焊接热影响区M-A组元形态与参数性能的相关性研究.doc

开题报告
一、课题背景
能源现已成为全球经济的生命线据有关资料介绍,全球2004年在建和计划建设的油气管道总长约7. 68 ×104 km。其中处于计划阶段的约6 ×104 km,处于不同程度建设阶段的约1. 68 ×104 km。从2005年起到下一个10年,世界各地计划建造的原油、成品油和天然气管道约9. 6 ×104 多公里,其中62%是天然气管道。2005年可以完成2.4×104 多公里,天然气管道占54%,费用将超过275亿美元。2005年以后,计划建造7. 2 ×104km,费用预计达690亿美元。[6]在未来的几年,中国的油气输送管道建设将进入一个大发展时期，当前我国天然气管道正面临着一个新的建设高潮,结合我国能源的资源分布情况，国家启动西气了西气东输工程，中石油集团公司在实施西部原油管道规划及跨国管道的同时,在天然气管道建设上也正在绘制宏伟蓝图:两横、两纵、四枢纽、五气库,管道总输气能力将达到12 000 ×108 m3 / a。1999 年以来,随着涩宁兰、忠武和西气东输三条长输天然气管道工程建设竣工营运,以及中沧线、鄯乌线、和田线和正在筹建的陕京二线的实施,规划的三大天然气主干线将联网运行。中石化集团公司正在铺设近10 000 km的原油和成品油管道工程,如: 973 km的仪—长沿江管线和近4 000 km的西南成品油管道工程,从而形成石化油气管道网络的格局。[6]但是长输管线作为高效、经济、安全、环保的输送方式，已被国家列为重点发展的行业之一。
随着能源需求的不断增加，天然气管道的运行压力也越来越高，管径不断加大，发生管道延性断裂的风险也越大，而长输管道的质量关系到整个油气管道的安全运行，一旦发生破裂事故，将造成重大的损失。因此高钢级管线钢在提高管道输送能力的同时，要求管材具有足够高的安全性即运输管道的质量要过关，管道的安全需要管材具有高的韧性，管线钢管材的韧性的高低是影响管线断裂的关键因素之一，因为高的韧性是防止断裂起始和阻止断裂扩展的必要保证[1][2]。目前，运输管道都需要利用到焊接技术，而焊接接头的质量直接关系到管道的质量，所以，保证管道的安全性，关键是保证焊接接头的质量。
二、课题来源和目的
本论文来源于为解决沙市钢管厂管线钢钢管开裂的问题而进行的相关性研究，为了研究开裂的本质原因，以保证钢管的质量，本片论文重点研究了MA组元与粗晶区韧性之间的关系。目前，该问题属于比较新的课题，是管线钢研究的一个热点。
三.文献综述
3.1管线钢的发展历史
自从二战期间美国建立了世界上第一条具有现代规模的长距离石油输送管线以来, 随着输送压力、输送介质以及自然环境的不断变化, 管线钢的要求及钢级在不断地提高[ 1 ] (见图1)。从使用标准来看, 早期为A 3 钢、16M n 钢; 1947 年A P I5L 标准引入X42、X46、X52 钢; 1967 年、1968 年、1970 年X56、X60、X65 钢又相继被加入到A P I5L 标准中, 之后X70、X80 钢分别于1973 年、1985 年被增加到A P I 标准中。目前X100、X120钢正处于试验、开发阶段, 还没有世界通用的标准, 仅仅是加拿大标准将X100 (690M Pa) 钢级纳入其标准CSA Z245. 1- 2002 中。从高钢级管线钢的开发使用上来看, 20 世纪60 年代初期X60 管线钢开始投入使用, 1968 年日本三大钢铁公司为环阿拉斯加管线系统工程TA PS 供应了50×104 t X65 钢级的5 1 219 mm的钢管, 在高强度管线钢管的生产上开创了新的里程碑。

图3.1[7] 管线钢的要求及钢级变化
此后, 高钢级管线钢开发逐渐加快, 到80 年代, X70 钢就逐渐被引入工程建设中, 90 年代X80 钢开始在一些管线中投入试用。与此同时, 国外一些厂家也强了X100 和X120 钢级的开发和储备工作。[7]
3.2焊接接头的显微组织分析
3.2.1.焊接接头的相变转换的原理及过程
焊接接头是由焊缝区、熔合区和热影响区三部分组成，熔合区是焊缝区与热影响区中间的一个过渡区。因此要证焊接接头的质量，就必须使焊缝和热影响区的组织与性能同时都达到要求。焊接热响区存在的问题显得更加复杂，己成为焊接 接头的薄弱地带[3]。
在焊接热源作用下，焊缝两侧发生组织性能变化的区域叫做热影响区。对一定材料来说，焊接热影响区在加热时组织转变的情况，主要取决于热影响区各点所经历的焊接热循环。 焊接热循环的特殊性为加热时组织转变带来以下特点：
（1）钢在加热时超过奥氏体化温度时将发生奥氏体转变。这个转变过程也是由形核、长大、碳原子扩散、剩余铁素体（或渗碳体）溶解以及奥氏体均匀化等几个阶段所组成，属于扩散性相变。完成上述全过程需要一定的孕育期，在连续加热的条件下就必然要在一定的温度范围内才能完成。加热速度提高时，在较低的温度范围内，来不及完成孕育过程，只能在较高的温度及较宽的温度区
（2）影响奥氏体的均质化程度。焊接时，奥氏体均质化程度可以从两个阶段来分析：
1）在加热的开始阶段，此时的奥氏体在成分和组织上是不均匀的，这种情况随着加热速度的提高和相变温度以上停留时间减少越来越明显。这是因为，加热度快和相变温度以上停留时间短，不利于碳的扩散，因此均质化进行的程度就很差。
2）在冷却阶段，均质化仍在仍在进行，但当冷却到1000℃以下时，碳的扩散能力显著减弱：均质化的过程也显著减弱。因而焊接过程中的奥氏体均质化程度主要取决于加热过程，如果在加热过程中就造成了很差的均质化程度，那么在冷却时，时间再长也不能达到很高的均质化程度。[4]
过冷奥氏体相变转换产物主要取决于过冷奥氏体的稳定性和冷却速度。过冷奥氏体稳定性的影响因素主要有奥氏体化学成份、奥氏体化温度和时间、冷却速度、应力应变等。冷却速度一般用800~500℃的冷却时间（t8/5）来描述。
3.2.2.焊接热循环对热影响区和性能的影响
在焊接热循环的作用下，热影响区由一下及部分构成（图3.2.2a[4]图1.1.b[1]）：
1） 熔合区　　焊缝金属和母材之间的过渡区，即半熔化区和未混合区，称为熔合区，其温度处于固相线与液相线之间。熔合区在化学成分和组织性能上都有较大的不均匀性，在接近母材一侧的金属组织是过热组织，塑性差。同时又因温度梯度大，所以熔合区是很窄的，但对强度、塑性都有很大的影响。在许多情况下，熔合区是产生裂纹、局部脆性破坏的发源地。
2）过热区（相变重结晶去）　　此区段处于1100℃到固相线温度的高温范围内，在这样高温度下，奥氏体晶粒严重长，尤其在1300℃以上时晶粒十分粗大，冷却后就获得粗大的过热组织（气焊时还可能得到魏氏组织），使材料的塑性大大降低，特别对冲击韧性的影响尤为显著。如果焊件的刚性很大，则常在此区产生裂纹。所以，过热区是焊接接头中最危险的区段。
3）正火区（相变重结晶区）金属被加热到Ac3以上稍高的温度下，铁素体和珠光体全部转变为奥氏体。由于焊接时加热速度很快，在高温下停留时间又短，所以奥氏体晶粒还未十分长大。故该区空冷下来后，得到均匀细小的铁素体和珠光体组织，相当于热处理中的正火组织，是接头中综合力学性能最好的区段。此区的温度范约在Ac3~1000℃之围间。
4)不完全重结晶区 Ac1~Ac3之间的热影响区。温度稍高于Ac1，首先珠光体转变为奥氏体, 随温度的升高，在Ac1~Ac3温度范围内只有部分铁素体溶入奥氏体，其余部分铁素体则保留下来。冷却后，奥氏体转变为细小的铁素体和珠光体；而未溶入奥氏体的铁素体不发生转变。随着温度升高，晶粒略有长大。因而冷却后晶粒大小和分布不均匀，使得材料的力学性能不均匀。[4]

（a） (b)
图3.2.2
3.2.3.M-A组元
MA结构由高碳马氏体、低碳位错马氏体及残余傲视题组成。由于热影响区中的奥氏体是连续冷区，首先形成贝氏体的铁素体是剩余的奥氏体中的含碳量上升，最大可达0.5~0.8%左右，当冷却至中文偏下300~500℃时，如果冷区速度足够快，此时残余奥氏体人不分解，在Ms点一下时，生成高碳孪晶马氏体和板条状马氏体，同时残余极少量奥氏体，这便是MA结构，如果冷却速度慢，奥氏体分解为铁素体和碳化物。MA组元通常存在于侧板条铁素体的板条间铁素体晶界上。用苦味酸溶液浸蚀时，在焊缝金相组织中可以见到大块带棱角的灰色或灰黑色相就是MA组元。而用普通的硝酸酒精溶液浸蚀时，MA组元与碳化物组成的混合物很难区分。[2]而它本身极为细小，在1000倍一下观察是相当困难的。
日前，关于MA小岛特征影响因素的研究报导较少，从理论上分析主要还是化学成分和冷却速度。[1] 微合金钢焊缝金属中MA组元的形成与焊缝金属的化学成分特别是碳当量有关。[4]钢的含碳量直接影响到块状物的相对量，降低碳量可以减少岛状组织，同时适当的快冷可以减少岛状物的相对量，并使其细而分散地分命于铁素体中，当冷却速度极为缓慢时，奥氏体则分解为铁素体和碳化物的两相产物，如退化珠光休或上贝氏体等。[1]
MA组元形态与冷却速度有关，当冷却速度较快时MA组元将被拉长呈棒状，随冷却速度减缓，外尺寸增大呈块状 。合金元素对MA形态也有影响，当合金元素增加时，可以提高奥氏体的稳定性，使铁素体板条分布的倾向更明显，导致MA分布于板条问呈长条状（如图3.2.3a[5]），而冷却速度较慢时MA形态变为带尖角的块状物(如图3.2.3b[5])。[1]
图3.2.3
M-A组元不仅出现在焊缝组织中，还可能出现在焊接热影响区(HAZ)内，大量研究表明，M-A组元的形成将会影响焊接接头的韧性、特别是低温冲击韧性，所以控制焊缝中M-A组元的形成条件，减少M-A组元的形成量，是改善焊缝力学性能、特别是低温韧性的重要途径。[2]
热影响区中的M-A结构的数量于t8/5 有关，当t8/5 >20s时，其数量急剧增加，当M-A组元数量达到极大值之后，开始分解为铁素体和碳化物，一般焊接热影响区中的M-A组元最大数量为10%~20%，而随着MA结构数量的增加，焊接热影响区的韧性急剧下降。
当裂纹遇到M-A岛时常常发生转折，表明这些M-A小岛对裂纹有强烈的阻滞作用，而M-A岛中的残余奥氏体是一种有利的韧性相，可降低裂纹尖端应力，消耗部分扩展功，这些因素使得基体因M-A岛状组织的存在而强韧性提高。但当M组织比较粗大时，对韧性将产生不利影响。因为这些粗大的相界面可因塑变而诱发出断裂的核心，在外力的作用下，裂纹得以迅速扩展，导致韧性恶化。而细小弥散的M-A岛状组织则不易于激起脆性断裂的裂纹，即使出现裂纹，它的长度也小于裂纹失稳扩展的临界尺寸。
四.预计达到的目标、完成课题的方案及主要措施
4.1本论文预计达到的目标
1）T8/5对M-A组元形状、数量的影响；
2） M-A组元形状、数量与焊接接头韧性之间的关系 ；
4.2 实验方案及主要措施
本篇论文研究所用试样是X70钢,尺寸为10x10x55mm。
1）对沙市钢管厂所提供的试样在武钢研究院进行热模拟实验，热循环最高温度为1350℃，t8/5 分别取 20s、30s、50s；
2）对进行过热模拟的试样线切割之后，进行打磨、抛光和腐蚀其中，试样采用饱和苦味酸溶液进行腐蚀；

3）对腐蚀之后的试样用SEM对M-A组元进行观察和拍摄相图；
4）对相图进行分析。
五、课题研究的进展计划
1）1~4周、7~13周 毕业设计的主要实验；
2）第5周论文翻译 、第六周 查阅相关文献，完成开题报告；
3）14~16周 ，对实验数据进行整理和分析，得出所要的结论，完成毕业论文的撰写。
六、主要参考文献
[1] 于英姿.管线建设中异种钢焊接接头组织分析及性能研究[D]. 天津大学,2004
[2] 孔君华.高钢级X80管线钢工艺、组织与性能的研究[D]. 华中科技大学,2005
[3] 雷玉成编著.焊接成形技术.化学工业出版社，2004
[4] 李鹤林 郭生武 冯耀荣 霍春勇 柴惠芬编.高强度微台金管线钢显微组织分析与鉴别国谱.石油工业出版社，2001
[5]孟凡刚, 陈玉华, 王勇. 管线钢焊接局部脆化区的M-A组元[J]. 焊接技术, 2007
[6]孙永喜. 我国油气输送用焊管工业发展的前沿问题[J]. 焊管, 2005
[7]黄开文.国外高钢级管线钢的研究与使用情况[J]. 焊管, 2003