X80管线钢焊缝熔合线开裂问题分析

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m 100m 100m 1 3 2 100m 100m 100m 4 5 6 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m 100m 母材 焊缝 7 8 100m 100m 100m 9 11 10 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m 100m 100m 12 13 14 100m 100m 母材 焊缝 15 16 （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m 100m 100m 100m 100m 100m 17 19 18 20 21 22 图6 外侧焊缝断裂处的金相形貌 100m 100m 100m 100m 100m 100m 23 25 24 26 27 28 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 Mn Cr Cu Mo V Ti Nb Ni Fe C 2 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 ＞300Hv 290～300Hv 280～290Hv 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