摘要

研究了热输入和焊接速度对20 mm高强度管道钢X120单道次混合激光弧焊板组织和力学性能的影响。热输入在1.4 kJ mm⁻¹ ~ 2.9 kJ mm⁻¹之间变化，焊接速度在0.5 m min⁻¹ ~ 1.5 m min⁻¹之间变化。提出了一种基于外部振荡电磁场的槽架补偿技术。该技术的一个主要优点是，焊接速度和冷却时间t_8/5可以在一个大的参数窗口内变化，而不会影响焊缝根部质量。该方法可满足X120管道钢的推荐焊接热循环。所有测试Charpy-V试样的冲击能均满足API 5 L的要求。当热输入较高时，在测试温度为−40 ℃时，平均冲击能为144 ± 37 J。高于1.6 kJ mm⁻¹的高热输入导致焊缝金属和热影响区软化，导致强度损失。当热输入在1.4 kJ mm⁻¹到1.6 kJ mm⁻¹之间时，拉伸强度最小可达915 MPa。

1 介绍

超高强度钢种可在不增加管壁厚度的情况下在天然气输送管线中实现更高的工作压力。这反过来又带来了许多经济效益，例如降低材料消耗以及降低运输和制造成本。不得不提到的是，这种角度钢种的制造程序正在不断研究和改进。Kong等人（2015）在他们的工作中表明，在钢中添加Ti和B元素可以提高屈服和抗拉强度水平。随着轧制过程中最终加速冷却温度的降低，强度也可以逐渐增加。Asahi等人（2004）报告说，X120的大直径管可以在适当的成型条件和某些工具设计标准下制造用于批量生产。

在过去的50年中，由于冶金和制造技术的进步，钢的强度逐渐增加，以响应市场对更轻，更坚固的钢材的需求。为了达到具有足够韧性和延展性的高强度和可焊性，需要开发高强度低合金（HSLA）钢。HSLA钢通常含有非常低的碳含量和少量的合金元素，这些由美国石油学会（API）按其强度排序（X-42，X-46，X-52，X-56，X-60，X-65，X-70，X-80，X-100和X-120）。这些特性是通过仔细选择微合金成分和优化热机械加工（TMP）以及TMP之后的加速冷却条件来实现的。

与普通碳钢相比，HSLA钢的开发旨在获得更好的机械性能，以及卓越的耐腐蚀性能。合金元素包括0.05-0.25%的碳，锰含量高达2%，以及少量的铬，镍，钼，铜，氮，钒，铌，钛和锆，可以以不同的比例使用。

HSLA钢的种类很多，如耐候钢、微合金铁素体-珠光体钢、轧制珠光体钢、针状铁素体钢、双相钢和夹杂物形状控制钢。通常，耐候钢的成分包括少量合金元素以提高耐腐蚀性。铜的添加通常用于空气中磷和硫含量较低的大气中。通常，微合金铁素体 - 珠光体钢具有小比例的硬质合金成型剂（如钒和钛）的组合物，这些硬质合金成型剂通过沉淀硬化和晶粒细化来增强钢。轧制珠光体钢通常只含有碳和锰，但可以添加其他元素以增加其强度。双相钢使用微合金化来制造具有分散马氏体的铁素体基体。

这些钢的重要性在于它们在各种商业和工业应用中的使用;因此，它们已成为在许多领域取得巨大进步的关键材料，例如：建筑、重型车辆、储罐、铁路车厢、石油钻井平台、碳氢化合物运输管道等等。

 抗拉强度与碳含量变化的钢的转变温度的函数关系。

通常，X120级管道钢的碳含量降低小于0.1wt%，从冶金角度可以表征为具有良好的焊接性。

尽管如此，对未来开发合适的焊接材料的需求也很高，尤其是对于 X120 等等级。文献综述表明，在这方面已经进行了几项研究。通常，与基材相比，预计填充焊丝具有过配强度。X120 SAW匹配焊丝的最新进展之一在Zhang等人的专利（2017）中有所描述。开发的焊丝可确保约960 MPa的抗拉强度。然而，现代钢 X120 的抗拉强度可以超过 1000 MPa。通过简单地添加更高的合金含量，这个问题无法解决，因为它会导致焊接接头韧性降低或冷裂纹。在某些情况下，最好使用不匹配的填充焊丝，并且可以在焊接接头的机械性能方面产生可接受的结果。Gook等人（2014）表明，即使金属芯线的强度不匹配，也可以通过20 mm厚的管线X120板的HLAW达到API 5 L的最小拉伸强度和冲击能量。

作为一种折衷方案，混合激光弧焊(HLAW)在20世纪70年代末被开发出来，通过在同一个熔池中耦合LBW和GMAW，使得与LBW相比，冷却速率降低，热量输入更低，生产率提高，填充丝消耗更低(Eboo等人，1978)。多项研究表明，HLAW成功地应用于9.3 mm厚的HSLA钢(Cao等人，2011)、12.5 mm不同接头的HSLA钢(Atabaki等人，2014)或双面焊接技术(Chen等人，2013)。Rethmeier等人(2009)报道，结合HLAW和GMAW工艺的多层技术可以焊接32 mm厚的材料。由于工艺方面的原因，单道次弧焊法在厚型材焊接中的应用还受到一定的限制。其中一个限制因素是重力掉落的形成，这通常发生在焊接厚板在平面位置和焊接速度降低时。在这种情况下，静水压力超过了依赖于表面张力的拉普拉斯压力。降低焊接速度下焊缝根宽的增加导致表面张力的降低，这就是为什么只有足够高的焊接速度，特别是在平面位置，才能实现稳定的过程，这导致了较高的冷却速率。为了克服焊接过程中产生的下垂问题，控制焊接速度所产生的热输入，本文采用了一种基于振荡磁场和感应涡流在熔池中产生洛伦兹力的新型熔池支撑技术。这种技术工作的非接触式，这是一个明显的优势，比通常的浴槽支架。

振荡磁场B垂直于焊接方向，由交流磁铁产生。电密度j与焊接方向平行。得到的洛伦兹力FL= bxj向上，抵消了静水压力ph和电弧压力parc。电磁熔池支撑系统方案如图1所示。

图1 根据Avilov等人（2012）的电磁焊池支撑系统方案。

所提出的技术旨在引入气体过渡管道以及设备制造中的容器和容器。在此类应用中，保证焊缝质量，特别是控制缺乏根部融合和完全熔透，是最重要的。正如Dupriez和Truckenbrodt（2016）所描述的那样，最近在激光材料加工中现代过程监测方法的经验，如光学相干断层扫描（OCT），可以实现高度精确的自动焊缝跟踪，并提供激光焊接过程中无损在线过程监控和质量保证的可能性。

本研究旨在研究热输入和焊接速度对HLAW焊接厚钢板X120的拉伸强度和韧性等力学性能的影响，同时使用电磁熔池支护并保持焊缝质量要求。

2.实验

激光光学器件和GMAW割炬安装在机器人手臂上，激光轴与焊缝试样表面成90°，GMA割炬相对于激光轴倾斜25°。实验是在电弧前导位置和两个热源之间距离为4 mm的情况下进行的。激光束在焊缝试样顶面下方 11 mm 处聚焦不足。电线伸出保持在18 mm，见图2（a）。交流磁体位于工件下方 2 mm，其中两个磁极之间的距离为 25 mm。激光光学器件和GMAW手电筒正好位于磁极之间的中间。工件由 x-y 定位工作台移动。在焊接过程中，加工头和磁铁保持在固定位置。实验设置如图2（b）所示。

图 2 带有电磁熔池支持系统的HLAW：（a）工艺布置和（b）实验装置。

焊接后，切割中长位置的横向截面进行金相检查。切割表面通过使用2%硝酸盐溶液进行抛光和蚀刻来制备。维氏硬度测量是用莱茨显微硬度计Miniload 2和数据记录仪Leitz RZD-DO进行的。试验在4.9 N负载和15 s停留时间下进行。维氏硬度试验机根据DIN EN ISO 6507-3进行校准，HV0.5测量值的最大偏差为±3%。测量在材料厚度的三个水平上进行：上部（表面以下2毫米），中间和根部（底部以上2毫米）。硬度测量线的示意图如图3所示。在焊接试样的顶面以下 4 mm 处提取夏比 V 形缺口试样，然后根据 DIN EN ISO 148-1 标准 55 x 10 x 10 mm 进行加工3尺寸。凹口放置在WM中心。所有夏比试验均在-40°C下进行。此外，根据DIN 50125表格B，从板厚度中间提取直径为12 mm的圆形拉伸试样。对每个样品进行五到十次冲击试验和三次拉伸试验。夏比V型缺口试样和拉伸试样的取样图分别如图4（a）和（b）所示。

图 3 硬度测量线的示意图。

图 4 标本采集计划：（a）夏比V型缺口标本;（b）拉伸试样和尺寸。

3.结果和讨论

焊接接头的目视测试没有发现缺陷，例如裂纹、气孔、不完全融合或缺乏穿透力。焊接接头如图5所示的示例性。可以观察到，在整个焊缝长度上，根部通过产生的电磁压力进行了理想补偿，为什么焊接接头满足ISO 12932与质量B相关的要求。

图 5 采用电磁熔池支撑技术的混合激光电弧焊接接头的端面和根部，使用16.5 kW激光功率，焊接速度为1 m min⁻¹.

对截面焊缝形状形成的金相评估可以得出结论，完全熔透的焊缝形成酒杯形状，这是HLAW的典型特征。影响焊缝质量和焊缝形状的最重要焊接参数是焊接速度、激光功率、电弧功率和 HLAW 工艺配置，例如 GMAW 电弧的领先模式。厚壁HLAW焊缝的形状可分为两部分。上部是弧主导区，具有宽的熔合区和HAZ，而下部以激光为主，其特点是狭窄且几乎平行的接缝侧面。图6显示了具有不同焊接速度和产生的热输入的管线钢X120单层焊接20 mm厚板的示例横截面。

图 6 具有不同热输入的 20 mm 厚板 X120 上的单层 HLAW 横截面。

在电磁熔池支撑系统的帮助下，可以进行 20 mm 厚的 HLAW 焊缝，而不会流挂、重力脱落和不允许的根部加固。静水压力可以通过所有焊接接头的向上定向洛伦兹力有效补偿，产生不同的焊接速度，在0.5 m min⁻¹之间变化和 1.5 min⁻¹最小。需要更高的送丝速度来填充坡口，尤其是在 1.25 m min⁻¹ 的高焊接速度下最小。

为了对整个焊缝长度上的根部进行定性分析，并可视化熔池支撑系统的安全工作，使用激光轮廓扫描仪测量根部多余的焊缝金属。很明显，通过电磁熔池支撑系统对根部进行了轻微的过度补偿。根据Üstündağ等人（2018b）的结果，可以优化作用磁力，从而解决过补偿效应。在这项研究的框架内，这一点没有进一步研究，因为目的是检查焊缝的机械性能。在这种情况下，拉伸和冲击试样部分提取在中等厚度。焊缝根部的激光轮廓扫描如图7所示。

图 7 在整个接缝长度上对根部进行激光轮廓扫描。

由于高热输入，HAZ中的温度梯度较浅导致形成更宽的粗粒热影响区（CGHAZ）。由于焊接过程中这些区域的温度不同，HAZ内的晶粒尺寸从熔合区（FZ）逐渐变化到细晶热影响区（FGHAZ）。因此，HAZ可分为CGHAZ，FGHAZ和临界间热影响区（ICHAZ）。CGHAZ包围焊缝金属。宽CGHAZ可以降低热裂纹敏感性，因为晶界面积较大，可以容纳应力松弛。由于晶粒粗化，强度损失是可以预期的。还可以识别出，随着热输入的减少，HAZ会变窄。在最低焊接速度下，中等厚度的HAZ宽度约为5.4 mm。随着焊接速度增加到0.8 mm，HAZ的宽度减小。FZ的宽度也随着焊接速度的增加而减小。焊接区域的整个宽度（包括FZ和HAZ）应最小化。为了分析焊缝形状和HAZ中的不同区域，测量了该区域的宽度，如图8所示。

图 8 用于分析焊缝形状几何形状的示意图。

图9清楚地显示了不同层材料厚度和中厚HAZ宽度中FZ几何形状的变化。很明显，FZ和HAZ的宽度随着热输入的增加而增加。由于V型槽，上部的宽度较大，必须用焊丝填充。由于在 2.9 kJ mm⁻¹ 的高热输入下，与焊接速度相关的高送丝速率与根部相比，焊缝上部的宽度上升得更快，其中电弧过程没有显著影响。

图 9 焊缝形状几何形状取决于热输入和t_8/5-时间。

焊接样品的微观结构主要取决于局部热循环、冷却条件和焊接过程中达到的峰值温度。高热输入是否会导致软微观结构的形成，从而导致强度下降，这也具有很大的实际意义。制作了显微图像，研究了焊接速度和热输入等焊接参数对HAZ尺寸、HAZ中微观组织和晶粒尺寸分布的影响。图10显示了在不同热输入下进行的HLAW焊缝X120的微观结构发展。金相检验在熔融线（FL）相邻的广阔区域进行，包括HAZ和BM。平均晶粒尺寸通过软件在金相显微照片上根据ASTM标准E 112进行定义。可以识别热输入与HAZ宽度之间的相关性。

图 10 不同热输入下HLAW焊缝X120在FL相邻（包括HAZ和BM）的微观结构发展。

2.9 kJ mm ⁻¹的高热输入导致广泛的HAZ，在那里可以观察到谷物粗化。CGHAZ和FGHAZ的平均晶粒尺寸分别为18.9 μm和3.3 μm。FGHAZ中的晶粒尺寸在2.4μm和4.7μm之间变化，具体取决于热输入。由于FGHAZ，ICHAZ和亚临界HAZ（SCHAZ）不会因与FZ和热源的距离增加而暴露在高峰值温度下，因此这些区域主要由小颗粒组成，对于焊接接头的这些区域，可以预期具有很高的冲击韧性。由于晶粒更细，预计抗拉强度将随着热量输入的减少而增加。图11显示了不同热输入下CGHAZ和FGHAZ中的晶粒尺寸分布。

图 11 HLAW 焊缝 X120 的 HAZ 中的晶粒尺寸取决于热输入。

CGHAZ和FCHAZ都具有贝氏体或贝氏体-马氏体微观结构，而BM主要由较低的贝氏体组成，这是由于制造过程中添加了铌和硼。WM微观结构根据热输入的比较如图12所示。对于所有样品，微观结构以不同形态的贝氏体为主。

图 12 HLAW 焊缝 X120 的 WM 微观结构取决于热输入。

除了焊接过程中的热循环外，WM的微观结构也通过焊丝的冶金来调整。因此，在焊丝中添加0.45%的Mo作为微量元素，从而提高了焊缝金属的强度和低温下的抗冲击性。正如Villalobos等人（2018）所示，添加一定量的Mo会降低焊后冷却过程中的相变温度。这改善了焊缝金属结构，同时扩大了贝氏体的地层温度范围。

图13显示了不同热输入下WM（图13（a））和HAZ（图13（b））的显微硬度HV0.5的平均值。可以清楚地看到硬度随着热输入的增加而逐渐恶化。焊缝的软化效果最大，焊接速度为0.5 m min⁻¹。因此热输入最高。在这种情况下，WM 和 HAZ 中的平均硬度值相应下降到 240 HV 和 290 HV。与310 HV母材的硬度相比，硬度的这种下降会导致焊接强度显着下降。同样值得注意的是，工艺热量以0.5 m min^-1的低焊接速度均匀分布在焊缝厚度上。这种效应的指示是WM的上部，中部和根部的硬度值在240±20HV的水平，导致大致相同的软化程度。在较高的焊接速度下，可以观察到焊缝不同部位的局部硬度水平差异。造成这种效应的原因是焊接过程中工艺热量在焊缝的上部和根部分布不均匀。

图 13 在不同焊接速度下进行的HLAW焊缝的维氏硬度结果：a）WM的显微硬度，b） HAZ的显微硬度。

在分析硬度测量值时，可以看出焊缝根部存在最高的WM硬度（图13（a）），而对于HAZ，最大硬度在焊缝顶部（图13（b））。然而，在解释这些结果时，必须考虑HAZ中测量硬度值的相对较大的散射。在硬度测试期间，周围的材料被印记变形，从而改变材料性能。为了防止对确定的硬度进行错误解释，在维氏硬度测试期间，印记之间的距离选择为0.5毫米。另一方面，激光混合焊缝的HAZ相对较窄，由异质性区域组成，因此在技术上难以将硬度印记重复地放置在具有相同硬度特性的HAZ区域中。图14示例显示了在2.2 kJ mm的热输入下对称测量的焊缝右侧和左侧以HAZ为单位的硬度值的波动−1焊接速度为0.75 m min−1.结果表明，对于不同的热输入，HAZ的硬度值平均略低于基材的硬度值，但HAZ中的材料软化程度与热输入之间没有可靠的相关性。

图14 当热输入为2.2 kJ mm⁻¹，焊接速度0.75 m min⁻¹时，HLAW焊缝的热影响区各维氏显微硬度值。

拉伸试验的结果表明，所有试样在WM或向HAZ的过渡处都破裂。由于WM边界处的晶粒粗化，具有较低热输入的焊接样品在HAZ附近断裂。根据 API 5 L 的规定，只有当焊接速度高于 1.25 m min⁻¹ 时，才能达到 915 MPa 的最小抗拉强度。由于焊缝金属的热输入减少和硬度增加，预计这些样品将达到抗拉强度的要求。减少的热量输入也会导致较低的晶粒粗化，从而对接缝的强度产生积极影响。根据DIN EN ISO 6892-1对各种焊接速度进行的拉伸测试结果如图15所示。根据API 5 L和EN ISO 3183，焊接接头的接头效率、抗拉强度和焊接接头的最小抗拉强度为915 MPa，如图15所示。

图 15 在不同焊接速度下进行的HLAW焊缝的拉伸试验结果和接头效率。

图16举例显示了两个拉伸测试样品，它们是由HLAW工艺生产的，具有最高的研究热输入和最低的热输入，断裂位置在WM和HAZ边界。所有样品均显示杯状和锥状骨折，在WM处有颈缩。

图 16 HLAW焊接的横向拉伸试样的断裂位置。

通过在拉伸强度方面使用不匹配的填充焊丝，从高热输入焊缝中取出的拉伸样品会在WM中断裂并且不符合抗拉强度要求。具有高热输入的宽焊缝意味着WM与BM的高度稀释，这表明焊缝的抗拉强度由不匹配的填充焊丝决定。对于较低的热输入和由此产生的薄焊缝，微观结构是细晶粒的，并达到所需的最小抗拉强度 915 MPa。根据标准API 5 L和EN ISO 3183，如果达到要求的最小抗拉强度915 MPa，WM中的断裂是可以接受的。填充焊丝制造商给出的机械性能是指纯焊缝金属在通常较高的热输入下的拉伸强度，而不考虑稀释效应。

被测拉伸样品的应力应变图如图17所示。可以识别的是，抗拉强度随着焊接速度的增加和热输入的减少而提高。其中一个样品具有特征路线（蓝色连续线），并且随着应变的增加而迅速下降。随后，用扫描电子显微镜（SEM）检查该样品的断裂表面，如图18所示。裂缝表面形貌评价表明，所有样品均存在延性-脆性混合断裂。每个参数集一次被测样品的断裂面如图19所示。

图 17 不同焊接速度下被研究样品的应力应变曲线。

图 18 使用16.5 kW激光功率和19.3 kW电弧功率在1 m min⁻¹焊接速度下焊接拉伸试件的SEM图像。

图 19 不同热输入的夏比冲击试验试样的断裂表面。

激光或混合激光焊缝的v型缺口夏比试验有时会出现断裂路径偏差(FPD)，导致母材较软(Ohata etal .(2015))，因此，以下部分可被分类为韧性断裂。FPD的发生问题与焊缝金属的韧性值的正确评估是有关联的。缺口杆冲击试验结果的断裂路径图像如图20所示。可以看出，断裂路径主要通过焊缝金属向母材中传播，没有PDF。

图 20 缺口杆冲击试验结果的断裂路径图像。

在5种不同的热输入条件下，对20根 mm厚的X120级管线钢进行了单道次HLAW试验研究。实验在0.5 m min ^{- 1}和1.5 m min ^{- 1}的焊接速度范围内进行。采用一种新的基于外部振荡磁场的浴槽支撑技术防止了重力脱落。

研究的主要成果如下:

•20块 mm厚的X120级板的HLAW可以单道焊接，无根焊缝金属过量，其中交流磁铁在1.7 kW至2.1 kW交流功率下工作，振荡频率1.2 kHz;

•与传统的HLAW参数相比，其冷却时间较短。通过使用电磁熔池支架，焊接热循环可以转向较低的冷却速率;

•与钢厂商提供的规格相比，冷却时间为2 s至3 s时，拉伸强度和夏比韧性均可获得满意的结果;

•较高的冷却时间t_8/5导致软化，晶粒粗化和强度损失，由于更高的热输入。

来源：Hybrid laser arc welding of thick high-strength pipeline steels of grade X120 with adapted heat input, Journal of Materials Processing Technology, doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2019.116358

参考文献：Sugiyama, N. Maruyama, K. Shinada, K. Koyama, Y. Terada, H. Akasaki, N. Ayukawa, M. Murata, N. Doi, H. Miyazaki, T. Yoshida, Development of Ultra-high-strength Linepipe, X120. Nippon Steel Technical Report 90, (2004), pp. 82-87