X80管线钢焊缝熔合线开裂问题分析[1]

X80管线钢焊缝熔合线开裂问题分析燕山大学材料科学与工程学院材料检测中心针对X80管线钢在平整时出现的焊接接头熔合线处开裂问题，进行了全面的分析和总结。采用宏观金相、显微硬度计、扫描透射显微镜及能谱分析系统，对焊接接头的微观组织和显微硬度分布，断口形貌及裂纹扩展路径进行了详细的分析和讨论，并提出了解决此问题的建议。1．金相分析图1为焊缝横截面的宏观金相组织。由图可见，没有明显的成型缺陷，焊缝与母材融合良好，未发现未融合问题。里侧焊缝先前于外侧焊缝焊接，但是由于里侧和外侧焊缝凝固成型条件不同，导致焊后的焊缝形状和尺寸略有差异，特别是焊缝的余高尺寸差别最大，可以看到里侧焊缝的余高尺寸明显大于外侧焊缝。余高尺寸过大会带来在焊趾处（焊缝与母材表面的交接处）的截面突变，如果过渡角度过小，不仅会产生高的残余应力，同时也会在随后的受力过程中产生高的应力集中。图1焊接接头宏观金相形貌①里侧焊缝外侧焊缝2mm图1中未断侧焊趾处（图中右箭头所示位置）过渡形状过于尖锐，这也许是校平过程中发生断裂的因素之一。进一步观察断裂侧的形貌可以肯定，起裂位置一定在焊趾处（图中圆圈处）。裂纹产生后在内侧焊缝的粗晶区扩展，而到了外侧焊缝时沿熔合线扩展。与图1中数字标记的各个区域对应的组织如图2和图3所示。从中可以看出，熔合区尺寸和近缝粗晶区的尺寸在热影响区所占的比例很小。1-6号图片中粗大的晶粒尺寸超过了100m.，这已经远远的超过了母材的晶粒尺寸（10m）。组织由先共析铁素体（图中白色块状区域）和粒状贝氏体为主，并伴有大量的碳化物粒子。焊缝的柱状结晶组织清晰可辨，同时在相邻的柱状晶界面存在铁素体。比较特殊的是7号图片组织，可以看到晶粒明显细化，这是因为该区域受到外侧焊缝的再加热并随后冷却（正火组织）所致。从图1中也可判断7号位置正好处于外侧焊缝热影响范围内。100m100m100m132100m100m100m456图2里侧焊缝与母材熔合线处的组织形貌图3中的9-16号组织是外侧焊缝的金相组织，可以看出，由于内外焊缝经历的焊接工艺参数不同，使得内外焊缝热影响区的组织也存在一定的差别，主要体现为外侧的焊缝的粗晶区晶粒尺寸更大，特别是白色的块状区异常长大（如图片14所示）。上述组织分析表明，焊缝热影响区的粗晶区和熔合线附近的组织是焊接接头的薄弱环节，也是裂纹易于扩展的区域。100m100m母材焊缝78100m100m100m91110图3外侧焊缝与母材熔合线处的组织形貌图4为图2中1、2号区域的放大图像。图4a中在焊缝表面处，存在咬边的成型缺陷，虽然咬边缺陷的沟槽尺寸不大，目测不容易观察到，但是如果在拉应力状态下，会产生严重的应力集中而导致破坏。咬边缺陷在大规范高速焊时经常出现，必须引起足够的重视。图4b中，箭头所指处为白色的沿相界析出的铁素体，类似于过热组织（魏氏体组织），并从热影响区延伸至焊缝的柱状经区。这个区域也是裂纹易扩展的位置，从下面的图5中22号位置的裂纹可以看到这种裂纹。100m100m100m121314100m100m母材焊缝1516（a）图4内侧焊缝1、2号区域的放大图像（b）咬边缺陷（a）图5为内焊缝断裂后的断口区域金相形貌，可以清楚的看到开裂初期，裂纹主要在近缝粗晶区扩展，且多以穿晶形式开裂。在主裂纹扩展的同时，伴有二次裂纹产生。而当裂纹扩展到外侧焊缝区域后，基本上是沿着熔合线处开裂（如图6所示）。裂纹扩展途经的变化，也说明在内侧焊缝的开裂主要是由于基体经历了强塑性变形而硬化导致的，在外侧焊缝的开裂则主要是由于焊缝和近缝区基体强度和硬度差异导致的。图5内侧焊缝断裂处的金相相貌100m100m100m100m100m100m171918202122图6外侧焊缝断裂处的金相形貌100m100m100m100m100m100m232524262728为了进一步观察近缝区的组织形貌，采用扫描电镜（SEM）对此区域的组织进行了进一步的观察。图7为观察结果，图中箭头所指图片为高倍观察结果，其与前面观察的金相组织具有对应性。图7内侧焊缝熔合线附近的组织形貌（SEM低倍像）焊缝区热影响区（a）（d）（c）（b）母材区图8为焊缝表面熔合线附近的组织，从中看到很多孔洞特征，这些孔洞不是焊接气孔，而是在进行金相抛光过程中，把夹杂物或碳化物相粒子抛掉留下的。但是从孔洞的尺寸可以判断，其主要是夹杂物，如图8a中的大孔洞位置。图8b中相当较小的孔洞也很有可能是夹杂物留下的。图8c是a图中方框内组织的高倍像，从中可以看到很多条束特征，其与校平过程中产生的大塑性变形有关。图8内侧焊缝熔合线附近的组织形貌（SEM高倍像）（a）（b）（c）对内侧焊缝熔合线附近的组织进行的能谱线分析结果如图9所示。线分析位置为垂直于焊缝的熔合线，长度约150m。可以看出，所分析的元素没有明显的偏聚现象。图9内侧焊缝熔合线附近组织能谱线分析MnCrCuMoVTiNbNiFeC2硬度分布对熔合线附近区域的显微硬度分布进行了测试，测试结果如图10所示。测试区宽度为6mm，每个测试点相距0.5mm。可以看到，在融合线附近区域的硬度几乎都大于280Hv，最高的硬度值达到320Hv（图10中圆圈区域）。由于试板在校平过程中，在焊缝熔合线靠近表面区域发生了严重的塑性变形，导致这一区域出现加工硬化而使得硬度升高。可以推测在已断裂侧的高硬度点也应该是这样沿着熔合线分布。在外加拉应力作用下，由于在截面突变处存在应力集中，这个应力已经超过了材料的抗拉强度，导致断裂发生。但是裂纹扩展却不一定沿着硬度高的区域进行，从前面金相分析可知，裂纹是沿着粗晶区扩展的，在此图中为靠右侧硬度较低的区域。图10硬度分布测试结果由此可见，出现开裂的原因是：1）热影响区硬度和焊缝硬度偏离较多，在校平过程中变形主要集中在焊趾部位，经过试验测量，焊趾部位微区的变形量达到45％，已经超过了母材的延伸率，而焊缝的变形量只有15％左右；2）由于校平过程中试样表面硬化，表面层塑性急剧下降，使材料内外层塑性变形不匹配，在加大变形时，裂纹无沿厚度方向发展3）焊趾和母材过渡不平滑也是造成应力集中形成裂纹的主要原因，本试样存在咬边缺陷，更＞300Hv290～300Hv280～290Hv应力集中加剧了这种影响。经上述分析认为，由于焊缝、热影响区、母材的塑性及硬度差异，使熔合线两侧的变形量不同，容易造成焊缝熔合线上的开裂。因此，应适当调整焊接工艺参数，使焊缝、热影响区、母材的硬度相匹配。在螺旋埋弧焊管焊接过程中，焊缝较宽时边缘冷却速度相对较快，焊缝较窄时边缘冷却速度相对较慢。较慢的冷却速度有利于降低焊缝边缘的硬度，提高该区域硬度的匹配性，因此，控制焊缝宽度有利于减少这种开裂情况的出现，但是要完全消除这种问题，恐怕还有很多工作要做。3断口分析发现试样断口面上存在“自由面”，应是在校平前已经形成的表面裂纹，裂纹深度小于1mm，如图11中的底部区域。裂纹的产生很可能与此处的高的应力有关。这个高应力来自于残余应力在此处出现的应力集中。由于残余应力在焊缝长度方向的分布不均匀性，导致在整个焊管焊缝上会出现时断时续的微裂纹。这也可以解释为什么这种开裂问题在整体焊缝上出现的偶然性。图12为内侧焊缝裂纹扩展区断口形貌，可以看出，裂纹扩展区为典型的脆性解理特征，这和前面断口边缘金相观察有很好的一致性。而在外侧焊缝断口区（图13），其断裂特征也是以解理为主，并可以看到一些撕裂棱，但是总体断裂仍然是脆性的。图11内侧焊缝断口观察（起裂区）开裂方向图12内侧焊缝断口观察（扩展区）开裂方向起裂区扩展区图13外侧焊缝裂纹扩展区形貌结论1.从焊缝截面形状分析可以看出，内侧焊缝焊趾处过渡不平滑，进一步观察看到有咬边缺陷，这是造成试板校平时出现开裂的主要原因之一；2．焊缝与母材热影响区之间的强度和硬度差异，也对开裂产生影响；3．未发现焊缝熔合线附近存在成分偏析问题以及因夹杂物产生的开裂问题。4．从断口分析可知，裂纹起源于内侧焊缝的焊趾处，此处存在“自由面”说明在校平前已存在裂纹。之后裂纹在内侧焊缝区沿粗晶区扩展，在外侧焊缝区沿熔合线扩展；断口均为脆性解理特征。