1. 引言
全自动焊是目前长输管道焊接最高效的焊接方式，常用的焊接方法为熔化极气体保护焊(GMAW, Gas Metal Arc Welding)，焊缝成形好，焊接质量稳定[1]-[3]。但随着大口径、大壁厚高钢级管线钢的应用，焊接设备及焊接工艺的不断创新与探索，GMAW的焊接效率已达瓶颈。而盲目地提高熔敷速度，易产生未焊透、未熔合等缺陷[4]。同时，现行的手工焊、半自动焊、全自动焊等多种管道焊接方式多为全位置焊接，平焊、立焊、仰焊等不同焊接位置常因焊枪位置调整和重力影响，导致熔池形貌变化和传热不均匀，进而引起不同位置冲击性能和CTOD性能离散，导致焊接质量不稳定[5]-[9]。探索更高效、更高质量的焊接方法迫在眉睫。
双连管(又称“二接一”)是一种预先将两根为一组的钢管组对焊接在一起，经检测合格后并入主线路，再进行组对焊接的一种管道施工工艺。双连管预制焊接焊在固定场地内，焊接环境稳定，焊机参数无需反复调整，焊机无需频繁挪动，焊缝质量更容易保证[10] [11]。探索高效率、高质量的双连管预制焊接工艺对提升长输管道施工效率意义非凡。
本文采用GMAW + 埋弧焊(SAW, Submerged Arc Welding)焊接工艺对双连管进行预制焊接，焊接完成后对接头进行组织观察和力学性能测试。通过微观组织和力学试验相结合的方法，探究影响焊接接头性能的因素。对下一步指导双连管现场焊接，提升环焊接头焊接质量有重要意义。
2. 焊接材料、设备及试验方法
2.1. 母材
本研究所用母材为X80M直缝钢管，直径为1219 mm，壁厚为18.4 mm。母材化学成分和机械性能如表1所示。
Table 1. Chemical composition (mass fraction, %) and mechanical properties of base metal
表1. 母材的化学成分(质量分数，%)和机械性能
| 化学成分 |
C |
Mn |
Si |
P |
S |
Mo |
Ni |
Cr |
Cu |
V |
Nb |
Ti |
Al |
N |
B |
| 0.055 |
1.65 |
0.17 |
0.011 |
0.001 |
0.099 |
0.117 |
0.144 |
0.135 |
0.005 |
0.048 |
0.013 |
0.024 |
0.005 |
0.0002 |
| 力学性能 |
屈服强度ReL (MPa) |
抗拉强度Rm (MPa) |
断后伸长率A (%) |
| 590 |
685 |
29 |
2.2. 焊接材料
GMAW采用BOEHLER SG8-P型实心焊丝，直径为0.9 mm。SAW采用KGS-H80GX型焊丝，直径为3.2 mm，焊剂采用KGF-H101G (使用前350℃烘干2小时)。焊材的化学成分和机械性能见表2。
Table 2. Chemical composition (mass fraction, %) and mechanical properties of welding materials
表2. 焊材的化学成分(质量分数，%)和机械性能
| 化学成分 |
型号 |
C |
Si |
Mn |
P |
S |
Cr |
Ni |
V |
Ti |
Mo |
B |
Cu |
Al |
| BOEHLER SG8-P |
0.06 |
0.68 |
1.56 |
0.008 |
0.009 |
0.02 |
0.84 |
0.001 |
0.07 |
0.003 |
/ |
0.13 |
0.003 |
| KGS-H80GX |
0.05 |
0.33 |
1.82 |
0.009 |
0.002 |
/ |
/ |
/ |
0.02 |
0.36 |
0.004 |
0.02 |
/ |
| 力学性能 |
型号 |
屈服强度ReL (MPa) |
抗拉强度Rm (MPa) |
断后伸长率A (%) |
| BOEHLER SG8-P |
520 |
595 |
29 |
| KGS-H80GX |
684 |
587 |
28.5 |
2.3. 焊接系统
采用GMAW + SAW工艺进行双连管预制焊接。根焊采用目前管道焊接常用的GMAW焊接设备。双面埋弧焊采用自主研制的移动式自动化预制设备。埋弧焊包括内埋弧焊和外埋弧焊。内埋弧焊是将焊接小车安装到柔性内轨道上，通过设置焊接小车沿轨道周向行走速度，当其和钢管旋转速度大小一致，方向相反来实现平焊位置焊接。外埋弧是将焊接机头固定在水平位置，通过钢管旋转来实现平焊位置焊接。内、外埋弧焊示意分别如图1(a)和图1(b)所示，钢管旋转见图1(c)。
2.4. 焊接工艺
双连管焊接工艺流程如图2所示，分为焊前准备和焊接两部分。焊前准备包括坡口加工、设备调试、对口和预热，焊接包括根焊焊接和内、外埋弧焊接。其中，坡口形式和焊接层道数如图3所示。坡口为X形坡口，其中上坡口面角度α = 40˚，下坡口面角度β = 50˚，钝边p = 2.5 mm，下坡口面高度h = 7.5 mm，采用无间隙组对。如图3(b)所示，焊接一共分为3道次。首先，利用GMAW进行第1道次根焊焊接。其次，在钢管内部进行第2道次的内埋弧焊接。最后，在钢管外部进行第3道次的外埋弧焊接。经实际测量，根焊焊接所需时间为180 s~210 s，内埋弧焊接所需时间为360 s~380 s，外埋弧焊接所需时间为370 s~390 s。而传统GMAW方法焊接X80M D1219 × 18.4钢管，至少需要经过4层6道的焊接，每一焊接道次所需焊接时间至少为180 s，并且每个焊道之间均需要进行打磨处理。与传统GMAW工艺相比，本研究所用GMAW + SAW工艺焊接效率得到显著提升。具体焊接工艺参数如表3所示。
Figure 1. Schematic diagram of SAW welding process. (a) Internal SAW; (b) External SAW; (c) Rotation of the steel pipe
图1. 埋弧焊焊接示意图。(a) 内埋弧焊；(b) 外埋弧焊；(c) 钢管旋转
Figure 2. The welding process. (a) Groove form; (b) Number of passes of the welding layer
图2. 双连管焊接流程。(a) 坡口形式；(b) 焊接层道数
Figure 3. Groove form and number of passes of the welding layer
图3. 坡口形式和焊接层道数
Table 3. Welding process parameters
表3. 焊接工艺参数
| 焊道 |
焊接电流(A) |
电弧电压(V) |
焊接速度(cm/min) |
焊接热输入(kJ/mm) |
| 根焊 |
240~290 |
22~24 |
120~140 |
0.25~0.31 |
| 内埋弧焊 |
640~660 |
30~35 |
62~66 |
1.95~2.01 |
| 外埋弧焊 |
620~680 |
30~35 |
62~66 |
1.89~2.07 |
2.5. 焊接操作要点
(1) 焊接热输入是影响焊缝成形的主要因素。焊接参数主要包括焊接电流、焊接电压和焊接速度。在实际SAW焊接参数调试过程中，发现焊接电流对焊缝成型影响较大，例如当SAW焊接电流超过700 A时，熔深虽然较大，但是熔宽增加更明显，焊后不能保证焊缝余高要求。通过控制变量的方法，逐个调整焊接参数进行优化匹配。最终实现了全熔透，并且保证焊缝余高满足要求。
(2) 根焊主要是将钢管固定在一起，保证后续SAW焊接时钢管能在滚轮上同步旋转。根焊后可以确保焊剂的保护效果，同时减少埋弧焊烧穿的风险。
(3) 内埋弧焊引弧时，当焊枪角度为5˚时开始焊接，焊接电流调整为650 A，焊接电压调整为30 V~35 V。在焊接过程中需要注意观察焊道成型质量，控制焊枪角度维持在5˚左右，及时清理埋弧焊渣。在收弧时要使小车恰好在起弧的位置进行收弧，并且注意接头搭接质量。
(4) 外埋弧焊引弧时，当焊枪角度为8˚时开始焊接，将焊接电流调整为650 A，焊接电压调整为30 V~35 V。在焊接过程中需要注意观察焊道成型质量，控制焊枪角度维持在8˚左右，及时清理埋弧焊渣。
2.6. 性能试验方法
依照DEC-OGP-G-WD-002-2020-1对接头进行宏观金相、横向拉伸、全焊缝拉伸、弯曲(包括背弯和侧弯)、刻槽、冲击、硬度和CTOD试验，取样位置如图4所示。
Figure 4. Schematic diagram of sampling position
图4. 取样位置示意图
其中，宏观金相试样经打磨抛光后，用4%硝酸酒精腐蚀13 s~18 s，采用JSM-7200F型扫描电镜(SEM)观察接头组织。横向拉伸试样尺寸为18.4 mm×19 mm，全焊缝拉伸采用圆棒试样，直径5 mm，测量内埋弧焊缝和外埋弧焊缝两处焊缝性能，全焊缝拉伸试验取样示意见图5，按照GB/T 228.1-2021进行拉伸试验。侧弯试样尺寸为25 mm × 12.7 mm × 230 mm，背弯试样尺寸为18.4 mm × 13 mm × 230 mm，弯曲试验标准为GB/T 2653-2008。刻槽锤断试样尺寸为25 mm × 18.4 mm × 250 mm，试验过程符合GB/T 31032-2014。冲击试样尺寸为10 mm × 10 mm × 55 mm，试验温度为−10℃，试验过程符合GB/T 229-2020，测量焊缝中心(WM)和热影响区(HAZ)两个位置的冲击性能，图6为冲击开缺口位置示意图。硬度试验在宏观金相试样上进行，打点位置示意见图7。CTOD试样尺寸为14 mm × 28 mm × 140 mm，试验温度为−5℃，试验过程符合GB/T 21143-2014，数据处理符合ISO 15653-2018，测量WM和HAZ两个位置的CTOD值，开缺口位置见图8。
Figure 5. Full-weld tensile sampling location
图5. 全焊缝拉伸取样位置
Figure 6. Notch position for impact test
图6. 冲击试验开缺口位置
Figure 7. Dotting position for hardness test
图7. 硬度试验打点位置
Figure 8. Notch position of CTOD test
图8. CTOD试验开缺口位置
3. 试验结果分析
3.1. 宏观与微观组织
图9为焊接完成后的宏观金相和SEM组织。由图9(a)宏观金相可见，经历过高电流、高电压及高热输入的内、外埋弧焊接后，第1道次根焊焊道已经被完全熔透，仅可观察到第2、3道次内、外埋弧焊接，埋弧焊交界处可观察到明显的内、外埋弧焊道分界线。宏观金相表面无裂纹、气孔、未熔合、夹渣等缺陷，符合宏观金相检验相关标准要求。
图9(b)、图9(c)分别为接头焊缝区典型组织形貌。可见焊缝区组织由不同形状的铁素体和贝氏体构成，主要为：针状铁素体(AF, Acicular Ferrite)、多边形铁素体(PF, Polygonal Ferrite)、板条贝氏体(BF, Bainitic Ferrite)和粒状贝氏体(GB, Granular Bainite)。这种铁素体 + 贝氏体的双相结构，在发生变形时，具有良好塑韧性的铁素体先应变，可以保证焊缝金属具有较高的塑性变形能力，高强度和高硬度的贝氏体后应变可以提供较高的强度[12]。观察不同位置焊缝组织时，发现焊缝内部存在多处GB聚集区(图9(c))，GB晶粒尺寸本就高于其他焊缝区组织，GB的聚集会对焊缝区韧性产生不利影响。如图9(d)所示，根焊焊缝区被完全熔掉，已无法观察到根焊区组织，仅可观察到内、外埋弧焊焊缝区的组织。两侧组织被内、外埋弧焊道分界线分隔开来，分界线的存在使得两侧原本均匀的组织割离，必然会对焊缝区韧性造成一定影响。
在高电流、高电压的作用下，临近焊缝区的母材被加热到较高温度，发生组织变化，进而形成热影响区。图9(e)为接头热影响区粗晶区组织形貌。可见粗晶区晶粒尺寸相对粗大，可达122 μm，属于整个接头中晶粒尺寸最大的位置。但粗晶区相邻晶粒晶界线较为平直，并未观察到降低基体连续性，导致韧性下降的M-A组元[13]。并且粗晶区组织为AF、GB和少量PF，雷玄威等人[14]和李占杰[15]等人研究表明，当粗晶区主体组织为AF和GB时，具有较高的韧性。综上而言，粗晶区虽晶粒粗大，但韧性可以得到保证。图9(f)为热影响区细晶区组织，晶粒细小，尺寸在5 μm~30 μm之间，主要由细小的BF和PF构成，是接头中较为安全的区域。
3.2. 性能试验
拉伸试样断后形貌如图10所示。横向拉伸4个试样抗拉强度(Rm)分别为679 MPa、669 MPa、673 MPa、678 MPa，断裂位置均在母材，断后形貌如图10(a)。图10(b)为全焊缝拉伸断后试样，表4为全焊缝拉伸试验结果。全焊缝拉伸试样屈服强度(ReH)在660 MPa以上，抗拉强度(Rm)在710 MPa以上，与横向拉伸相比，全焊缝拉伸抗拉强度更高，属于高强匹配，符合当下对高钢级管道焊缝强度匹配的要求。断后
Figure 9. Macroscopic metallography and microscopic structure. (a) Macroscopic metallography; (b) Typical structure morphology of weld zone 1; (c) Typical structure morphology of weld zone 2; (d) External submerged arc welding seam structure; (e) Coarse grained zone structure; (f) Fine grained zone structure
图9. 宏观金相与微观组织。(a) 宏观金相；(b) 焊缝区典型组织形貌1；(c) 焊缝区典型组织形貌2；(d) 外埋弧焊焊缝组织；(e) 粗晶区组织；(f) 细晶区组织
Figure 10. Tensile sample. (a) Morphology of transverse tensile sample; (b) Morphology of full-weld tensile sample
图10. 拉伸试样。(a) 横向拉伸试样形貌；(b) 全焊缝拉伸试样形貌
Table 4. Results of full-weld tensile test
表4. 全焊缝拉伸试验结果
| 编号 |
规格 |
ReH/MPa |
Rm/MPa |
断后伸长率/% |
断面收缩率/% |
| T1 |
Ф5 |
669 |
715 |
25.0 |
69 |
| T2 |
Ф5 |
694 |
736 |
25.5 |
72 |
| T3 |
Ф5 |
671 |
711 |
27.5 |
71 |
| T4 |
Ф5 |
684 |
730 |
28.0 |
75 |
伸长率在25%以上，断面收缩率在65%以上，表明试样在拉伸断裂过程中展现出了较高的塑性变形能力。焊缝金属在保证高强度的同时也体现出较高的塑性。
图11为刻槽锤断试样，断裂表面未见任何缺欠，刻槽锤断结果符合相关标准要求。
Figure 11. Notch hammer fracture sample
图11. 刻槽锤断试样
图12为弯曲试样。侧弯及背弯试样表面均未产生裂纹和缺欠，接头具有良好的弯曲性能。
Figure 12. Bend sample
图12. 弯曲试样
图13为接头不同取样位置冲击吸收功。可见，不同取样位置WM冲击功在150 J-220 J之间，HAZ冲击功在210 J~300 J之间。WM和HAZ冲击吸收功均呈现较高的稳定性，接头冲击性能良好。不同取样位置冲击功相似，表明研究所用的GMAW + SAW工艺，很好的解决了冲击性能离散的问题。原因是根焊虽为GMAW全位置焊接，但是后续的SAW焊接时，管在旋转，焊枪不动，整个SAW均属于平焊位置焊接，避免了进行钢管不同位置焊接时熔池形貌的变化。结合宏观金相和SEM观察，焊接完成后根焊焊道被完全熔透，全位置焊接的根焊已无法对接头冲击性能产生影响。综上而言，GMAW + SAW对提高焊接接头不同位置冲击性能稳定性有显著作用。由试验结果可知，WM处冲击功明显低于HAZ，原因与组织中GB的聚集和内、外埋弧焊道分界线的存在相关。
接头硬度试验结果见图14。接头各位置硬度值均在180 HV10~250 HV10之间，符合现行标准对X80钢级焊接接头硬度的要求。不同位置处硬度变化呈现规律相似，HAZ区域硬度值最低，母材(BM, Base Mental)与WM硬度值相近。
图15为CTOD试验结果，CTOD值均高于0.254 mm，符合现行标准要求。0点、3点、6点三个位置CTOD值相似，并无不同位置焊接韧性离散的问题。HAZ位置处CTOD值较高并且相对稳定，WM处CTOD值虽合格，但是离散型较高。其离散性原因同样与焊缝组织中GB的聚集和内、外埋弧焊道分界线的存在相关。
Figure 13. Impact test results
图13. 冲击试验结果
Figure 14. Hardness test results
图14. 硬度试验结果
Figure 15. CTOD test results
图15. CTOD试验结果
4. 结论
(1) 采用GMAW + SAW焊接工艺和自主研制的移动式自动化预制设备完成了X80M管线钢双连管的预制焊接，并对焊接操作要点进行了总结。与传统GMAW工艺相比，该工艺焊接效率得到提升。
(2) 焊接接头性能优良，解决了全位置焊接中不同位置韧性离散的问题，可以满足现行标准要求。GMAW + SAW焊接工艺适用于X80M管线钢双连管的预制焊接。
(3) 焊缝区GB组织的聚集和内、外埋弧焊道分界线的存在会导致焊缝区韧性下降，致使焊缝区冲击韧性和CTOD值低于热影响区。建议进一步深入研究影响焊缝区韧性的因素，并提出相应控制措施指导施工现场双连管预制焊接。