率高于85/s时组织中有马氏体的出现。除了70-90/s这个狭窄的冷却速率范围，其他速率范围下该钢都具有异相组织。（如图1b所示）对0.03C-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb钢

7、焊接时，HAZ金属中的奥氏体转变与其他被测试的钢不同，铁素体区右移到冷却速度要低于1.5/s。珠光体转变有个狭窄的温度范围并且冷却速率大于1/s时就会停止。在这种钢中实际焊后冷却，多边形铁素体转变几乎完全受到抑制。贝氏体的转变发生在620-550之间，从0.7/s到超过实际可达到的极限冷速内均可发生贝氏体转变。在520-400温度范围，当冷却速率超过70/s可观测到高温马氏体转变（如图1c所示）。a温度，冷却时间（1300开始），sb 温度，冷却时间（1300开始），sc温度，冷却时间（1300开始），s图1 管线钢的焊接CCT图： （a）0.19C-Mn-Si； （b）0.1C-Mn-Nb；

8、 （c）0.03C-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb因为高的含碳量和不理想的异相结构，0.19C-Mn-Si钢的HAZ在0以下没有足够的夏比冲击韧性。在-20且符合自动埋弧焊的冷却速率下，夏比韧性有少量的增加。相对而言，0.1C-Mn-Nb钢的HAZ金属的冲击韧性稍微好些，但其级别仍然较低。对于0.03C-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb钢的HAZ，因为奥氏体转变产物有理想的形态（板条贝氏体，针状铁素体），在零下甚至低到60，并且在任何自动埋弧焊接条件下，都呈现出高的夏比冲击韧性（如图2所示）。 a b c0501001502002503003504000,11101001000冷却速率, W(800

9、-700), /s+200-40-60-80-20冲 击 韧 性, J/m20501001502002503003504000,11101001000冷却速率, W(800-700), /s+200-2-40-60-20冲 击 韧 性, J/m20501001502002503003504000,11101001000冷却速率, W(800-700), /s200-20-40-60冲 击 韧 性, J/m2图2 管线钢HAZ韧性变化图： （a）0.19C-Mn-Si； （b）0.1C-Mn-Nb； （c）0.03C-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb0.19C-Mn-Si钢，HV350的临界硬度值能

10、保证在50/s冷却速率下，不出现冷裂纹（氢脆）。对0.03C-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb钢，在低热量输入的焊接条件下，以最高的冷却速度，临界硬度也达不到HV350（如图3所示）。0501001502002503003504004505000,11101001000冷却速率, W(800-700), oC/sHV a b c0501001502002503003504004505000,11101001000冷却速率, W(800-700), oC/sHV0501001502002503003504004505000,11101001000冷却速率, W(800-700), oC/sHV图3

11、管线钢HAZ硬度变化图 （a）0.19C-Mn-Si； （b）0.1C-Mn-Nb； （c）0.03C-Mn-Cr-Ni-Cu-Nb我们工作一个重要的方向是发展高强钢（X80或者更高）。下面给出0.05C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb钢可焊性研究的结论。在2.5/s的冷却速率下，钢中形成100的低碳上贝氏体组织。贝氏体的开始转变温度大概在600，而马氏体转变温度接近450。当冷却速率达到70s时，可观测到0.05C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb钢中的组织是100的低碳贝氏体；而冷却速率达到100/s时，在组织中可观测到85的马氏体和15的贝氏体（如图4所示）。对模拟HAZ的组织研究表明：当冷却

12、速率为0.1/s时，钢的显微组织为多边形铁素体，其中有少量（1015）的上贝氏体。当冷却速率为1/s时，组织主要（最多10的铁素体）是贝氏体，如果继续增加冷却速率组织将全部由贝氏体组成。冷却时间（1300开始），s温度, oC图4 0.05C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb钢的焊接CCT图所得的结果显示，在比较低的冷却速率下，和母材相比会有一定的强度损失，因此在所有研究的冷却速率下，HAZ并不容易形成冷却裂纹。焊缝热影响区域金属在所有研究的冷却速率下都表现出较好的冲击韧性。即使100的马氏体组织，且冷却速率达到最大300/s ，0.05C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb钢HAZ的硬度也只是340H

13、V。0.05C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb钢表现出较好的可焊接性能，因为低含碳量和通过添加Mo得到优化的钢组分提高了热影响区域奥氏体的稳定性（如图5所示）。 a b0501001502002503003504004505000,010,11101001000冷却速率, oC/sHV0501001502002503003504000,010,11101001000冷却速率, oC/sKCU-60KCV-20冲 击 韧 性, J/m2图5 0.05C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb钢HAZ韧性（a）和硬度（b）变化图如果用“各组织百分比冷却速率”曲线图，重新描述CCT曲线，我们就能够清晰的看到在所

14、研究的钢中，HAZ的相变特征有明显的不同。第一种钢（0.19C-Mn-Si）在所有冷却速率区间下都能观察到异相组织。另一种钢（0.05C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb）有一个形成低碳贝氏体比较宽的冷却速率区间（从3到90/s）。如果对大量具有相近PCM的钢进行比较，在冲击韧性和抵抗裂纹形成和扩展方面，低碳含量表现了优势（如6图所示）。a b冲 击 韧 性 ,碳含量冷却速率图6 碳含量对管线钢HAZ韧性（a）和CTOD（b）的影响从所得实验结果可见如下事实：1. 把高强度低合金管线钢中的含碳量从0.19递减到0.03，在很大的冷却速率范围内（从15/s到300/s），HAZ的硬度都超不过350H

15、V的临界值，如果其碳含量增加就会出现冷裂纹。2. 在所研究的钢中，HAZ的冲击韧性的改善归于以下原因：-降低碳含量-改善CCT曲线特征：即扩大贝氏体转变区域，这确保了在一较宽的冷却速率范围（不同的焊接制度）得到贝氏体组织。3. 具有低碳针状贝氏体组织细化了钢的组织，使韧性得到增加。贝氏体晶粒的平均尺寸比铁素体晶粒小数倍，而板状贝氏体的尺寸会更小，所有这些都能消除焊后高温的负面影响。如果是铁素体珠光体组织，焊后会形成高碳的粒状贝氏体，对韧性实际是不利的。4. 正确的合金设计对控制CCT曲线的形状是很重要的。5. 通过添加Ti和Nb，细化奥氏体晶粒，HAZ的韧性也能得到提高。这主要的原因是Nb能降

16、低/转变的温度，且能在固溶体中增加针状晶粒的数量。使用这种模拟方法，我们的同事G.Filippov和O.Cheskaja也研究了一系列管线钢应力腐蚀开裂（SCC）的敏感性。试样的测试按照巴登研究所提出SCC敏感性测试方法，在大气中静弯曲或在低酸（PH=5.1）的腐蚀介质中以缓慢的应变数率使其破裂。在介质中测试的总断裂能ASCC是一个评估钢SCC敏感性的参量。很显然，从裂纹形核的可能性来看，在应力腐蚀介质影响下，热影响区域是一个很危险的区域。总的来说，在腐蚀介质中热影响区域金属的断裂能是低于管线母体金属的。由于不同钢的热影响区域有不同的组织环境，因此它们也有不同的SCC敏感性。碳含量为0.055

17、（主要是针状铁素体微观组织）的钢，通过Nb微合金化和添加少量的Ni和Cu，有最佳的耐SCC性能，而总碳含量为0.1的钢（HAZ组织是由铁素体和粗大的上贝氏体组成）对SCC有最大的敏感性。对热变形奥氏体（再加热到1150，1000时的20，850800时的50）的相变研究表明：所研究的钢，其HAZ的转变曲线有最佳的形状，通过TMCP后也有理想的转变曲线，并在一个比较宽的冷却速率范围内能够生成铁素体/贝氏体或者贝氏体组织，这样就增加了生产过程的稳定性。下面给出几个关于现代Nb微合金化的低碳钢工业试验产品的例子。1. 在”Severstal”和”MMK”钢铁公司的宽带材扎机上已经生产出了低碳带材的试

18、验产品（0.04-0.06C-Mn-Mo-Nb-V以及0.04-0.06C-Mn-(Cr-Ni-Cu)-Nb-V）,其强度级别为X70，厚度达到16mm。在Volzhsk管材生产工厂已经生产出直径为1220mm的螺旋焊接管。测试数据表明管道基体金属和焊接区域都有很好的性能（如7图所示）。图7 熔接线上螺旋形焊缝的冲击韧性变化图（直径为1220mm的管线）10.05C-Mn-0.20Ni-V-Nb； 20.04C-Mn-0.30(Cr+Ni+Cu)-V-Nb； 30.06C-Mn-Cr-Ni-Nb-V(Pcm=0.17)；2. 在”Severstal”的5000轧机上，通过使用TMCP工艺，在0.07C-Mn-Mo-Ni-Cu-Nb-V（Ceq0.37）钢的基础上，生产了厚度为31-40mm的板材，其力学性能达到了X65-X70等级，并有着优良的冲击韧性。Vyiksa冶炼厂制造了直径为1020mm的管材。在这种生产条件下，壁厚为31mm的管材的焊接区有较好的韧性。我们对模拟及真实的焊接缝所得到的结论进行了对比。结果表明母体金属的硬度和在模拟控扎制度下膨胀仪测得有形变的试样硬度