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1、 本科毕业论文题目X80钢焊接热影响区组织与性能研究学生姓名 学 号0916050212教学院系材料科学与工程学院专业年级材料科学与工程2009级指导教师 职 称副教授单 位西南石油大学辅导教师职 称单 位完成日期2013年6月12日Southwest Petroleum University Graduation ThesisStudy on HAZ Microstructure and Properties of X80 SteelGrade: 2009 Name: Jing LiangSpeciality: Materials Science and Engineering Instru
2、ctor: Zhang DefenSchool of Materials Science and Engineering 2013-6-12摘要 利用热模拟技术，研究X80级管线钢在不同焊接热循环条件下热影响区的组织和性能；采用金相、电子显微分析技术分析了焊接热循环对热影响区组织的影响，发现随着冷却时间的延长，粗晶区晶粒尺寸越大；随着热输入的增大，粗晶区晶粒也有长大倾向，但是当热输入为20KJ/cm时出现由晶界向晶内生长的针状铁素体，因而使得钢材的有效晶粒尺寸减小。对试样进行了冲击试验和显微硬度测试，发现改变冷却速度后的试样冲击韧性基本在一个区间内浮动，而随着焊接线能量的增加，冲击韧性呈现出上
3、升的趋势。而硬度随着冷却时间的焊接线能量的增大都表现出一种上升的趋势。综合讨论不同焊接工艺对焊接热影响区粗晶区组织和性能的影响规律，结果表明，X80管线钢在t8/5=4s的快速冷却过程中，元素来不及扩散已经冷却到较低温度，主要通过切变方式转变成含碳量较高的窄细板条贝氏体，且连续生长，方向性较强。中等冷却速度t8/5=7s时综合力学性能较好。在较低热输入时组织中的脆硬相比较多。在中温上贝氏体转变区间，先析出含碳量很低的铁素体，并逐渐扩大，而使碳大部分富集到被铁素体包围的岛状残余奥氏体里面去。当热输入增加到一定程度后粒状贝氏体的奥氏体岛在较为缓慢的的冷却速度下分解为铁素体和渗碳体并有残余奥氏体，这
4、时韧性就开始上升。E=20KJ/cm时粗晶区获得最佳韧性。关键词：X80 管线钢；热模拟；焊接线能量；t8/5；AbstractUsing thermal simulation technology, research X80 grade pipeline steel HAZ microstructure and properties in different welding thermal cycle conditions;Using optical microscopy, electron microscopy analysis techniques to analyze the ther
5、mal cycle on the heat affected zone, and found that with the extension of the cooling time, the larger grain size coarse grain zone.As the heat input increases, the coarse grain zone also has growth tendency, but when the heat input is 20KJ/cm, occurs acicular ferrite growth from the grain boundary
6、to the intragranular ,thereby making the effective crystal grain size of the steel becomes small.Impact test carried out on the samples and micro hardness testing,found that when changing the cooling rate of the sample ,the impact toughness floating in a range,With the increase of the welding energy
7、,toughness showed an upward trend.With the cooling time of the welding energy increases, Vickers microhardness have shown a rising trend.Comprehensive analysis of different welding processes on HAZ CGHAZ,results showed that the cooling rate t8/5=4s,Before the element diffusion the temperature of X80
8、 pipeline steel has dropped to a lower level,and through shear mode shift into a higher carbon content of narrow Lath bainite.when cooling rate t8/5=4s,Obtain good mechanical properties.At lower heat input,there is more brittle phase in Organization.In the upper bainite transformation temperature ra
9、nge,First, a low carbon content of precipitated ferrite,and gradually expand,Leaving the majority of carbon into residual austenite islands surrounded by ferrite . When the heat input to a certain extent,the granular bainite austenite islands in a slower cooling rate, Decomposed into ferrite and cem
10、entite and a residual austenite,Then it starts to rise toughness. when E=20KJ/cm CGHAZ gain best toughness.Keywords: X80 pipeline steel; thermal simulation; heat input; t8/5;目录摘要IAbstractII第1章 绪论11.1选题背景及意义11.2 管线钢的研究现状21.3 X80管线钢的显微组织31.3.1 X80针状铁素体钢31.3.2 X80双相钢31.3.3 X80 铁素体-珠光体钢41.4 粗晶区对HAZ性能的影响
11、41.5 焊缝粗晶区热模拟技术61.6 研究内容6第2章 试验材料与方法72.1 试验材料72.2试验方法72.2.1热模拟试验72.2.2金相观察82.2.3夏比冲击试验82.2.4断口分析92.2.5显微硬度测试9第3章 试验结果与分析103.1金相组织103.2 断口形貌123.3 冲击韧性163.4显微硬度173.5 综合分析与讨论19第4章 结论21致谢22参考文献23第1章 绪论 1.1选题背景及意义 石油、天然气是一种重要的能源，是社会发展的物质基础之一，也是国民经济的重要组成部分。我国现有煤炭可开发剩余储量为1145亿吨，约占世界同类储量的12.6。 截至2005年我国石油可开
12、发剩余储量为160亿桶，约合21.82亿吨，占世界同类储量的1.3。截至2005年我国天然气探明储量为2.35万亿立方米，占世界同类储量的1.31。据估计，我国原油对进口的依赖程度近十几年内将会逐年增加。2000年原油进口约为7000万吨，至2010年原油进口高达到2.4亿吨。作为石油、天然气的一种经济、安全、不间断的长距离输送工具，油气输送管道在近40年取得了巨大的发展，高级别管线钢在石油、天然气的管道工程中发挥着越来越重要的作用。目前，全世界石油、天然气管道的总长度己超过2.3106km，并以每年21043104km的速度增加2。西部大开发战略的实施，能源结构的调整和环境保护力度的加强，以
13、“西气东输”为代表的一系列管线工程的立项标志着我国21世纪的前十年，进入一个石油天然气长输管道建设的高峰期，到目前为止，我国己建成陕京管线、涩宁兰管线、兰成渝管线以及西气东输管线等十几条重大长输管线3。原油管线除中俄已签约的中俄输油管线外，原油主要有海上进口，为此将兴建由港口至内地炼厂的原油管线，2004年投产的甬沪宁管线就是一例。石油、天然气输送管道通常位于环境比较恶劣的地区，管道压力大、介质复杂，这就对管线钢提出了更高的性能要求4。输送油、气的大口径钢管是20世纪初首先在美国发展起来的。1926年，美国石油学会发布的5L标准只包括3个碳素钢级。1947年发布的5L增加了X42，X46和X5
14、2 3个钢级。1964年的API 5LS将螺旋焊管标准化。1967-1970年期间API 5LS和5LS增加了X56，X60和X65 3个钢级，1973年增加了X70钢级。1987年6月，API 5LX和API 5LS合并于第36版SPEC 5L中。第36版到2001年的第43版包括A25，A，B，X42，X46，X52，X56，X60，X65，X70和X80共11个钢级5。到2002年，API和ISO工作组同时制定了新的工作项目，在API 5L和DIS 3183标准中纳入从X90到X120的高强度钢级6。管道输送压力也从1870年的0.25 MPa发展到1950-1960年的6.2 MPa，
15、当前新建管线的输送压力普遍达到10 MPa以上(最高压力达20 MPa左右)3。目前X65和X70已成为国际管线工程的首选钢级，而近年来我国管线工业也逐渐与国际接轨，从以往的X52钢级为主向X60、X65钢级发展，在“西气东输”工程中已经商业化地应用具有高止裂性能的针状铁素体X70钢级管线钢。PI 5L规范是目前国际管线工程普遍采用的基本技术规范，国际标准中曾长期处于最高钢级的X70已经被X80所替代。从其发展过程及的变化，可以预计随着X80工业试验段的经验积累及逐步成熟，X80将逐渐进入商业化时代7。因此，近年来对超高强钢的研制与开发得到了高度重视。1.2 管线钢的研究现状随着石油、天然气工
16、业的发展，高强度管线钢的应用量在逐年增加进入21世纪的管线钢正出现一个蓬勃发展的趋势。由于极地油气田、海上油气田和腐蚀环境油气田等恶劣环境油气田的开发，服役条件的日益恶化，对管线钢的质量要求愈来愈严格，不仅要求管线钢具有高的强度，而且要求具有高的韧性、疲劳性能、抗断裂性能和耐腐蚀性能，同时还要求力学性能的改善不应该恶化钢的焊接性能和加工性能。为了使管线钢更好的满足目前管线工程的大口径、高强度、大输送量的发展趋势，对管线钢的晶粒组织与性能提出了更高的要求。在成分和组分上要求“超高纯、超均质、超细化”8。自1959年微合金化钢开始在油气管道工程中应用以来，国际上已经对微合金管线钢进行了50多年的研
17、究与生产。随着对晶粒组织控制方法研究的不断深入，管线钢的焊接性，抗氢致裂纹性能和焊接热影响区(HAZ)的韧性等诸多方面性能已得到了显著改善，同时，随着氧化物冶金技术与TMCP工艺的不断发展与其它新工艺的诞生，管线钢的设计和生产过程采用了冶金数学、清洁生产、过程智能控制的高新技术，通过微合金化、超纯净冶炼和现代控轧、控冷技术，已能够提供具有足够强韧特性的管线钢卷板9。管线钢已成为低合金高强度钢和微合金化钢领域内最具活力、最具研究成果的一个重要分支。1.3 X80管线钢的显微组织1.3.1 X80针状铁素体钢该钢种的基本组织形态是针状铁素体，含少量多边形铁素体。针状铁素体之所以为人乐于称道是由于这
18、种组织使管线钢在高强度的同时仍具有优良的韧性和焊接性。针状铁素体不仅具有较小的有效尺寸，而且在其内部还具有细小的亚结构。从奥氏体向向针状铁素体转变的过程是共格切变过程，转变过程中局部地区位错发生偏聚、缠结而形成亚晶。电子衍射试验表明，针状铁素体轴比接近立方。由于体心立方结构层错能高，不易分解为扩散位错而发生交滑移，亚晶内的位错具有很大的可动性。正由于针状铁素体的亚晶结构和内部较高密度的可动位错，是针状铁素体具有良好的强韧性。针状铁素体是一种混合型组织形态，由准多边形铁素体、超细铁素体、贝氏体铁素体和MA岛组成10。针状铁素体板条板条边界中的M/A组元对韧性不构成危害。这是由于在控轧、控冷条件下
19、形成的M/A组元细小不足以构成Griffith裂纹临界尺寸。不少研究者注意到，裂纹遇到M/A岛时常常发生转折，表现了其对裂纹扩展的阻滞作用。针状铁素体的另外一种组织特征是微合金碳、氮化合物的沉淀析出。由于沉淀析出的质点细小均匀，其形态多为球形或径厚相差不大的圆片状，而且与母相保持半共格，与基体呈紧密的结合，因而具有较好的强韧化效果。该钢种通过针状铁素体这一组织形态的晶粒细化、位错亚结构和微合金碳、氮化合物的析出使材料获得优良的强韧特性。1.3.2 X80双相钢X80为一种大变形管线钢，其组织形态为（B+M/A）双相组织。双相大变形管线钢不同于传统的管线钢，也不同于一般意义上的双相钢。它通过低碳
20、、超低碳的多元微合金化设计和特定的控制轧制、加速冷却技术，在较大的厚度范围内分别获取（B+F）和（B+M/A）等不同类型的双相组织。X80钢为（B+M/A）双相组织，在满足西气东输二线强韧性技术要求的前提下，屈强比为0.750.85，具有高的形变强化指数和大的均匀塑性变形伸长率。因而该管线钢既满足管线高压、大流量输送的强度要求，又可以满足防止裂纹起裂和止裂的韧性要求，同时又具有防止管线因大应变而引起的屈曲、失稳和延性断裂的极限变形能力。1.3.3 X80 铁素体-珠光体钢该钢种的显微组织以多边形PF为主，含部分QF，局部存在P或P。一般认为，PF不是管线钢的理想组织形态。当裂纹通过针状铁素体时
21、，由于不断受到多位向分布的针状铁素体的障碍作用而呈波浪起伏扩展，裂纹扩展速度降低，其对应断口呈撕裂韧窝状。而在多边形铁素体中，裂纹径直穿过铁素体呈直线扩展，其对应缺口为较大的解理台阶。进一步研究发现，解理开裂途径和PF的晶体学特征密切相关。PF的解理面经常属于100类型。当解理面为100时，解理小裂面经常有23个铁素体晶粒组成。由于断裂单元增大，导致材料的性能下降。研究还发现，PF为无序界面，界面能高，同时形成多边形铁素体的冷却速度小，这就为晶界异类析出提供了动力学条件，因而有时也观察到沿铁素体晶界断裂的情形。同时，在形成PF的同时，常不可避免地伴生珠光体。研究表明，珠光体是管线钢中一种有害于
22、韧性的组织，随着珠光体含量的增加，材料韧性下降。几十年来，管线钢组织设计的一个重要进展就是少珠光体甚至无珠光体钢的实现。X80钢的成分设计符合西气东输二线管道工程的技术要求，其化学元素的组份和含量也和其他X80管线钢相近，但该钢的组织中却以PF为主，说明该钢在TMCP的工艺控制，特别是在加速冷却的冷却速度的控制方面存在问题。低的冷却速度使过多的多边形PF形成，致使的强的水平未达到西气东输二线管道工程X80钢的技术要求。然而由于该钢的PF组织细小，使得材料的韧性水平较高11。1.4 粗晶区对HAZ性能的影响对于焊接HAZ的组织按其所经历热循环的差异，分为熔合区、粗晶区、细晶区、不完全重结晶区和时
23、效脆化区等五个区段，如图1.1所示。图1.1 管线钢焊接HAZ的组织分布特征(a)HAZ组织分布；(b)Fe-C状态图； (c)热循环(图中Tm-峰值温度，TH-晶粒长大温度)从某种意义上讲，管线钢的发展过程，实质上是管线钢显微组织结构的演变过程。而低合金高强度微合金化钢的显微组织在经历了焊接热循环后被改变，热影响区（HAZ）的韧性变差，如图1-2所示。较高热输入的焊接方法，如串联埋弧焊，将会使粗晶热影响区（GCHAZ）的原有奥氏体变得更加粗大。在为今后新建的管线制定规范要求时，了解因焊接产生的局部脆化区的性能将会显得十分重要12,14。以前的工作已经表明，低的断裂韧性可以存在一些低合金高强度
24、钢的GCHAZ中。通常认为M/A组元是引起HAZ韧性下降的主要因素。当微合金化高强度低合金钢在冷却时奥氏体岛的含碳量增加，并且向M/A组元转变。引起韧性下降的主要原因就是M/A组元的存在15,16。但是M/A组元的存在并不是决定韧性的必要因素。这还与微合金化钢基体中M/A组元的分布、形态和硬度的差别有关。图1.2 焊接对钢材性能的影响a)强度和塑性的变化 b)韧性的变化1.5 焊缝粗晶区热模拟技术 热模拟技术通常是指利用小试件，借助于gleeble试验装置再现材料在制备或加工过程中受热或同时受热与力的物理过程，充分而精确的暴露与揭示材料或构件在加热过程中组织与性能的变化规律，评定或预测材料在制
25、备或加工时出现的问题，为制定合理的加工工艺及研制新材料提供理论指导和技术依据，因此热模拟试验是一个用来分析HAZ中任何区域的微观组织和微观机制存在的问题的经济、可重复的方法17。1.6 研究内容本论文主要是通过焊接热模拟的试验方法模拟焊接HAZ粗晶区，并对试样进行金相观察、硬度测试、冲击韧性测试以及断口分析。对比分析试验结果，得出不同的冷却速度（t8/5）和焊接热输入对焊接热影响区粗晶区的组织和性能的影响，为X80管线钢的成分设计和焊接工艺优化奠定试验基础，同时为X80管线钢的生产应用提供理论支撑。第2章 试验材料与方法2.1 试验材料本次试验使用的X80管线钢的化学成分如表2.1所示。表2.
26、1 X80钢化学成分CSiMnPSNiCrCu实测值0.030.231.830.0110.0010.150.310.15标准要求0.090.421.850.0220.0050.500.450.30TiMoV+Nb+TiBVNbCEPcm实测值0.0140.140.120.00010.030.080.17标准要求0.0250.350.150.00050.060.110.23合格2.2试验方法2.2.1热模拟试验试验主要模拟一次热循环条件下不同焊接热输入量以及不同冷却时间对管线钢的组织和性能影响。为管线钢焊接工艺的控制提供试验参数。 利用gleeble热模拟试验机模拟焊接热影响区组织。试验总共有1
27、8个11mm11mm71mm 试块，将18个试块每2个分成一组，总共9组试块，又将本次试验分为两部分，第一部分试验5组总共10个试块，（分别以150/s的加热速度加热），加热到峰值温度1300，不预热，（峰值温度1300保温0.1s），然后将每组试块试验中的t8/5分别控制为4s、7s、10s、13s、16s，每组分别标号为、。第二部分试验4组总共8个试块，不预热，线能量分别为5 kJ/cm、10 kJ/cm、15 kJ/cm、20kJ/cm，焊接速度1cm/s，距离焊缝中心距离0.35cm，效率为0.9，四组试验分别标号为、，如表2-2所示。 表2.2热模拟第一组试验参数组号加热速度峰值温度
28、预热温度保温时间控制t8/5 150/s1300不预热0.1s4s150/s1300不预热0.1s7s150/s1300不预热0.1s10s150/s1300不预热0.1s13s150/s1300不预热0.1s16s表2.3热模拟第二组试验参数组号线能量焊接速度距离焊缝中心距离效率5KJ/cm1cm/s0.35cm0.9 10KJ/cm1cm/s0.35cm0.9 15KJ/cm1cm/s0.35cm0.920KJ/cm1cm/s0.35cm0.92.2.2金相观察金相试样在焊接热循环试样上截取。试样分别经粒度为320、400、600、800、1000 和1200 目金相砂纸打磨，再用机械抛光
29、法抛光。抛光后用体积分数为3%的硝酸酒精溶液腐蚀。然后在金相显微镜下观察冷却时间和焊接热输入对金相组织的影响。2.2.3夏比冲击试验夏比冲击试验按照标准GB/T229-1994进行。试样采用5l055 mm V型缺口试样，缺口开在沿板厚方向。夏比V型缺口的冲击值用CVN (Charpy V-Notch)表示，冲击试验温度为室温，试样的具体尺寸如图2-1所示。2.2.4断口分析采用KYKY-2800 型扫描电镜分别放大不同倍数观察断口不同区域的形貌。通过观察分析不同工艺条件下试样冲击断口形貌特征，得出组织对断裂过程的影响。具体操作步骤及注意事项参照标准GB/T12778-91。图2.1 夏比V型
30、冲击试样2.2.5显微硬度测试显微硬度测试在型为号HVS1000的显微硬度测试仪上进行，所加载荷为300gf，保持载荷10 s，测量时每个试样打5点，为避免上次压痕产生的加工硬化对测试值造成影响，每个测试点相距5倍压痕。最后求得5个点硬度的平均值。具体操作标准参照GB/T4342-91。 第3章 试验结果与分析3.1金相组织 图 3.1给出了X80 管线钢加热到1300后经 5 种不同的冷却速度处理后的金相组织照片。X80钢的母材组织为细小的针状铁素体组织，组织均匀，无明显的“带状组织”，但从组织上看，仍保留轧制的痕迹。在图3.1a是经过t8/5=4s的冷却速度冷却后的金相照片，在组织中可以发
31、现组织主要为板条贝氏体，板条贝氏体的板条甚为细密。当冷却速度减缓到t8/5=7s时，板条贝氏体减少，生成的粒状贝氏体较多。acfbb 图3.1 X80钢不同冷却时间的光学金相照片 a）t8/5=4s b）t8/5=7s c）t8/5=10s d）t8/5=13s e）t8/5=16s f）母材 t8/5=10s时，板条状贝氏体已经很少，组织以粒状贝氏体为主，晶粒开始变得粗大。冷却速度降低到t8/5=13s时，晶粒中仍然以粒状贝氏体为主，但是一些板条状的铁素体开始出现。T8/5=16s时，出现了许多几乎贯穿晶体的平行生长的粗大板条铁素体，晶界处的碳化物增多。 图3.2 X80钢不同热输入的光学金
32、相组织 f）E=5 KJ/cm g）E=10 KJ/cm h）E=15KJ/cm i) E= 20KJ/cm图3.2给出了X80 管线钢4 种不同的热输入处理后的金相组织照片。在热输入为E=5KJ/cm时，可以发现马氏体岛和部分粒状贝氏体。当热输入为E=10KJ/cm时组织以下贝氏体为主，并有部分粒状贝氏体和少量板条马氏体。当热输入E=15KJ/cm时，晶粒大小变得不均匀，有的晶内有大量的平行分布的板条贝氏体，有的晶粒中发现基体上出现下贝的现象，有的晶内则以粒状贝氏体为主。E=20KJ/cm时，晶内形成了较多针状铁素体，这种针状铁素体经常从原奥氏体的晶界以不同的位向插入晶内，因而使得钢材的有效
33、晶粒尺寸减小，从而有利于强韧性的提高。 3.2 断口形貌不同冷却时间和不同热输入的断口SEM照片如图3.3和3.4所示。图3.3a-c是冷却时间为t8/5=4s时断口的SEM照片，图3.3d-e是冷却时间为t8/5=7s时断口的SEM照片，图3.3f-g是冷却时间为t8/5=10s时断口的SEM照片，图3.3h-i是冷却时间为t8/5=13s时断口的SEM照片，图3.3j-k是冷却时间为t8/5=16s时断口的SEM照片。一般说来，在冲击断口中有3个区域，即纤维区、放射区以及剪切唇，首先在缺口附近形成裂纹出现纤维区，呈粗糙的纤维状。紧接着纤维区的第二个区域就是放射区，纤维区和放射区的交界线标志
34、着裂纹由缓慢扩展向快速扩展的不稳定扩展转化。放射区的特征是，有放射花样；放射方向与裂纹扩展方向相平行；垂直于裂纹前沿的轮廓线并逆指向裂纹源。断裂过程的最后阶段形成剪切唇，剪切唇沿无切口的其他三侧边分布。纤维区同放射区或剪切唇相连接的边界常呈弧形。对于3点弯曲V型缺口试样，由于在摆锤或冲击杆的冲击作用下，V缺口一侧受张应力，不开缺口的另一侧受压应力，在整个断面上受力方向不同，所以当受张应力的放射区进入受压区时可能消失而重新出现纤维区，在放射区两侧同时存在纤维区。若材料的塑性足够好，则放射区完全消失，整个截面上将只有纤维区和剪切唇2个区域。断口上二次出现纤维区的主要原因是，当裂纹进入压应力区时，压
35、缩变形对裂纹的扩展起着阻滞作用，使扩展速度显著降低18。在图3.3a中可以看出左侧脆性穿晶断口和脆性沿晶断口同时出现，这时是由于受热后晶界有较厚的渗碳体网，在外力作用下渗碳体网自身发生解理而形成沿晶断裂，对其放大观察还可以发现明显的棱状晶界和河流花样（图3.3c），是为脆性断裂；图3.3b发现断面中有大量大小不均一的韧窝，但是由于冷却时间较短，在韧窝底部没有发现第二相粒子。 图3.3d-e是经过t8/5=7s的冷却速度冷却的冲断试样形貌。由图可见，该断口是典型的韧性断裂，韧窝比较均匀，观察韧窝可以在其底部发现较多的第二相粒子。韧窝内的撕裂痕迹明显，说明塑性较好。 t8/5=10s的断口如图3.
36、3f-g所示，该条件下韧窝较浅，韧窝指向断裂方向，每个韧窝断裂方向的棱角都比较整齐锋利。断面整体光亮平整，塑性较差。abcfgedhijk图3.3 X80钢不同冷却时间的断口SEM照片a、d、f、h、j分别是不同冷却时间断口放大100倍的SEM照片，b、c、e、g、i、k分别为不同冷却时间断口放大500倍的SEM照片a-c t8/5=4s、d-e t8/5=7s、f-g t8/5=10s、h-it8/5=13s 、j-k t8/5=16s在图3.3h-i是t8/5=13s的断口SEM照片中可以发现大韧窝旁边还分布着许多小韧窝，在韧窝底部存在第二相粒子，一些二次裂纹也密集地分布在断口表面。出现个
37、别较大较深的韧窝说明塑性有所增强。图3.3j-k是t8/5=16s的断口SEM照片，可以看出断口宏观上相对平整，韧窝较大，并有所加深。图3.4a-b是X80钢热输入E=5 KJ/cm 的断口SEM照片，图3.4c-d是X80钢热输入E=10 KJ/cm 的断口SEM照片，图3.4e-f是X80钢热输入E=15 KJ/cm 的断口SEM照片，图3.4g-h是X80钢热输入E=20 KJ/cm 的断口SEM照片。可以看出，热输入较小时，断口宏观表面反光较强，韧窝也比较浅而且大。随着热输入的增大，断口宏观形态变得也来越没有光泽，韧窝逐渐加深，韧窝的表面变得粗糙起来，说明塑性变好。abcdefgh图3
38、.4 X80钢不同热输入的断口SEM照片a、c、e、g分别是不同热输入断口放大100倍的SEM照片，b、d、f、h分别为不同热输入断口放大500倍的SEM照片。a-b E=5 KJ/cm、 c-d E=10 KJ/cm 、e-f E=15 KJ/cm、g-h E=20 KJ/cm3.3 冲击韧性在对X80 管线钢经不同冷却速度和不同的焊接热输入进行处理后，热影响区粗晶区(CGHAZ)冲击性能测试结果如表 3.1 所示。试验结果表明，不同的冷却时间和热输入对X80 管线钢 CGHAZ 冲击韧性有着影响。表3.1 不同冷却时间下的冲击韧性（Kgfm / cm）t8/5 s123平均值1组430.4
39、28.229.629.42组733.635.234.834.53组1030.431.432.831.54组1339.232.433.435.05组1629.033.331.831.3表3.2不同热输入下的冲击韧性（Kgfm / cm）E KJ/cm 123平均值1组527.029.827.228.02组1030.830.634.832.03组1532.426.031.6304组2024.425.648.933.0图3.5 不同冷却时间下的冲击韧性 图3.6 不同热输入下的冲击韧性图3.5和3.6更为直观地表现出韧性随冷却时间和热输入的变化，可以看出冷却速度改变后试样的冲击韧性基本在一个区间内浮
40、动，而随着热输入的增加冲击韧性呈现出上升的趋势。3.4显微硬度表3.3、3.4分别给出了不同冷却时间和不同热输入对粗晶区硬度的影响。表3.3 不同冷却时间下的粗晶区硬度t8/5 s12 345平均值1组4278.55391.00339.17368.78347.70345.042组7445.44349.80421.26503.20463.89436.723组10469.85509.93385.87514.59501.39476.314组13473.42406.37403.53399.00434.55423.375组16374.15497.50415.53408.35519.63443.03表3.
41、4 不同热输入下的粗晶区硬度E KJ/cm 12345平均值1组5306.12351047349.88336.84336.34336.132组10344.42370.49415.75432.36449.63407.933组15316.96349.01419.99338.33354.31355.724组20433.71404.29374.74434.92423.71414.27 图3.7 不同冷却时间下的硬度值图3.8不同热输入下的硬度值 从图表中可以看出t8/5从4s增加到10s，硬度值出现了大幅度的增长，涨幅达到37%，而后基本保持在一个较高水平； 当热输入由5KJ/cm增加到10KJ/cm
42、硬度有所增大，而到热输入为15KJ/cm时硬度又下降了部分，20KJ/cm的热输入时得到最大的硬度值。结合图3.1和3.2观察可以发现，硬度的大小和晶粒尺寸有一定关系，晶粒越大硬度值就会越大。图3.7表明，大的硬度值会影响到整体的韧性，这是因为晶粒越大，总体晶界越少，大晶界的变形协调性减弱，变形容易程度降低，容易造成局部应力过大，从而降低了断裂韧度。3.5 综合分析与讨论X80钢是低碳微合金设计，组织中含有多种合金元素，因此各个合金元素对组织的相变都将会产生一定的影响，Cr、Si、P、V、Mo、Ti、B、Nb是扩大相区元素19，材料中含有较多的C、Mn、Ni等合金元素可以扩大相区，使相变温度降
43、低到更低的温度，相变具有更大的过冷度，临界形核功降低，形核所需临界晶核半径减小，增加形核率，同时由于温度的降低，扩散系数减小，局部地区元素的聚集减弱，元素扩散性相变减弱，切变方式增强，有利于细小铁素体组织的形成；由于含有Ti、Mo、Nb、V等碳氮化合物形成元素，能够在基体中形成细小弥散的碳氮化合物，具有第二相强化作用，这些化合物在基体发生固态相变的过程中依然具有重要作用，在加热过程中，由于形成的化合物稳定性高，溶解温度相对较高，它可以阻止晶界在加热过程中发生扩散迁移，防止晶粒长大，在冷却过程中，形成弥散细小的Nb、V等化合物，强化基体，阻碍基体中元素的扩散，延迟相变。焊接是一个快速的加热和冷却过程，溶质的均匀化或局部聚集与温度和时间有关。当t8/5=4s时，冷却速度很快，在快速冷却过程中，元素来不及扩散已经冷却到较低温度，新相通过扩散形核和长大较难，主要通过切变方式转变成含碳量较高的窄细板条贝氏体，且
