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含Nb低合金高强度钢的焊接性


含铌低合金高强度钢的焊接性能
A D Batte(1), P J Boothby(1), A B Rothwell(2) (1) Advantica Technologies, Loughborough, UK (2) TransCanada Pipelines, Calgary, Canada 摘要:在过去的 40 年里,用于管线、海洋结构、船舶和建筑等结构的低合金高

强度钢已取 得了较大的进步。这些进展与社会对产品的规模化需求、经济性及对强度、韧性、焊接性等 综合性能的需求是密不可分的。同时,这些进展与各相关工业部门的努力也是分不开的,如 冶金业、制造业、建筑业和安全标准制定部门等。另外,这些成就也涉及了从理论模型到生 产制造,甚至现场操作等各领域。这些成就的核心是对钢的物理和化学冶金;相关工艺及其 对钢的性能、 最终结构可靠性的影响等问题有了更深入的了解。 研究工作主要关心的是焊接 热影响区(组织和性能) ,特别是研究钢的化学成分、工艺参数、热输入、预热和焊后热处 理对焊接性和韧性的影响。在过去几年时间里,通过降低钢的 C 当量已使钢的焊接性能显 著提高,其直接结果是热机械处理(TMCP)工艺应用更加广泛,材料的强化机制也从以 C 为主的强化机制发展到以微合金化为主的细晶强化机制。 由此, 材料经多道次焊接后热影响 区韧性的改善已使热影响区不再是钢中最薄弱的环节。人们对更高强度钢(特别是管线钢) 的渴求促进了对许多在工程应用中十分重要, 并与焊接热影响区综合性能相关的参数的仔 细考察。本文总结了最新的一些研究成果,这些成果使我们对焊接参数、化学成分对焊接性 和韧性, 特别是对母材金属热影响区的韧性的影响有了更深入的了解, 说明了应如何平衡这 些不同的影响因数,从而保证新一代管线和结构用钢的可靠性。

1 引言
在过去的 40 年里,低合金高强度钢已取得了较大的进步。这些进展与社会对产品的规 模化、经济性及对强度、韧性、焊接性等综合性能的需求是密不可分的。这些钢主要应用于 石油管线、海洋结构和造船,它们的应用目的基本相同,当然,根据设计和应用的需要可以 对材料的性能关系进行适当地调整。 为达到这些目标,冶金业、制造业、建筑业及安全法规制定等部门都做了大量的工作。 在这项技术的总体发展过程中,早期的发展是艰苦、漫长的,但因其良好的应用效果而最终 被广泛接受和应用。该项技术的逐步成熟和完善为该技术的工业应用奠定了坚实的基础。 Nb 因其碳化物和氮化物在钢中沉淀析出对热力学和动力学的特殊贡献使其成为在现代 高强度低合金控轧钢生产中最有效的微合金化元素。在很多领域中,应用这些含 Nb 高强度 低合金钢使高效、经济的现代化设计和建造成为现实。例如石油输送管道建设在过去的 40 年中,因管线钢强度水平的逐渐提高(从 X52 到 X70,甚至达到 X100 水平)而累计效益达 10 余亿美元。

应用于管线和结构用钢的炼钢、 压力加工和焊接工艺的相同和不同之处揭示了其对焊接 热影响区的广泛影响, 也揭示了人们为什么如此重视对构成热影响区的不同区域的组织和性 能关系研究的原因。 人们也十分关注低合金高强度钢的焊接金属。 焊接金属、 组织和性能之间的关系可能比 热影响区更为复杂,因为,对焊接金属来说,除了上述提到的问题之外,焊接金属的成分与 母材和耗材的化学成分及焊接工艺参数等都有关系。 过去 40 年已发表了大量的文章来研究和探讨不同的工艺参数对焊接金属和热影响区的 组织和性能的影响。 本文的主要目标是重点关注母材金属的热影响区, 阐明为深入了解低合 金高强度钢焊接性的一些重点发展趋势和影响因素。 本文首先考核了冶金因素和热参数是如 何影响热影响区的组织变化;其次考核了热影响区组织如何影响钢的焊接性和韧性。

2 炼钢与轧制的趋势
炼钢与轧制技术发展的核心问题是对钢铁产品的物理和化学冶金的深入认识和了解, 炼 钢、 轧制和焊接工艺等的影响均是十分重要的。 这些工艺技术间精确地配合与合理地应用方 可使终端产品安全、可靠,满足原始设计的需求。 由于冶金公司已进行大规模投资来改造和新建冶金厂或冶金生产设备以满足低成本高 质量钢的生产,因而,炼钢技术已有了大幅度提高。主要的技术改进有氧气炼钢、提高控制 精度、采用钢包冶金等精炼技术降低 S、P 含量等。另外,除降低钢中残余元素含量之外, 钢的成分及均匀性的控制也得到明显地改善。 产品的均匀性主要是通过连铸技术的应用而提 高的,通过连铸坯组织的细化,降低了铸坯中心线偏析的程度。 另一种发展趋势是广泛采用控制轧制和热机械处理技术。40 年前人们便开始开展管线 钢的控制轧制工作。 在早期的工作中, 人们主要是采用控制轧制与正火相结合的生产技术来 降低材料的碳当量,后期热机械处理技术的应用使材料的碳当量和微合金元素进一步降低, 与此同时,材料的焊接性不降低,而强度大幅度提高。在过去的 20 年中,加速冷却技术的 广泛应用使热机械处理技术得到了更好地运用。 起初,控制轧制和热机械处理技术仅应用于较薄规格的产品,如厚度小于 25mm 的管 线钢板等;后来,冶金工艺技术进步使厚度超过 50mm 的海洋结构用钢也可采用相同的工 艺路线和方法,并获得了相同的优异结果。然而,对很多海洋结构来说提高钢板的强度并不 是十分有益的,因为对很多海洋结构来说,塑性断裂和疲劳可能更为严重,其主要的改进方 法是提高焊接性热影响区的韧性。目前,只有极厚的钢板,如海洋结构和船舶用钢等仍保持 采用正火热处理工艺制造。 C-Mn-Nb 一直是这类钢的基本合金化体系,然而,我们必须说明的是,随炼钢和轧制 工艺技术的进步,Nb 的加入量已显著降低。例如,从 1972 年到 1981 年间,海洋用钢中 Nb 的加入量几乎降低了一半,从 0.05%下降到了 0.03%(见图 1) 。

图 1 海洋结构钢中 Nb 含量的变化 这一结果主要源于控制轧制和热机械处理技术的应用使 Nb 的应用效率提高,从而使在 更少量的合金元素添加的基础上达到与较高合金元素添加时相同的组织细化控制效果。 与此 同时,钢中的 C 含量也显著降低,从而降低了 Nb-C 平衡的影响。

3 焊接工艺
对终端产品的综合性能的另一个主要影响因素是钢的焊接工艺。对大口径管线钢来说, 早期关注的焦点是获得足够高的埋弧焊焊接韧性, 以此来保证焊缝具有与母材相同的抗裂纹 起始能力。这种焊接方法是典型的两道次焊接模式,其热输入为 2-4kJ/mm(50-100kJ/in) 。 后来, 因几何因素和超作载荷而导致的轴向应力的重要性被认识之后, 人们关注的焦点又转 向了手工环缝焊。半自动化和机械化焊接技术的应用和“可适用的”焊接缺陷的评定方法的 逐步建立使人们十分重视对环缝焊的焊接热影响区和焊接金属的韧性的研究。 对这种焊接工 艺 来 说 , 手 工 焊 的 热 输 入 一 般 为 0.7-2kJj/mm ( 15-50kJ/in ) 自 动 焊 的 热 输 入 一 般 为 , 0.5-1kJ/mm(10-20kJ/in) 。 在海洋结构建设中,手工焊和半自动焊的应用十分广泛,然而,随钢板厚度增加,焊接 道次增加,而且焊接预备过程也往往是非对称的。为了缩短焊接时间,人们开始使用比管线 钢环缝焊略高的热输入,达到 3-5kJ/mm(75-125kJ/in) ,然而,这样的措施受到应避免制造 过程中出现氢致裂纹和热影响区韧性恶化两个方面的限制。 对船舶应用来说, 首要的问题是通过大线能量焊接来获得高的焊接熔敷速率。 焊缝的韧 性并不是最重要的。对埋弧焊来说,热输入可在 2-10kJ/mm 范围内,对电渣焊来说,热输 入应为 25-50kJ/mm。如此高的热输入参数将使热影响区的范围增加并使热影响区的组织粗 化,具体情况将在下面分析。

3.1 焊接区显微组织的变化
焊接热影响区由各种微观组织而构成,这些组织特征主要是由加热速度、峰值温度和 相邻于熔敷金属处的凝固和冷却速度所决定的(见图 2) 。

对应用于低合金高强度结构钢的焊接热输入来说,峰值温度(及宽度)可能是导致最邻 近熔和线处奥氏体晶粒粗大的主要原因。相应的从 800℃-500℃的冷却时间(t8-5)也将发 生很大变化。当热输入为 1kJ/mm 时,t8-5 为 15 秒或更低;当热输入为 5kJ/mm 时,t8-5 为 30 秒;而热输入为 40kJ/mm 时, t8-5 可达到 200 秒,相应的原始奥氏体晶粒尺寸也从 50 微米变化至 250 微米,同时,显微组织也发生了从自回火马氏体到铁素体珠光体的变化。 在多道次焊接工艺中,由第二焊道产生的热影响区与第一焊道产生的热影响区相互叠 加,从而出现了部分地和充分地再加热区(图 2),其中最主要的区域是亚临界和中间临界再 加热晶粒粗化热影响区,在此区域内,原始组织被重新回火或部分再相变和再冷却。

图 2 两道次或多道次焊接热影响区组织

3.2 粗晶热影响区
许多研究报告已考核了焊接热循环和钢的化学成分对粗晶热影响区显微组织的影响。 从 合金元素间复杂而又相互影响的角度来看, 所报导的一些实验结果有时是混乱甚至是相互矛 盾的。一些主要的组织参数及其性能情况将在下面详细分析。

3.2.1 奥氏体晶粒尺寸
奥氏体晶粒在 1000℃以上迅速长大,除非其被微合金碳、氮化物的微细沉淀物阻止。 一般来说,Nb 便可起到这样的作用(图 3),然而,对 Nb 含量必需进行严格控制以保证微合 金沉淀物既不太粗,也不太细。近年来,由于 Ti 在更高的温度条件可形成稳定氮化物并可 控制高温奥氏体晶粒长大, 因而, 其被越来越广泛地应用于管线、 结构和造船等工程用钢中。

图 3 Ti、Nb 和 N 对原始奥氏体晶粒尺寸的影响

3.2.2 晶内组织
冷却时形成的显微组织与材料的淬透性和奥氏体向铁素体和碳化物转变时的温度范围 密切相关,Mn、Cr、Mo、V、Cu 和 Ni 等元素对其有显著的影响,同时,其也受晶界铁素 体形核被 B 抑制的程度和晶内铁素体形核被 Ti 的氧化物粒子促进的程度的影响。另外,最 重要的是显微组织与钢中的 C 含量密切相关,C 含量是决定最终组织状态中铁素体与碳化 物相平衡的关键因素。

图 4 Nb、Ti 对铁素体晶粒尺寸的影响,TMCP:热机械处理工艺 图 5、6 显示了相变温度与显微组织之间的关系。最高相变温度条件下,在原始奥氏体 晶界处倾向于形成等轴铁素体, 而在原始奥氏体晶内倾向于形成自由位向的晶粒, 富碳区域 相变后会形成相对粗化的碳化物聚集相, 当相变温度降低时, 晶界铁素体被晶内的平行方向 的板条束或魏氏组织所取代;较高的相变温度条件下,在板条界面上形成不连续的碳化物, 相变温度降低时会逐步形成富碳的马氏体—奥氏体岛; 最低的相变温度条件下, 由于没有充 分的时间使 C 进行长程扩散和分配,因而将发生贝氏体和马氏体相变,如果发生了马氏体 相变,在随后的冷却过程中,马氏体可以进行自回火。 微合金元素可以在如下几个方面影响粗晶热影响区的组织: 在高温形成的稳定、弥散分布的微细沉淀物(如 Ti)能抑制晶粒长大,促进晶内铁素 体形核,提高相变温度范围。 诸如 Mn、Ni 等元素可固溶于奥氏体中并可降低相变温度范围,也对相变产物起固溶强 化作用。

图 5 冷却速率和淬透性对热影响区显微组织的影响

图 6 相变温度对船板钢 ESW 焊接热影响区显微组织的影响 在焊接热循环的峰值温度被大量溶解的元素在冷却时形成微细的碳化物和氮化物沉淀, 从而促进铁素体的形成(如 V 钢) ,还可提高相变温度范围并减少板条内碳化物;另外, Mo、Cr 等元素可抑制铁素体相变,降低相变温度范围,促进马氏体-奥氏体岛形成。 Nb 对热影响区显微组织的不同寻常的影响机制与 Nb 的碳氮化物的溶解特征密切相关。 Nb 比 Ti 易于溶解,但比 V 和 Mo 难于溶解,这使 Nb 在微合金化元素中是唯一的具有以下 特征的微合金元素:它可根据钢中 Nb 含量的变化、C 含量的变化、与其它微合金化元素的 竞争作用、N 含量、材料制造过程和焊接热循环情况等而显示出不同的作用机制。 Nb 的碳氮化物只有在高于 1000℃时方可溶解,对较快的焊接热循环来说,1000C 以上 停留时间较短,Nb 的碳氮化物难于溶解并仍以弥散状态分布并可抑制奥氏体晶粒长大。在 最缓慢的热循环条件下,Nb 的碳氮化物将被溶解,随后在奥氏体和铁素体中将重新沉淀析 出。 在奥氏体中的沉淀析出可以抑制奥氏体晶粒长大并可促进铁素体在晶界的早期形核。 在 贝氏体相变时也可形成超细的沉淀粒子, 从而减小贝氏体板条宽度并促进碳化物在间隙处聚 集形成。然而,在中等冷却强度条件下,超细沉淀粒子析出将被抑制,从而,在间隙处促进 了马氏体—奥氏体岛形成。 很清楚, 当合金成分和焊接热循环共同作用时, 它们应该有很多不同的相互竞争和交互 作用的影响。 因此, 定量描述它们对显微组织的影响从而来决定焊接热影响区的性能是一个 极其复杂的问题。 然而, 上面谈到的一些主要影响因素为我们预测成分和工艺参数变化所产 生的结果还是可以提供有意的指导。

3.3 中间临界再加热粗晶热影响区
在多道次焊接工艺中, 由第二焊道所形成的叠加的粗晶热影响区使原粗晶热影响区内发 生了部分或充分的再相变, 我们将这个会对热影响区性能产生较大影响的重要区域命名为中

间临界再加热粗晶热影响区。在此区域内,部分原始组织被重新相变至奥氏体。部分相变的 结果导致局部富碳奥氏体的形成, 而且通过溶解周围的碳使其进一步富集, 最后在冷却时形 成高碳的孪晶马氏体。这种尺寸为 5 微米,体积分数达 5%的脆性马氏体岛将对韧性产生较 大的影响,具体情况将在后面分析。 对中间临界再加热粗晶热影响区的马氏体岛的分析研究表明, 马氏体岛的形成与分布主 要与钢的成分、 热输入和多道次焊接工艺中每一焊道的相对位置有关。 成分的影响被广泛地 关注, 增加合金含量可提高马氏体岛的体积分数, 降低马氏体被随后的焊接热循环分解的可 能性。

4 焊接金属
本文的目标不是详细讨论焊接金属的组织和性能。然而,有必要说明的是,焊接金属的 组织、成分和焊接条件之间的关系比热影响区更为复杂。这是因为,当上述讨论的因素起作 用时, 焊接金属的化学成分和它在凝固熔池中宏观分布与母材和耗材的成分、 焊剂的活性及 焊接工艺参数密切相关。 许多适合于焊接热影响区的组织原理也同样适应于焊接金属。 然而, 焊接金属的一个重 要组织特征是针状铁素体, 它由较细的交叉晶粒组成并具有如编织蓝一样的外观形貌。 它的 形成不仅依靠合理的化学成分与冷却速度的结合, 而且与细的非金属化合物夹杂的合适分布 密切相关。 夹杂物主要受熔剂和保护气体的成分控制。 焊接金属的针状铁素体发展于上世纪 70 年代,其良好的韧性促进了含 Ti 氧化物弥散分布结构用钢的发展,同时,热影响区的韧 性也得到显著地改善。

5 焊接性—抗氢致裂纹 5.1 冷裂纹控制方法的历史进程
Yurioka、Glover 和 Rothwell 等人已经阐述了冷裂纹控制方法及相关的一些实验技术方 法的历史。在一定程度上,这些发展折射出了在过去时间里材料所取得的巨大进步。在上世 纪 50 年代和 60 年代的早期, 应用于管线工程和其它结构应用的钢铁材料是十分简单的, 主 要以 C-Mn 合金化为主。即使使用微合金元素,其主要目的只是控制材料热处理时的晶粒尺 寸,实际上,这些材料难以达到控轧条件下的高韧性水平。 研究表明,氢致裂纹只发生于有限的温度范围之内,而且,氢致裂纹只有在氢含量、拉 伸应力和敏感组织的适当组合的条件下才发生。 然而, 钢的相变特征和相变组织的抗裂敏感 性主要是通过采用热影响区的硬度来考核其抗裂纹能力。 一般来说, 硬化的显微组织对裂纹 极其敏感, 除非在极低的氢含量和极小的应力水平情况下, 这样的组织必须予以避免。 另外, 硬度随经过相变区的冷却速度变化而变化的特征十分显著,因而,通过控制热输入、热扩散 方式等来控制冷却速度也是防止裂纹的有效方法。 氢致裂纹的临界硬度值主要通过焊条的氢

电位来确定,可通过硬度值来调整焊接工艺,从而防止裂纹。传统的 C 当量控制是一种有 效的降低化学成分对淬透性影响的方法。 热控制实验、 焊道下裂纹实验等方法也是确定管线 钢环缝焊等简单连接构造焊接性的有效方法。 在上世纪 60 年代末期和 70 年代, 随炼钢和连铸技术的进步, 低合金高强度控轧钢板的 实际应用使利用更低的 C 和合金元素来达到同期相同的、乃至更高的强度水平的钢成为现 实。对这些材料来说,如果 C 含量足够低,即使焊接组织充分硬化,其仍有充分的抗裂纹 能力(19) ,如果以传统指标来考核,对过去的钢建立的临界硬度的概念不再适用了。我们 已经认识到, 对过去的钢, 我们认为是安全的硬度值, 对新开发的材料来说已不再有意义了。 目前, 人们更重视的是氢 (一般以焊接金属的氢的平均含量来表示, 传统上由氢电位来决定) 的规律和冷却到裂纹区(一般在 100C 以下)之前氢从焊接区扩散出去的时间。在这个时期 的裂纹控制方法被称为“氢平均”模型,人们利用 Pcm 参数,而不是仅仅是 C 本身来评价 材料的焊接性能,它反映出充分硬化的显微组织比淬透性更为重要。 上世纪 80 年代早期,Yurioka 提出了一个更为广泛的利用 C 当量的方法,在其中,C 和 合金元素的相对重要性随 C 成分的变化而改变,该方法已在管线制造业中广泛应用。在这 个模型的应用中,冷却到接近裂纹温度范围(一般为 100℃)的冷却时间被测量,这个参数 能更好地反映氢扩散的情况, 而且, 这个参数受预热的影响要比受在相变温度区内的冷却速 度的影响更大。 人们也开始定量研究施加应力的影响, 而施加应力主要是由反应应力决定的 (主要由连接拘束的热收缩引起) 。目前已开发了很多防止裂纹的方程式,它们是基于临界 冷却时间、预热和临界应力等参数开发出来的,方程式中包含了这些参数和当量。很典型的 工作是它们包括了这些项目的线性结合并表示了应力、 氢含量、 冷却速度和化学成分的影响。 焊接实验包括直接施加应力或外部应力及自拘束应力试样, 对所有样品来说, 应力和冷却状 态均可定量分析。 由于热影响区裂纹敏感性提高、 钢板强度水平提高而导致高强度耗材 (如在管线行业广 泛使用 E8010、E9010 等)的大量应用,人们发现冷裂纹问题可能由热影响区转移至焊接金 属。因此,很明显,我们应该采用一种综合的方法来控制焊接中的氢。在焊接金属中控制裂 纹的参数与热影响区是相同的。 然而, 由于有必要考核在焊接热影响区和焊接金属处氢含量 和应力的变化情况以及成分稀释的影响、在这两个区域内不同夹杂的数量等,因而,这个问 题便变得更加复杂。 在低温下环境条件的影响也应引起重视, 特别是像加拿大这样寒冷气候 的国家更应十分关注,因为在低温条件下裂纹敏感性提高,而且很易发生冷裂纹。 虽然这些被称之为“分布氢”的模型仍然未发展成熟和完善,但对其了解已经有了实质 性进展并已取得了显著的实际利益。完整的分析需要焊接金属凝固过程、相变(热影响区和 焊接金属) 、氢扩散和应力变化等因素的综合模拟,同时也需要精确估计在两个区域里产生 裂纹的临界条件。现在,实现这样模拟的主要受控因素是计算能力,短期内的现实手段依然 是基于实验来决定裂纹的起源和位置, 而采用的实验方法应尽可能再现特殊的现场条件。 有

关来源于管线行业的这种方法的范例将在下面详细讨论。

5.2 因焊道叠加或拘束而产生的根部裂纹
原始的控制冷裂纹的方法首先起源于结构和造船应用。 这些方法重点以焊缝因拘束而产 生的热收缩作为主要的应力来源。事实上,日本科学家于上世纪 70 年代开发了十分合理的 工程方法来计算拘束应力,这种方法已经应用于裂纹模型中。 70 年代末期,加拿大的管线研究人员又重新将关注点返回到早期提出的一个思想,这 个思想主要是关于因管线加工而直接产生的叠加应力的重要性问题。 早期关注的主要问题是 大口径、厚壁钢管的裂纹行为,因为在第二焊道被完成之前,每一个一次焊道可能遭受两次 重要的应力循环。Higson 和 Weickert 详细分析了由焊道叠加产生的弯曲应力、由热收缩产 生的应力和由焊接施工夹解除后拘束恢复所产生的应力。 他们也评估了根部几何形状对这些 应力集中情况的影响。对于那时在北美人们感兴趣的“坚硬”的管线构造来说,他们发现总 体应力水平主要受控于焊道叠加, 最大的应力发生于根部焊道外表面并处于 6 点的位置。 大 规模实验和现场经验也验证了这个结论, 这表明时间和应力循环也是评估材料的焊接性的重 要因素。 后来,澳大利亚的研究工作表明,对合适的焊道叠加高度和小口径、薄壁管线来说,叠 加应力与收缩应力相比并不十分重要,只有严重叠加才可导致二次循环应力。这个结论与 Higson 和 Weickert 的结论不同,说明时间,应力循环水平乃至实验的几何形状并不是决定 性的,因为,由圆周收缩产生的纵向弯曲应力主要集中于钢管的内表面,而非外表面。 现在应该考虑的情况是在根部道次熔敷的几分钟时间之内产生裂纹的可能性, 它可以通 过根部焊道控制、焊道间间隔时间和预热等来进行控制。然而,在某些情况下可能会产生延 迟裂纹,特别是在刮风和寒冷的天气条件下这种现象容易出现。Glover 和 Graville 在这方面 进行了研究,他们评估了工艺程序和环境变化对裂纹产生的影响。在这样的情况下,局部应 力被认为是焊接后的最终残余应力, 与此同时, 局部的氢必须在下一焊道熔敷和随后的冷却 过程中被去除。对这种情况的合适的实验方案应该与“短期”裂纹的实验方案完全不同。

5.3 热影响区或焊接金属裂纹
前面已经提到, 当材料的强度和焊接性提高的同时, 裂纹点可能会从焊接热影响区转移 至焊接金属。其中涉及到的问题可能比所讨论的更为复杂,然而,Matsuda 等人已经提议并 验证了一种能确定高强度结构钢裂纹点的方法, 这是一种以氢对局部应力的影响为基础的方 法,其中,局部应力是指引起与焊接熔敷后时间变化相关的裂纹的应力。焊接金属的氢含量 在焊后随时间单调下降,同时,在焊接热影响区中,当氢含量下降之前,热影响区的氢含量 将从原钢板中较低的含量提高至某一峰值。 这个过程的时间是分钟级的, 而且与应力作用时 间和冷热焊道的间隔时间基本相同。 通过考核施加应力的应力大小和作用时间, 以及受局部

即时氢含量影响的焊接金属及热影响区的临界裂纹应力相对水平, 我们可以预测裂纹点。 既 然高强度 (硬度) 焊接金属对裂纹比较敏感, 那么它将一定会促进焊接金属裂纹生成, 然而, 人们发现,其它因素更易引起焊接金属裂纹,早期的应力对焊接金属的裂纹形成也很关键; 而低的焊接金属强度和低的应力水平,或后期的应力将促进热影响区的裂纹。 从管线钢的野外焊接的角度来看, Matsuda 的方法可以说明一些已经出现的裂纹现象 用 的变化情况, 同时也可检验一些裂纹控制的方法。 施加于环缝焊根部焊道的应力总是十分迅 速,不管它是由焊道叠加还是由拘束引起的。当每个焊接扇面结合,热量从焊接区释放后应 力水平达到最大值。当然,最大应力值是变化的,如果它主要是像在薄壁、小口径管线中出 现的拘束应力,最大应力值一般都较低;另一方面,如果管线十分坚硬,由于焊道叠加的原 因,在原根部焊道处便可产生较大的应力。对所研究和应用的母材和耗材来说,第一与第二 焊道焊接循环间的时间差别并不是裂纹点的决定因素。 因此, 先于焊道熔敷的裂纹起源的应 力时间总是很早的。 对于热影响区和焊接金属的相对裂纹敏感性, 我们可以从历史的发展来说明。 在上世纪 50 和 60 年代,当时使用的管线钢主要是相对高 C 的低强度钢板,典型的焊接方式是使用 E6010 焊条,利用该技术生产的产品的焊接热影响区的裂纹倾向比较严重。至 70 年代时, 应用于主体管线的钢板强度已提高至 X70 级,为满足强度的需要,大部分工程开始使用特 制的 E8010 和 E9010 焊条。这些焊条通过填加更多的化学成分来满足强度的要求,因而, 其裂纹敏感性也增加。由于 X70 钢比过去的钢具有较低的 C 含量和较低的碳当量,因而, 它的裂纹敏感性较低,从而,使裂纹位置转移至焊接金属。事实上,在以焊道叠加为主控制 的情况下,裂纹通常精确地起源于最大应力集中地区,也就是相邻熔和界的外表面。

5.4 焊接性实验的意义
在过去的 20 年里,已经提出了几种基于实验室试验来预测和防止裂纹的方法。我们将 讨论其中的三个方法,说明他们在方法论上,特别是在思考方式上的差异。而这种思考方式 对说明所期望的行为范围是十分必要的。 80 年代早期,Lorenz 和 Duren 提出了一种对管线钢焊接必须预热的预测方法。在特殊 的平均氢浓度水平下, 他们将他们的方法建立在一个简单关系之上, 就是计算的热影响区硬 度和临界预热的关系。热影响区硬度是以从 800℃到 500℃的冷却时间与系数本身随冷却时 间变化的 C 当量为基础来预测的,从而来说明硬度与马氏体、贝氏体和混合组织的化学成 分之间的不同关系。 在此基础上, 他们结合在插销实验中获得的为避免裂纹的最小预热情况提议了一个野外 焊接标准。在插销实验中,施加的应力为钢板的名义屈服强度,热输入为 0.8-0.9kJ/mm。图 7 显示了他们对一种焊丝的研究结果,其表示的是冷却时间为 4s 的情况下临界预热温度与 碳当量之间的关系,而 4s 对所考虑的焊接条件来说是一个比较合适的时间。

图 7 临界预热温度与碳当量的关系,插销实验,t800-500=4s

图示说明,在较宽的成分范围内这种关系都很好,对厚度达 20mm 的典型高强度管线 钢来说,临界预热温度范围也十分合理。这种钢的碳当量一般可达到 0.25,然而,我们必须 面临的困难是,对这种材料来说,在很多情况下焊接金属中会出现裂纹。既然插销实验的几 何形状是在热影响区上开一个夏比 V 缺口来评定热影响区的裂纹敏感性,那么,这样的实 验结果对焊接金属裂纹的指导意义很小。 对其它两种裂纹阻止方法的简要描述可以更清楚地说明这个工作的困难程度。Yurioka 等人提出了一种通常被称之为 CEN 的碳当量形式,在其中,他们将合金元素折合成 C 的作 用。其目的是适应于高碳和低碳钢不同的硬化行为,目前,该方法在管线业中被广泛使用。 他们开发了一种与碳当量影响、 局部应力程度和起始焊接金属氢含量等因素线性相关的裂纹 指数,并且,利用它来预测冷却到 100℃的临界冷却时间。利用 Stout slot 实验,他们也发现 使用 E7010 焊条焊接管线钢和高强度低合金钢时临界预热温度与碳当量间具有线性关系 (见 图 8) 。然而,试样的几何形状和相对低强度的焊条又会促进热影响区裂纹。

图 8 在 Stout slot 实验中,临界预热温度与碳当量 CEN 之间的关系

与此同时,加拿大焊接研究所开发了一种简单而有经济的实验方法——拘束裂纹法 (WIC 实验) 用它可以精确地再现管线钢焊接时根部焊道的几何状况。 , 因为拘束长度很短, 他们开发了一种在短时间内的高水平反应应力。这种方法已广泛地应用于管线业,而且,对 大口径、高强度管线来说,实验结果与大规模实验和现场行为符合得很好。更为关键的是, 它能精确地再现出由焊道叠加导致的裂纹的起始点和焊接金属裂纹, 因此, 它十分适用于采 用高强度焊条焊接的大口径、 “坚硬”的管线。 图 9 显示了 Yurioka 等人研究的趋势线与在 80 年代,于 NOVA 获得的一系列的、具有 较宽成分范围的,厚度为 12mm 的工业用管线钢的 WIC 实验结果的比较。 如果假设影响裂纹的因子是相互独立的,那么我们可以直接比较临界预热温度对 CEN 函数关系的斜率变化。虽然利用的基本数据是相同的,但是,WIC 实验的斜率比 Yurioka 的 实验结果小了很多。当然,出现这种情况的首要原因是在 WIC 实验中焊接金属出现了裂纹。 而在母材中决定 CEN 的合金元素的影响只有由其稀释进入焊接金属来说明。 10 是在 WIC 图 实验中的临界裂纹应力与焊接金属 CEN(计算)的关系曲线,可见,它们具有很好的关系, 线性的斜率虽然比较陡,但也仅为 Yurioka 的热影响区结果的一半。

图 9 WIC 实验中临界预热温度随母材金属 CEN 的变化情况

图 10 WIC 实验中临界预热温度随焊接金属计算 CEN 值的变化情况

或许这是很容易理解的, 因为对母材和焊接金属来说, 它们的淬透性和化学成分之间的 关系是不同的, 其结果是夹杂的数量及奥氏体的晶粒尺寸和形状也将有很大的差异。 事实上, 在合适的冷却速度条件下,利用 Lorenz 和 Duren 关系对热影响区硬度的预测比较准确;而 焊接金属的硬度要比预测的低。 焊接金属裂纹通常发生于一般在热影响区中我们也不希望出 现的硬度水平上。 对热影响区和焊接金属来说, 裂纹敏感性与钢的化学成分关系的本质性差 异说明利用单一的方法来同时预测这两个方面是极其困难的。 总体来说, 通过实验或分析来 决定焊接金属裂纹还是热影响区裂纹是主要问题, 并由此来选择合适的实验方法是十分必要 的。当然,对于很多现实情况,我们可以基于长期的经验来决定,然而,由于管线材料和焊 接耗材继续进步,实验方法是十分必要的。很明显,新材料合适的规格与有效现场工艺方法 结合的进步依托于对上述问题的充分了解和描述它们的有效方法的建立。

6 热影响区性能——韧性 6.1 粗化的热影响区组织
热影响区的综合韧性与焊接区中不同区域的相对强度和组织及它们间的相互关系密切 相关。 前面已经描述过在多道次焊接中热影响区显微组织的影响是十分复杂的。 粗化的热影 响区组织通常是控制其韧性的最主要因素。 在过去的 40 年中,人们已对热影响区的韧性进行了广泛而深入的研究,在本文中要全 面回顾这些研究成果是不可能的。 前期的研究包括了多道次焊接、 单道次焊接及焊接热循环 模拟,在实验方法上也囊括了从拉伸、夏比冲击到 CTOD 和宽板拉伸实验等各种方法。其 中的一些研究表述了组织与韧性的关系, 对粗晶热影响区来说, 重点关注了奥氏体晶粒尺寸 和晶内组织问题。 许多研究工作分析了奥氏体晶粒尺寸对韧性的影响。图 11 说明,对各种母材组织的热 机械处理钢来说,晶粒细化是有益的。大多数情况下,晶粒尺寸的影响可能是间接的;实际 控制裂纹起源的切变板条尺寸或亚晶尺寸与奥氏体晶粒尺寸密切相关。 阐明晶内组织对韧性的影响比较困难, 但是, 可以参照前面描述的冷却速度、 相变温度、 C 含量和显微组织之间的关系加以说明。图 12a、b 分别显示了 C 含量和相变温度对显微组 织及韧性的影响。虽然这两个图是基于大量实验基础绘制的,但其仍然是定性的分析,而非 定量的分析。图 12a 描绘了不同热影响区组织出现的区域,图 12b 表示的是在 3 个不同碳含 量截面上相变温度与韧性的关系。

图 11 晶粒尺寸和组织对韧性的影响

图 12 碳含量和显微组织对结构钢热影响区组织和韧性的影响

(1)对较高的碳含量(0.21%)来说,欲获得良好的韧性是十分困难的,因为下贝氏 体韧性较差, 在低温形成的马氏体是孪晶马氏体而且在未回火状态下其韧性也较差; 因 为 Ms 点很低,马氏体的自回火很难发生。 (2)对较低的碳含量(0.07%)的钢来说,在 530℃以上产生的较差的组织将逐渐被在 低温范围(460-400℃)形成的下贝氏体和自回火马氏体所取代,因此,在较宽的相变 温度范围内可获得良好的韧性,同时也具有较宽的焊接热输入范围。 (3)对中等碳含量(0.14%)的钢来说,情况与低碳钢基本相同,只是能获得良好的 韧性的相变温度和热输入范围较窄。 图 12 的关系曲线源于以 C-Mn-Nb 为基础并基本上不填加其他合金元素的钢。然而, 对 较宽成分范围并添加微量合金元素的现代钢铁材料来说,这一原理也是适用的,同样,它也 适用于低合金高强度钢的管线钢、结构用钢和船舶用钢等。对这些钢来说,韧性平台值与微 合金元素填加对固溶强化、晶粒细化及碳氮化物沉淀的贡献程度密切相关。

图 13 FATT 与管线钢粗晶热影响区组织的冷却时间的关系

6.2 中间临界再加热区
由于合金化设计和 TMCP 工艺的实施使钢的组织细化,从而使粗晶热影响区的韧性显 著提高,于是,中间临界再加热粗晶区的问题便引起了人们的重视。前已提到,中间临界再 加热区的韧性可能较差,尤其是当马氏体—奥氏体岛出现时问题更为严重。 对马氏体-奥氏体岛的出现和其结构特征的详细分析和研究表明,在某些钢中,中间临 界再加热区的韧性至少比粗晶热影响区的韧性要差, 而且, 韧性降低的程度与马氏体岛的体 积分数有关(图 15) 。在多道次焊接中马氏体岛的不利影响在某种程度上可以被后续焊道的

影响所改善, 最有效的方法是选择合适的化学成分, 尤其是碳含量与微合金元素加入量的平 衡, 由此来减小马氏体岛的影响程度。 最近的研究成果总结了一种将马氏体岛体积分数与合 金元素浓度相联系的经验方程。

图 14 模拟多道次焊接热影响区组织的硬度变化

图 15 中间临界再加热热影响区韧性与马氏体岛体积分数的关系

6.3 局部脆性区的影响
由马氏体-奥氏体岛构成的局部区域问题引出了一个更加普遍关心的问题,那就是多道

次焊接的韧性及综合性能问题。因为,在多道次焊接的热影响区内有一个局部材料脆性区。 韧性实验所得到的较低的韧性值是很正常的,然而,在 CTOD 实验中所观察的结果更能说 明问题,因为 CTOD 实验比夏比冲击能更专业地采集粗晶热影响区样品。在 CTOD 实验中, 已经发现位于预裂纹尖端小于 1.0mm 深度的局部脆性区(LBZ)样品(图 17) 。实际上,偶 然出现的低 CTOD 值问题已经促进了局部脆性区测试的标准化进程,它已被列于 API 标准 RP2Z 中。 钢材用户的问题是如何处理偶然出现的低 CTOD 值,其中一些 CTOD 值小于 0.05mm (0.002in) 。为解决这些问题,人们的注意力已转向宽板拉伸实验,一些研究结果表明,低 的 CTOD 值并非对应低的宽板拉伸结果。举例说,在一种情况下,当 CTOD 和宽板拉伸实 验以平行方向实验时,在预裂纹取样于晶粒尺寸大于 80 微米的粗晶材料时出现低的 CTOD 值,同时,在预裂纹取样自 30mm 或更长的粗晶组织时,在宽板拉伸实验中会出现低应变 (小于 0.5%)断裂。然而,宽板拉伸的断裂载荷却达到了母材的屈服强度的 95%以上。

图 16 测量的 CTOD 值与样品裂纹前端粗晶热影响区百分数间的关系

图 17 预裂纹尖端局部脆性区尺寸对测量的 CTOD 值的影响。

很明显, 宽板拉伸实验的尺寸; 它的反映真实残余应力水平和真实裂纹构造的能力及反 映在加载条件下局部应力再分布的能力使其成为极具吸引力的研究方法。 宽板拉伸的结构相 关性比 CTOD 实验更好。当然,精确定位裂纹的位置是很困难的,对那些诸如存在局部弯 曲载荷的海洋结构来说,我们必须研究这个问题,不过,对大多数工程应用来说,偶然出现 低的 CTOD 实验结果的钢板可能也是可以使用的,因为宽板拉伸实验为我们提供了信心。 在管线钢中,我们偶尔会获得较低的焊接热影响区夏比韧性和 CTOD 结果,在这种情 况下,低韧性区(通常是未细化的粗晶热影响区)会扩大至钢板厚度的较大区域。为考核这 种结果的结构重要性, 人们已将注意力转移至管线的全尺寸压力爆破实验, 而且利用基于断 裂力学的拘束情况来分析了解。 这些研究在实验和分析上都显示了在临近于焊接金属的局部 区域的低韧性并未有导致从模拟焊接缺陷的预先断裂, 较低的拘束可以允许应力和应变再分 布而不产生不稳定的裂纹扩展。同时,使用这些结果时必须十分小心,因为偶尔会出现局部 应力与特殊缺陷构造相结合的情况, 这种情况的危险性较大。 但是这也仍然会使我们有信心 认为,偶然出现的低焊接韧性的钢板可能也是可以使用的。 在结构和管线业中对焊接区特性的一般经验支持了这些研究结果, 尽管服役焊缝的低韧 性区的可能证据是很多的,但是,除非特别严重的缺陷存在,一般情况下,他们几乎不会直 接造成断裂。

7 最新发展概况 7.1 高强度管线钢
目前,正在实施的改善钢的强度、韧性和焊接性能的研究工作继续提出新的挑战,近年 来,这些挑战之一是出现了更高强度级别的管线钢(X80、X100) ,像早期的开发工作一样, 在不牺牲焊接性或焊接韧性的基础上达到更高的强度是十分必要的。 几个处于领先地位的管线钢供应商已经开发了 X80 级管线钢,而且在“正常生产”的 基础上已供应了可观的数量。同时,开发了 X100 原型钢并小批量试生产供评估和性能测试 使用。 这些开发的证据表明, X80 和 X100 钢可通过低的碳含量、 控制填加微合金元素含量、 利用热机械处理和加速冷却工艺路线来进一步细化组织等方法来实现。 试生产材料的化学成 分说明,与传统的管线钢相比钢中的 Nb 含量应略微增加,但总体上不超过 0.05%。结果是 其焊接热影响区的韧性与低强度钢相比没有根本的差异。对环缝焊来说,情况略有差异,环 缝焊的发展趋势是使用机械化气体金属弧焊接,它在主线焊接时热输入低,同时,接头和其 它的手工焊在填充焊道和最后顶部焊道上使用低氢焊条。低的热输入有利于热影响区的韧 性,同时,很低的氢含量也降低了热影响区和焊接金属裂纹的风险。这些变化的综合效果是 在不用额外的补救方法的基础上获得满意的环缝焊性能。 不过, 以所有的历史经验来考虑新 钢相对较小的成分平衡变化这个问题来看, 在最合适的实验条件下证实这些高强度管线钢的 焊接性和韧性都是安全的这个结论是十分必要的。

7.2 提高焊接效率
无论在造船,海洋结构建设,还是在管线铺设工程中,对焊接性和连接综合性能有重大 影响的第二个发展问题是提高焊接效率。 大线能量焊接需要对母材金属的成分和热影响区的 组织进行严格的控制以降低氢裂纹和韧性差的风险。 象窄间隙机械化焊及自动、 半自动激光 焊这样的减少填充金属的焊接工艺, 不仅需要钢板成分和焊接工艺诸方面的严格控制, 也需 要对所有焊接区域内相互关联的微观力学行为有充分的认识, 以此来建立缺陷尺寸和韧性水 平的安全限制。例如,当陆上高强度管线的厚度降低时,每个焊接区的结构重要性,特别是 韧性低或承受变形的地方也会成比例地提高。 或许像比较成熟的, 基于断裂力学为基础的拘 束分析方法可能会提供一种表述这些问题的分析方法, 但是, 它们却受到我们对每个焊接区 域变形和断裂行为的认识程度的限制。大规模实验,不管是宽板拉伸,还是全尺寸规模的钢 管爆破实验,它们需要提高在焊接区内模拟缺陷位置的精确度。

8 总论
过去 40 年中应用于管线、船舶和海洋结构等工程结构的低合金高强度钢的生产和制造 已经发生了很大的变化。 在这 40 年中已经影响钢的焊接性和韧性的主要变化是: (1) 进炼钢和铸造工艺控制; (2) 提高中厚板轧制设备的能力; (3) 热与机械处理的有效结合(包括加速冷却) ; (4) 提高焊接工艺控制和低氢耗材。

上述目标可以通过如下方法实现: (1) 降低碳含量; (2) 更有效地利用晶粒尺寸控制; (3) 更有效地利用微合金元素。 通过以上措施可以使显微组织显著细化, 同时可有效控制热影响区各区域的硬度。 然而, 这些成就的取得必须依赖于物理冶金专家和焊接工艺工程师的密切合作, 只有这样, 才能对 应用于管线、 结构和造船工程各种焊接形式的每个部分的冷却速度、 成分和相变行为间的关 系具有充分的认识。 对这些关系的认识和了解也是有利于提高氢致裂纹抗力和改善热影响区 韧性的。 有趣的是, 我们可以看到从三个工业部门获得的明显不同的研究结果是如何适应于现有 工业应用的;同时也可看到在他们之间这些制造技术是如何相互转换的。例如,热机械处理 技术从最薄的管线钢板已扩展至较厚的海洋结构和造船用钢板。 相似的情况还有, 三个工业 部门均使用 Ti 控制热影响区晶粒长大技术,而它对最大热输入的电渣焊和最低热输入的手

工焊都是有益的。 很多情况下, 一系列基于实验导出的成分、 焊接工艺参数和力学性能间的关系已经被定 量认识。总体来说,这些关系应用低合金高强度钢产品结构,保证了结构的安全性和无裂纹 出现。当然,制造方法和化学成分的变化对焊接性和韧性的影响并不总是直截了当的。 60 和 70 年代对焊接性和韧性的早期认识是以 C 为主强化的 C-Mn-Nb 钢为基础, 因而, 传统的碳当量计算公式已越来越不准确,有时甚至会误导。幸运的是,通过对伴随着成分平 衡变化而产生的深层次物理冶金问题进行重新评价, 我们已经有了更新的认识。 范例之一是 马氏体—奥氏体岛问题,我们知道,传统上出现于焊接金属组织中的马氏体—奥氏体岛,在 低碳微合金结构钢中的临界再加热区也会出现。 在过去的时间里, 人们已开发了大量的测试热影响区氢致裂纹的实验方法。 经验已清楚 地表明,一些实验技术和碳当量计算公式的应用受到严格限制。特别是应力源、施加应力时 间、 弯曲应力和拘束聚集的方式、 在焊接金属和热影响区中裂纹起裂的位置等问题都导致人 们更加关注实验室试验模拟野外焊接条件的程度。 不过, 认真地研究工艺过程中涵盖的物理 冶金和微观机制使我们能更好、更全面地了解在野外焊接条件下决定裂纹出现和避免的因 素。 对多道次焊接时出现的局部脆性区来说, 不管它是由未细化的组织还是由临界再加热粗 晶热影响区而产生, 它的结构重要性一直是低合金高强度钢所关注的问题。 局部低韧性区的 存在是很清楚的,对该区域进行取样分析也将得到较差的实验结果。同样明显的事实是,在 很多全尺寸规模实验条件下, 相邻焊接区域的微观和宏观力学行为降低了它们对结构综合性 能的影响。 以断裂力学为基础的拘束技术的应用为我们提供了一些答案, 一些我们认为是危 险的条件在实际的焊接结构和被考核的缺陷位置上是不会有什么问题的。 宽板拉伸和 CTOD 实验结果表明, 在结构断裂问题出现之前, 具有一定局部脆性区比例的试样必须取自靠近裂 纹处。

9 结论
在过去 40 年中,热机械处理技术的引入和广泛应用获得了使用更低合金含量而获得更 高材料强度的技术成果并对含 Nb 低合金高强度钢的焊接性和韧性产生了重大的影响。 C 含量降低和微合金元素的高效化应用使材料的焊接性和热影响区韧性显著提高。然 而,从以 C 为主的强化机制向微合金为主的强化机制的转变使我们有必要对这种基本工艺 进行重新评估,以此使我们对现代化钢铁材料的性能有更全面的了解。 决定粗晶热影响区的尺寸和相变组织的因素是十分重要的。 每种微合金元素能根据其与 其它元素交互作用的情况以几种不同的方式来控制晶粒尺寸,促进或延迟冷却过程中的相 变;而这种差异对钢的组织、硬度和韧性有显著的影响。较高的微合金含量将使多道次焊接 的粗晶热影响区或临界再加热区中出现脆性的马氏体—奥氏体岛。

化学成分和焊接工艺参数对氢致裂纹的影响问题已经可以用经验方程来很好地描述。 氢 致裂纹抗力可通过晶粒细化, 降低热影响区硬度来改善。 特别是对现代化的低合金高强度钢 来说, 实验室实验并不总是能精确地模拟野外焊接行为。 裂纹点可能由热影响区转移至焊接 金属,这种情况较为复杂,不过,在大多数情况下,通过焊接工艺控制已经很好地掌握了决 定裂纹抗力的因素和需要避免这个问题的步骤。 目前,对组织与粗晶热影响区韧性间的关系已有了较为成熟的认识,然而,尚无法根据 钢的化学成分对它们相互影响的复杂性进行定量描述。 在多道次焊接中热循环区的相互叠加 会在热影响区中产生局部脆性区, 在局部脆性区中取样实验偶尔也会得到较低的结果, 但大 规模全尺寸实验结果说明,在很多情况下这种问题的危害性不是很大。 Nb 在钢中碳氮化物沉淀析出的特殊的热力学和动力学的贡献结果是, 可被认为是改 Nb 善低合金高强度钢强度、韧性和焊接性能等综合性能的最有效的合金元素。Nb 以很多种不 同的方式与其它微合金元素及残余元素交互作用来影响多道次焊接热影响区中不同区域的 晶粒尺寸和晶内组织结构。当低合金高强度钢应用于管线和工程结构时,Nb 应用的有效控 制是获得最佳热影响区性能的根本所在。

致谢
作者十分感谢长期以来同事们对本工作的贡献,特别感谢 Advantica 和 TransCanada 管 线公司允许发表本论文。

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