▶前言
本研究通过在热循环焊接模拟器中进行焊接热模拟，研究了API 5CT L80套管级钢（0.24C 0.4Si 1.4Mn CrNiCu）的组织结构和力学性能。试样经历了三种不同的峰值温度（1300℃，1150℃，950℃）和五种不同的冷却速率（1℃/s，3℃/s，5℃/s，10℃/s，60℃/s）通过奥氏体转变温度范围。
焊接温度和冷却速率是决定焊缝组织和力学性能的两个最重要的参数。在SAG-FW工艺的后续焊接参数开发的初步筛选阶段，可以略去锻造步骤仅研究焊接温度和冷却速率对焊缝性能的影响。
这种简化的测试过程可以通过应用SMITWELD热循环模拟器®（TCS）进行，用简单的试样几何形状，大大降低了完整的SAG-FW模拟的加工成本。使用SMITWELD模拟器或Gleeble1500模拟器对碳钢进行了热模拟。
▶一、实验细节
本研究中接受实验的管钢是由俄罗斯Volzhsky Pipe Plant生产的API 5CT L80套管级钢，含0.24% C。L80的实际化学成分和机械性能，也包括从表中给出的方程计算出的三个转变温度。
收到的热轧L80管子为名义壁厚11 mm、外径244 mm的大口径管，具有回火马氏体组织。从管壁上加工了尺寸为100×10×5 mm3的热模拟样品，其中100 mm尺寸沿管子纵向方向，10 mm尺寸沿管子径向方向，样品表面采用磨光加工。
对于10×5 mm2的钢样品，使用铜垫片以在夹钳和试样之间获得电接触。在试样表面中间点点焊K型铬铝热电偶，以连续记录温度并存储在系统软件中。夹钳通过水循环冷却。夹钳之间的距离影响加热速率和冷却速率的最大和最小限制。夹钳距离越小，冷却速率越高。
在这项研究中选择了三种不同的焊接温度：1300°C、1150°C和950°C，这些温度是基于有关带保护活性气体锻焊的相关温度。所有情况下都使用了恒定的加热时间为8秒以达到峰值温度。
每个单独冷却速率对应的800°C至500°C之间的冷却时间Δt8/5已在图中给出。模拟的温度循环与实际的过程非常接近，在这个过程中尽可能采用各种方式控制焊后的冷却速率。 60°C/s的冷却速率相当于用水淬火焊接。
1°C/s的冷却速率相当于靠近焊缝的感应加热线圈提供一些热量的非常缓慢的冷却。中间的冷却速率可以通过热传导以及向周围空气的对流和辐射来获得。自然冷却速率取决于锻造后的温度分布。
为了允许局部变形，这种分布将总是非常不均匀的。快速冷却至920°C对于SAG-FW过程也是特征性的，因为高温梯度会导致温度在开始时迅速下降，才能引入线圈进行缓慢冷却。这种初始温度降低有利于限制奥氏体晶粒长大。
用示差热分析仪绘制曲线并分析相变。标记试样表面热电偶位置的位置并在仿真中的峰值温度位置上机加一个V型切口。每个热循环中三个试样在0℃下进行冲击试验，符合油井应用的要求。
根据ASTM E23标准制作了尺寸为55×10×5 mm³的半尺寸冲击试样，热影响区的中心位于试样长度的中心位置。10毫米长的V型缺口的根部半径为0.25毫米。观察到的韧性值除以0.55得到全尺寸韧性值。
采钟摆冲击试验仪进行冲击试验。在仿真区域中间使用维氏硬度测试机进行硬度测试，重量为10千克。
每个仿真区域取5个测量值。试样经过机械抛光和用2％硝酸铁溶液腐蚀后，用光学显微镜观察其显微结构。使用正常的亮场照明进行显微结构研究。
▶二、结果
加热至峰值温度1300°C并以不同冷却速率冷却的样品的微观结构。最慢的冷却速率为1°C/s，导致奥氏体转变为铁素体和珠光体。形成了两种铁素体，即沿前奥氏体晶界和位于先前的奥氏体晶粒内部的维德曼斯塔滕铁素体，也有珠光体。
大的珠光体群体偶尔靠近晶界铁素体，但大多数微观结构由珠光体和维德曼斯塔滕铁素体板细小混合物组成。
根据母材的最小指定抗拉强度和最大硬度分别为655 MPa和254 HV。为使焊接硬度与母材抗拉强度相匹配，所需的最小焊接硬度为204 HV，这给出了等效的硬度和抗拉强度值。
在焊接L80钢的热影响区中需要254和204 HV之间的硬度值。根据API 5CT ，需要在0℃时具有至少27 J的最小HAZ韧性值。
随着峰值温度和冷却速率的增加，硬度也增加，一些个别值偏离了这个总体趋势。对于最高的冷却速率，相较于峰值温度950℃，两个最高峰值温度的焊接模拟硬度要高得多，这符合试样中形成的马氏体数量的预期。
如预期的那样，最慢的冷却速率1°C/s对于所有峰值温度都产生了最软的组织，即铁素体和珠光体。
仅在从最高温度950℃以1℃/s冷却的试样中，硬度值低于所需最小硬度值204 HV。对于峰值温度1300℃，高于3℃/s的冷却速率会产生高于最大限制254 HV的硬度值。以1℃/s和3℃/s的速率从1150℃冷却的试样硬度值在可接受的范围内。
硬度值在回火后有所降低。由于这些试样中含有低量或无马氏体，大多数从最高温度950℃加热的试样的回火仅有轻微的硬度降低。 TP = 950℃试样的情况则是个例外，它被冷却了60℃/s，含有相当数量的马氏体。
回火效果随着试样中存在的马氏体数量的增加而增加。对于以60℃/s冷却的1150℃和1300℃加热的试样，回火的效果不足以将其硬度降至可接受的水平。回火后，所有试样均满足API硬度要求。
对于所有峰值温度，在低和中等冷却速率下，未淬火的焊接模拟韧性随着冷却速率的增加而降低，对于这些冷却速率，峰值温度为950 °C的试样的韧性值远高于峰值温度为1150 °C和1300 °C的试样。
对于峰值温度950 °C，未淬火的韧性随着冷却速率的增加而持续下降，而对于加热到1150 °C和1300 °C的试样，未淬火的韧性在冷却速率从10 °C/s增加到60 °C/s时增加。
除了以60 °C/s冷却的试样之外，所有未淬火的TP=950 °C试样都满足API 5CT的27 J要求，而TP=1300 °C试样则不满足要求。
在未淬火的TP=1150 °C试样中，只有在中等冷却速率5 °C/s和10 °C/s下冷却的试样未达到韧性要求。
所有试样在回火处理后都表现出了韧性增加，因此所有回火试样均满足接受标准。对于所有冷却速率，从950 °C冷却的回火试样的韧性都比从其他两个峰值温度冷却的试样更高。
▶三、讨论
峰值温度和完全奥氏体状态下的冷却速率决定了最终的微观组织，进而决定了材料的力学性能。对于碳钢选择适当的冷却速率对于实现所需的微观组织至关重要。
在加热至1300°C和1150°C峰值温度时，形成了粗大的奥氏体晶粒，在冷却后形成了粗大的组织。在390至350°C之间存在马氏体相变的明显迹象。相变为韦氏铁素体和珠光体发生在温度范围内的~670-550°C。
在较高的相变温度下生长多边形铁素体/珠光体，导致硬度值低于所需的197 HV。未经调质处理的热影响区中间存在的多种显微组织在硬度图中得到了体现。
对于所有三个峰值温度，由于贝氏体和马氏体的形成，最终显微组织的硬度基本上随着冷却速率的增加而增加。最高的两个峰值温度1150 °C和1300 °C给出非常相似的硬度值，在三个最高冷却速率下，这些峰值温度获得的硬度值高于峰值温度为950 °C的硬度值。
在高温下发生的重晶粒生长导致在中等快速和快速冷却过程中形成了硬度相似的显微组织。除了最高冷却速率60°C/s形成的完全马氏体显微组织。这种例外的一个可能原因是1150 °C试样的较细奥氏体在冷却过程中形成了较细的马氏体，导致由于较大的晶界面积而具有较高的硬度。
大多数情况下未回火的热影响区的韧性随着冷却速率的增加而降低。这种趋势的一般原因是随着冷却速率的增加，更脆的微观结构成分被形成。两种例外出现在最高冷却速率与最高峰值温度的组合中，这导致了这些峰值温度的最高韧性值。
其原因可能是在这两个条件下几乎仅形成了马氏体，而冷却速率较低的相应试样则包含类似于上贝氏体和威德曼斯塔滕铁的结构成分。这些结构成分包含沿着晶体界的碳化物颗粒或珠光体，相对于由奥氏体晶界形成的平面马氏体，在本实例中似乎更加脆弱。
一些自回火可能发生在Ms温度392°C以下的马氏体中，对韧性有积极贡献。这在碳含量低得多的钢中已经得到了证实，但它们当然具有更高的马氏体转变温度。在最高冷却速率下冷却的相应试样的断口表面则呈现凹陷。
本研究的一个重要目的是通过TCS实验获得一组数据，以指导选择L80套管级钢的SAG锻焊参数。SAG-FW是一种固态焊接过程，在焊接前通过电阻或感应加热加热焊接面，然后将其锻造在一起。
锻造过程中引入的塑性变形将通过再结晶或回复改变奥氏体组织，取决于变形温度，从而导致奥氏体晶粒尺寸的减小和/或奥氏体晶粒内亚晶的形成，这在大多数情况下都将有利于形成更细小和更韧性更好的微观组织，代价是失去了含大铁素体、珠光体颗粒、菌落、威德曼斯塔滕铁、贝氏体和或马氏体的脆性粗晶组织。
关于峰值温度下塑性变形对硬度曲线的影响更难以预见，因为奥氏体晶粒细化将对最终硬度产生正面和负面影响。锻造可能会将TP=1300℃的图表向图中1150℃的图表位置移动，因为在模拟期间，这些峰值温度形成了类似的显微组织。
对于TP = 1150°C，同样可以合理地认为锻造步骤将导致硬度曲线向下移动，因为晶粒尺寸的减小通常会导致更稳定和软的相更多地形成。细化组织也可能会对硬度产生积极贡献。
冷却速率为10°C/s和特别是60°C/s可能会产生过于坚硬的锻焊接头，3°C/s和5°C/s是候选的冷却速率，假设锻造通过增加软的晶界铁素体数量来降低硬度。对于最低冷却速率1°C/s，TCS实验的所有峰值温度下仅形成铁素体和珠光体。
▶六、结论
对于峰值温度为1300℃，在1℃/s的冷却速率下进行锻造，不需要进行后续回火处理即可达到所需的韧性和硬度要求。在更高的冷却速率下，如10℃/s和60℃/s，将会产生过硬的锻焊接头。在进行锻造时，由于组织的细化作用，可以在1℃/s、3℃/s和5℃/s的冷却速率下达到所需的硬度要求。
峰值温度为1150℃时，锻造会使硬度图向下移动，较小的奥氏体晶粒会引起更稳定和软的相的更多形成。细化组织也有可能对硬度产生积极的影响。
在1℃/s和5℃/s的冷却速率下，可以达到所需的硬度要求，假设锻造会增加软的晶界铁素体的数量。对于最低的冷却速率1℃/s，所有峰值温度下都形成了铁素体和珠光体。1150℃试样的硬度为202 HV，非常接近最低要求。
在进行锻造后，由于组织的细化作用，其硬度有可能会增加，但情况不确定，对于铁素体-珠光体组织，随着铁素体晶粒尺寸的减小，其硬度也随之下降，这可能是由于随着奥氏体晶粒尺寸的减小，珠光体的数量减少的原因。
对于所有峰值温度，最高冷却速率60℃/s产生了不同比例的马氏体，最低冷却速率1℃/s产生了珠光体和铁素体成分的混合物，如多边形铁素体、晶界铁素体和魏氏体铁素体。中间的冷却速率产生了铁素体、贝氏体和马氏体的混合物。
对于每个峰值温度，最高冷却速率产生的显微组织未能满足硬度或韧性的接受标准，或两者都未满足。峰值温度越高，满足机械性能的冷却速率越少。
在680℃时淬火1s可以提高韧性，对于所有三个峰值温度的所有冷却速率都可以获得可接受的值。两个最高峰值温度的最高冷却速率下的四个试件仍未满足最大硬度要求。
▶参考文献
1、Ø. A. Ellingsen，《对不可焊接钢材K55、L80和L80SS的锻焊》，挪威科技大学出版社，2010年。
2、V. Palanisamy，B. Salberg，J. K. Solberg和P. T. Moe，《API 5CT L80套管级钢在不同温度下的显微组织和力学性能》，里约热内卢出版社，2012年。
3、特隆赫姆《小规模锻焊，工艺设计与分析》，挪威科技大学出版社，2013年。
