CN114406447A - 一种管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明的一种管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，属于管线钢焊接技术领域。该方法利用热模拟设备在不同应变速率下进行多道次热压缩实验，以测定不同应变速率下的奥氏体未再结晶温度。采用合适尺寸的搅拌头，以合理的热输入将NZ峰值温度控制在奥氏体未再结晶温区，同时抑制粗大晶粒和块状马氏体‑奥氏体(M‑A)组元在HAZ内生成。在焊接过程中采用Ar进行保护，且在焊后冷却过程中添加不同的冷却路径以调控焊接接头中的相组成，最终获得性能优异的焊接接头。本发明可以显著提高焊接接头的力学性能，解决了传统焊接过程中高热输入导致焊核区(NZ)和热影响区(HAZ)晶粒严重粗化的问题，适用于不同级别管线钢的连接。

Description

一种管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法
技术领域：
本发明属搅拌摩擦焊技术领域，具体涉及一种管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法。
背景技术：
搅拌摩擦焊(Friction Stir Welding，简称FSW)是英国焊接研究所于1991年发明的一种固相焊方法。由于其峰值温度较低，在焊接过程中材料未发生熔化。因此与熔焊相比，FSW过程避免了裂纹、气孔和偏析等缺陷，并且通过选择合适长度的焊接工具，FSW可在1～2个道次内完成连接，提高生产效率。另外，FSW可实现全自动焊，无需开坡口、预热和缓冷，不受恶劣气候影响，焊缝稳定可靠，生产效率高。目前，FSW主要用于连接铝合金，并被广泛用于航空、航天、汽车、轨道交通等领域。但实践证明，将搅拌摩擦焊用于管线钢领域，还有许多难题需要解决，特别是焊核区(NZ)的晶粒粗化严重问题。这归因于在FSW管线钢过程中，其高熔点和强变形抗力导致NZ的峰值温度高，使晶粒严重粗化，最终接头的力学性能严重下降。因此，需要有效的方法抑制NZ的晶粒粗化，提高焊接接头力学性能。
众所周知，通过降低FSW热输入可细化焊缝晶粒，改善焊缝性能。专利“一种增强接头力学性能的搅拌摩擦焊接工艺”(CN102528268A)通过在外加冷却介质下进行FSW，降低NZ的峰值温度。当NZ峰值温度在A3以下，甚至＜A1情况下，FSW高强钢NZ的晶粒尺寸显著细化，可极大提高接头性能。然而，由于管线钢的管壁普遍较厚(>10mm)，在峰值温度<A3的低热输入进行FSW时，钢中大量高强度、低塑性的铁素体相将对焊接工具产生严重磨损，使工具寿命降低，生产成本增加。同时，由于工具抗力的增加，将使焊接速度变慢，降低了生产效率，因此低热输入不适用于管线钢管的FSW。
发明内容：
本发明的目的是克服上述现有技术存在的不足，提供一种管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法。首先，利用热模拟设备在不同应变速率下进行多道次热压缩实验，以测定不同应变速率下的奥氏体未再结晶温度。采用合理热输入对管线钢进行FSW，将NZ峰值温度控制在奥氏体未再结晶温区。大量位错和亚结构被引入变形奥氏体晶粒中，为后续的连续冷却相变提供了大量的形核质点，十分利于组织的细化，解决了现有搅拌摩擦焊过程中NZ晶粒严重粗化的问题。此外，将NZ峰值温度控制在奥氏体相区，与铁素体相比，较软奥氏体可极大延长焊接工具的使用寿命，降低焊接成本，提高生产效率，具有良好的经济效益。最后，通过增加焊后冷却路径，对接头中的相(铁素体、粒状贝氏体(GB)、板条贝氏体(LB)和马氏体)组成进行调控，最终改善高强管线钢接头的强韧性。
为实现上述目的，本发明采用以下技术方案：
一种管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，包括以下步骤；
(1)应力-应变曲线的测定：
取高强管线钢样品，利用热模拟设备对高强管线钢样品进行多道热压缩实验，以模拟搅拌摩擦焊接过程，试样的加热温度T为950～1250℃，应变量为0.05～0.7，应变速率为0.1～15s-1，在连续冷却过程中进行多道次压缩试验，压缩道次为6～14次，道次间隔温度为20～40℃，道次间冷却速度为1～30℃/s，最终得到多道次热压缩试验的应力-应变曲线；
(2)奥氏体未再结晶温度(Tnr)的获取：
通常，平均流变应力(MFS)与1000/T的交点即为Tnr，所述的MFS为每道次应力-应变曲线下面积与每道次应变量的积分数值，利用不同应变速率下的MFS-1000/T曲线测定较低应变速率(0.1～15s-1)下的Tnr；所述的T为加热温度；
(3)待焊工件的表面处理：
在焊接前采用钢丝刷去除待焊钢板表面氧化铁皮，然后采用酒精和丙酮清洗表面；
(4)采用轴肩直径为10～30mm的焊接工具，以搅拌头转速为50～1500rpm/min，焊接速度为10～500mm/min，轴肩压下量为0.05～0.15mm，焊接倾角为1～5°的焊接参数对待焊钢板进行搅拌摩擦焊，保证焊核区NZ峰值温度在Ac3-Tnr范围内；
(5)进行焊后冷却，冷却速度为10～45℃/s，获得焊接接头。
所述的步骤(1)中，高强管线钢包括组分及质量百分含量为C：0.02～0.1％，Mn：1.0～2.0％，Si：0.10～0.40％，Cr：＜0.50％，Ni：＜0.30％，Mo：＜0.01％，V：0.001～0.01％，S：＜0.005％，P：＜0.005％，Al：0.02～0.05％，其余为Fe和其他不可避免杂质。
所述的步骤(1)中，高强管线钢包括X52、X65、X70、X80、X90、X100和X120。
所述的步骤(2)中，由于在搅拌摩擦焊过程中，焊核区NZ应变速率较大(>20s-1)，由于设备能力的限制，难以利用热模拟设备直接测得高应变速率下的Tnr。因此，利用最小二乘法对低应变速率下Tnr进行数据拟合，得到拟合曲线。利用公式：
Figure BDA0003487412860000021
其中，Rm为转速的一半(rpm)，re为再结晶有效半径(mm)，Le为再结晶有效深度(mm)，计算不同转速下的应变速率。然后，利用拟合曲线得到高应变速率下Tnr。
所述的步骤(3)中，待焊钢板厚度为1-30mm。
所述的步骤(4)中，搅拌工具材质包括W-Re(W-25Re wt％)合金、Ir-Re(Ir-1Rewt％)合金、立方氮化硼(PCBN)、PCBN/WRe复合材料、WC基合金、Co基合金、和Si3N4陶瓷。
所述的步骤(4)中，焊接操作在Ar、He惰性气体保护气氛下进行。
所述的步骤(4)中，在高强管线钢样品焊核区NZ附近埋入K-型热电偶，对NZ热循环历史进行测量，通过调整焊接工艺参数，将NZ的峰值温度控制在奥氏体的未再结晶温区。
所述的步骤(4)中，将K-型热电偶从高强管线钢样品背面插入，当焊接板厚、焊接工具轴肩直径或搅拌头转速不同时，热电偶埋入位置和深度不同。热电偶埋入位置距离焊核区边界0.5～1.5mm，且位于板厚的中间位置。
所述的步骤(4)中，将NZ峰值温度控制在奥氏体温区，与铁素体相比，奥氏体较软，可极大延长焊接工具的使用寿命。
所述的步骤(5)中，采用喷气、增加铜垫板、喷水和喷液氮酒精混合物等方式进行焊后冷却，高压喷射冷却介质压力为0.2～0.7MPa。
所述的步骤(5)中，通过调整焊后冷却速率，以调控焊接接头中的相组成。
所述的步骤(5)中，优选的，冷却速度为25～45℃/s。
所述的步骤(5)中，焊接接头中组织包括板条贝氏体LB和少量粒状贝氏体GB。
所述的步骤(5)中，焊接接头强度为534-850MPa，达到母材(BM)的94-100％，延伸率为24-29％，达到母材(BM)的93-100％，-60～20℃的冲击断裂韧性为192-210J/cm2，达到母材BM的91-103％。
所述的步骤(5)中，冲击断裂韧性为-40℃下冲击断裂韧性，具体为接头焊核区NZ冲击断裂韧性。
所述的步骤(5)中，利用配备有电子背散射装置(Electron Back-ScatteredDiffraction，EBSD)的场发射Zeiss Ultra-55扫面电镜(Scanning Electron Microscope，SEM)对NZ组织进行观察，得到晶界分布图。将取向差角度大于15°的晶界定义为有效晶界，并利用截线法测定NZ的平均有效晶粒尺寸，焊接接头中组织晶粒尺寸为2-6.4μm，母材晶粒尺寸为6.1-9.8μm。
本发明的有益效果：
(1)本发明提供了一种获得高强韧性高强管线钢的搅拌摩擦焊接接头的方法。首先，利用热模拟方法模拟了不同工艺条件下的搅拌摩擦焊接过程，获得了不同热模拟的较低应变速率下的Tnr，继而对不同应变速率下的Tnr进行拟合，得到了搅拌摩擦焊的较高应变速率下的Tnr；其次，在焊接过程中使用Ar或He对接头进行保护，所用焊接工具轴肩直径为10～30mm，搅拌头转速为50～1500rpm，焊接速度为10～500mm/min，轴肩压下量为0.05～0.15mm，焊接倾角为1～5°，测定焊接过程的热循环历史；最后，通过控制NZ的峰值温度及施加具有不同焊后冷却速度的冷却介质，获得具有不同相组成的焊接接头，在较低的工具磨损条件下获得具有高强韧性的高强管线钢接头。
(2)与之前的FSW方法相比，本发明通过多道热压缩试验确定了奥氏体未再结晶温区；在合适的热输入工艺参数范围进行FSW，将NZ峰值温度控制在未再结晶区，不仅有效细化了NZ晶粒尺寸，且减轻了焊接工具的磨损；通过添加不同的焊后冷却路径对NZ相组成进行调控，在二者耦合作用下，共同改善接头性能。用此种方法焊接管线钢等高熔点材料，不仅抑制了NZ晶粒粗化，提高接头性能，而且延长了搅拌头使用寿命，大大降低了生产成本。因此，有理由相信这种焊接工艺在高强管线钢焊接领域具有广阔的工业应用前景。
(3)本发明可显著提高焊接接头力学性能，特别适用于X52、X65、X70、X80、X90、X100和X120不同级别管线钢连接。
附图说明：
图1为本发明实施例1的不同应变速率下的典型应力-应变曲线，图1(a)应变速率为0.5s-1，图1(b)应变速率为1s-1，图1(c)应变速率为2s-1，图1(d)应变速率为5s-1；
图2为本发明实施例1的不同应变速率下的MFS-1000/T曲线和未再结晶温度Tnr拟合曲线，图2(a)应变速率为0.5s-1，图2(b)应变速率为1s-1，图2(c)应变速率为2s-1，图2(d)应变速率为5s-1，图2(e)为未再结晶温度Tnr拟合曲线；
图3为本发明实施例6与对比例6-1的热循环历史曲线；
图4为本发明实施例高强管线钢样品热电偶埋入位置示意图，0.5～1.5mm为热电偶距离焊核区NZ的距离。
具体实施方式：
下面结合实施例对本发明作进一步的详细说明。
以下实施例中，高强管线钢样品热电偶埋入位置示意图如图4所示，其中，0.5～1.5mm为热电偶距离焊核区NZ的距离。
实施例1：
首先，利用热模拟设备将X65管线钢试样加热至1100℃，应变量为0.12，应变速率分别为0.5、1、2和5s-1，在连续冷却过程中进行多道热压缩试验，压缩道次为10次，道次间冷却速度为10℃/s，道次间隔温度为30℃。得到不同应变速率下的典型应力-应变曲线及MFS-1000/T曲线，不同应变速率下的典型应力-应变曲线如图1所示，图1(a)应变速率为0.5s-1，图1(b)应变速率为1s-1，图1(c)应变速率为2s-1，图1(d)应变速率为5s-1；不同应变速率下的MFS-1000/T曲线和未再结晶温度Tnr拟合曲线如图2所示，图2(a)应变速率为0.5s-1，图2(b)应变速率为1s-1，图2(c)应变速率为2s-1，图2(d)应变速率为5s-1，图2(e)为未再结晶温度Tnr拟合曲线。测定0.5、1、2和5s-1不同应变速率下的Tnr分别为1000、990、983和977℃，并对低应变速率下的Tnr进行拟合，得到拟合曲线。利用拟合曲线得到400rpm下的Tnr为964℃。
其次，使用3mm厚X65管线钢板，板材尺寸：240×120×3mm。在焊接前采用钢丝刷除去钢板表面氧化铁皮，然后采用酒精和丙酮清洗。采用轴肩直径为10mm的W-Re合金、Ir-Re合金和PCBN材料搅拌工具在钢垫板上进行焊接，搅拌头转速为400rpm，焊接速度为50-150mm/min，轴向下压量为0.1mm，保护气为纯Ar。发现当采用W-Re合金搅拌工具，搅拌头转速为400rpm，焊接速度为100mm/min时，NZ的峰值温度912℃，高于Ac3(863℃)且低于Tnr(964℃)，处于奥氏体未再结晶温区。焊接完成后对试样进行喷水，以30℃/s的冷却速度进行冷却，获得无缺陷的焊接接头。与BM有效晶粒尺寸(6.1μm)相比，NZ有效晶粒发生明显细化(4.1μm)，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为200J/cm2，达到BM的104％；焊接接头的抗拉强度为555MPa，达到BM的99％；延伸率为29％，达到BM的97％。
实施例2：
首先，利用热模拟设备将X65管线钢试样加热至1100℃，应变量为0.12，应变速率分别为0.5、1、2和5s-1，在连续冷却过程中进行多道次压缩试验，压缩道次为10次，道次间冷却速度为10℃/s，道次间隔温度为30℃。得到不同应变速率下的典型应力-应变曲线及MFS-1000/T曲线，通过曲线测定0.5、1、2和5s-1不同应变速率下的Tnr并对其进行拟合，利用拟合曲线得到400rpm下的Tnr。
使用6mm厚的X65管线钢板，板材尺寸：240×120×6mm。在焊接前采用钢丝刷除去钢板表面的氧化铁皮，然后采用酒精和丙酮进行清洗。采用轴肩直径为15mm的W-Re合金和Co基合金搅拌工具在钢垫板上进行焊接，搅拌头转速为400rpm，焊接速度为50-150mm/min，轴向下压量为0.1mm，保护气为纯Ar。发现当采用W-Re合金搅拌工具，搅拌头转速为400rpm，焊接速度为100mm/min时，NZ峰值温度处于奥氏体未再结晶温度。焊接完成后对试样进行喷气，以20℃/s的冷却速度进行冷却，获得无缺陷的焊接接头。结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.1μm)相比，NZ有效晶粒细化(5.8μm)，得到LB+GB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为194J/cm2，达到BM的101％；焊接接头的抗拉强度为534MPa，达到BM的95％；延伸率为28％，达到BM的93％。
比较例2-1：
与实施例2相比，区别在于，焊后冷却速度为10℃/s，其他条件不变。
结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.1μm)相比，NZ有效晶粒明显粗化(7.8μm)，得到GB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为160J/cm2，达到BM的83％；焊接接头的抗拉强度为448MPa，达到BM的80％；延伸率为23％，达到BM的77％。
实施例3：
同实施例1，区别在于，焊接速度为125mm/min，焊后冷却速度为25，获得无缺陷的焊接接头。经检测，与BM有效晶粒尺寸(6.1μm)相比，NZ有效晶粒细化至5.3μm，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为197J/cm2，达到BM的103％；焊接接头的抗拉强度为545MPa，达到BM的97％；延伸率为28.5％，达到BM的95％。
实施例4：
首先，利用热模拟设备将X80管线钢试样加热至1100℃，应变量为0.12，应变速率分别为0.5、1、2和5s-1，在连续冷却过程中进行多道次压缩试验，压缩道次为10次，道次间冷却速度为10℃/s，道次间隔温度为30℃。得到不同应变速率下的典型应力-应变曲线及MFS-1000/T曲线，通过曲线测定0.5、1、2和5s-1不同应变速率下的Tnr并对其进行拟合，利用拟合曲线得到600rpm下的Tnr。
使用3mm厚的X80管线钢板，板材尺寸：240×120×3mm。在焊接前采用钢丝刷除去钢板表面的氧化铁皮，然后采用酒精和丙酮进行清洗。采用轴肩直径为10mm的PCBN和WC基合金搅拌工具在钢垫板上进行焊接，搅拌头转速为600rpm，焊接速度为50-150mm/min，轴向下压量为0.1mm，保护气为纯Ar。发现当采用PCBN搅拌工具，搅拌头转速600rpm，焊接速度为100mm/min时，NZ峰值温度处于奥氏体未再结晶温度。焊接完成后对试样进行喷水，以25℃/s的冷却速度进行冷却，获得无缺陷的焊接接头。结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.8μm)相比，NZ有效晶粒细化(5.7μm)，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为195J/cm2，达到BM的93％；焊接接头的抗拉强度为665MPa，达到BM的96％；延伸率为26.5％，达到BM的95％。
实施例5：
首先，利用热模拟设备将X80管线钢试样加热至1100℃，应变量为0.12，应变速率分别为0.5、1、2和5s-1，在连续冷却过程中进行多道压缩试验，压缩道次为10次，道次间冷却速度为10℃/s，道次间隔温度为30℃。得到不同应变速率下的典型应力-应变曲线及MFS-1000/T曲线，通过曲线测定0.5、1、2和5s-1不同应变速率下的Tnr并对其进行拟合，利用拟合曲线得800rpm的Tnr。
使用8mm厚的X80管线钢板，板材尺寸：240×120×8mm。在焊接前采用钢丝刷除去钢板表面的氧化铁皮，然后采用酒精和丙酮进行清洗。采用轴肩直径为25mm的W-Re合金搅拌工具在钢垫板上进行焊接，搅拌头转速为800rpm，焊接速度为50-150mm/min，轴向下压量为0.1mm，保护气为纯Ar。发现当搅拌头转速800rpm，焊接速度为150mm/min时，NZ峰值温度处于奥氏体未再结晶温度。焊接完成后对试样进行喷液氮酒精混合物，以40℃/s的冷却速度进行冷却，获得无缺陷的焊接接头。结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.8μm)相比，NZ有效晶粒细化(5.0μm)，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为199J/cm2，达到BM的95％；焊接接头的抗拉强度为677MPa，达到BM的98％；延伸率为27％，达到BM的96％。
比较例5-1：
与实施例5相比，该对比例将冷却速度为55℃/s，其他条件不变。
结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.2μm)相比，NZ有效晶粒尺寸为5.0μm，得到马氏体组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为172J/cm2，达到BM的82％；焊接接头的抗拉强度为545MPa，达到BM的79％；延伸率为21％，达到BM的75％。
实施例6：
首先，利用热模拟设备将X80管线钢试样加热至1100℃，应变量为0.12，应变速率分别为0.5、1、2和5s-1，在连续冷却过程中进行多道次压缩试验，压缩道次为10次，道次间冷却速度为10℃/s，道次间隔温度为30℃。得到不同应变速率下的典型应力-应变曲线及MFS-1000/T曲线，通过曲线测定0.5、1、2和5s-1不同应变速率下的Tnr并对其进行拟合，利用拟合曲线得到1000rpm下的Tnr。
使用15mm厚的X80管线钢板，板材尺寸：240×120×15mm。在焊接前采用钢丝刷除去钢板表面的氧化铁皮，然后采用酒精和丙酮进行清洗。采用轴肩直径为30mm的W-Re合金搅拌工具在钢垫板上进行焊接，搅拌头转速为1000rpm，焊接速度为50-150mm/min，轴向下压量为0.1mm，保护气为纯Ar。发现当搅拌头转速1000rpm，焊接速度为80mm/min时，NZ峰值温度处于奥氏体未再结晶温度。焊接完成后对试样进行喷气，以18℃/s的冷却速度进行冷却，获得无缺陷的焊接接头。结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.8μm)相比，NZ有效晶粒尺寸细化(6.3μm)，得到LB+少量GB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为192J/cm2，达到BM的91％；焊接接头的抗拉强度为650MPa，达到BM的94％；延伸率为26％，达到BM的93％。
比较例6-1：
与实施例6相比，该对比例将搅拌头转速调整为1600rpm/min，其他条件不变，实施例6与对比例6-1的热循环历史曲线如图3所示，可见NZ的峰值温度明显高于Tnr。最终获得焊接接头，结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.1μm)相比，NZ有效晶粒明显粗化(9.1μm)，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为151J/cm2，达到BM的72％；焊接接头的抗拉强度为483MPa，达到BM的70％；延伸率为19％，达到BM的67％。
比较例6-2：
与实施例6相比，该对比例将焊接速度调整为200mm/min，其他条件不变，结果发现，焊接接头中存在孔洞缺陷。
实施例7：
首先，利用热模拟设备将X120管线钢试样加热至1100℃，应变量为0.12，应变速率分别为0.5、1、2和5s-1，在连续冷却过程中进行多道次压缩试验，压缩道次为10次，道次间冷却速度为10℃/s，道次间隔温度为30℃。得到不同应变速率下的典型应力-应变曲线及MFS-1000/T曲线，通过曲线测定0.5、1、2和5s-1不同应变速率下的Tnr并对其进行拟合，利用拟合曲线得到300rpm下的Tnr。
使用2mm厚的X120管线钢板，板材尺寸：240×120×2mm。在焊接前采用钢丝刷除去钢板表面的氧化铁皮，然后采用酒精和丙酮进行清洗。采用轴肩直径为10mm的W-Re合金搅拌工具在钢垫板上进行焊接，搅拌头转速为300rpm，焊接速度为50-150mm/min，轴向下压量为0.1mm，保护气为纯Ar。发现当搅拌头转速300rpm，焊接速度为50mm/min时，NZ峰值温度处于奥氏体未再结晶温度。焊接完成后对试样进行喷水，以35℃/s的冷却速度进行冷却,获得无缺陷的焊接接头。结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.2μm)相比，NZ有效晶粒明显细化(3μm)，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为210J/cm2，达到BM的105％；焊接接头的抗拉强度为850MPa，达到BM的100％；延伸率为25％，达到BM的100％。
比较例7-1：
与实施例7相比，该对比例将压下量调整为0.2mm，冷却速度为15℃/s，其他条件不变。
结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.2μm)相比，NZ有效晶粒明显粗化(7.6μm)，得到LB+GB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为168J/cm2，达到BM的84％；焊接接头的抗拉强度为671MPa，达到BM的79％；延伸率为19％，达到BM的76％。
比较例7-2：
与实施例7相比，区别在于焊接速度为10mm/min，其他条件不变。
结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.8μm)相比，NZ有效晶粒粗化(8.3μm)，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为156J/cm2，达到BM的78％；焊接接头的抗拉强度为680MPa，达到BM的80％；延伸率为19％，达到BM的75％。
实施例8：
首先，利用热模拟设备将X120管线钢试样加热至1100℃，应变量为0.12，应变速率分别为0.5、1、2和5s-1，在连续冷却过程中进行多道次压缩试验，压缩道次为10次，道次间冷却速度为10℃/s，道次间隔温度为30℃。得到不同应变速率下的典型应力-应变曲线及MFS-1000/T曲线，通过曲线测定0.5、1、2和5s-1不同应变速率下的Tnr并对其进行拟合，利用拟合曲线得到800rpm下的Tnr。
使用5mm厚的X120管线钢板，板材尺寸：240×120×5mm。在焊接前采用钢丝刷除去钢板表面的氧化铁皮，然后采用酒精和丙酮进行清洗。采用轴肩直径为15mm的W-Re合金搅拌工具在铜垫板上进行焊接，搅拌头转速为800rpm，焊接速度为50-150mm/min，轴向下压量为0.1mm，保护气为纯Ar。发现当搅拌头转速800rpm，焊接速度为125mm/min时，NZ峰值温度处于奥氏体未再结晶温度。焊接完成后对试样进行喷水，以25℃/s的冷却速度进行冷却，获得无缺陷的焊接接头。结果发现，与BM有效晶粒尺寸(6.2μm)相比，NZ有效晶粒细化(5.0μm)，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为197J/cm2，达到BM的99％；焊接接头的抗拉强度为830MPa，达到BM的98％；延伸率为24％，达到BM的96％。
实施例9
同实施例8，区别在于，搅拌头转速为500rpm，焊接完成后对试样进行喷水，保证冷却速度为30℃/s，获得无缺陷的焊接接头。经检测，与BM有效晶粒尺寸(6.2μm)相比，NZ有效晶粒细化至4μm，得到LB组织。测定NZ-40℃低温冲击断裂韧性为206J/cm2，达到BM的103％；焊接接头的抗拉强度为840MPa，达到BM的99％；延伸率为24.5％，达到BM的98％。

Claims (10)

1.一种管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，包括以下步骤；
(1)应力-应变曲线测定：
取高强管线钢样品，利用热模拟设备对高强管线钢样品进行多道热压缩实验，以模拟搅拌摩擦焊接过程，在连续冷却过程中进行多道次压缩试验，得到多道次热压缩试验的应力-应变曲线；
(2)奥氏体未再结晶温度Tnr获取：
平均流变应力MFS与1000/T的交点即为Tnr，利用不同应变速率下的MFS-1000/T曲线测定相应应变速率下的Tnr；所述的T为样品加热温度；
(3)待焊工件表面处理：
焊接前去除待焊钢板表面氧化铁皮，并清洗表面；
(4)采用焊接工具，以搅拌头转速为50～1500rpm/min，焊接速度为10～500mm/min对待焊钢板进行搅拌摩擦焊，保证焊核区NZ峰值温度在Ac3-Tnr范围内；
(5)进行焊后冷却，冷却速度为10～45℃/s，获得焊接接头。
2.根据权利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(1)中，高强管线钢包括组分及质量百分含量为C：0.02～0.1％，Mn：1.0～2.0％，Si：0.10～0.40％，Cr：＜0.50％，Ni：＜0.30％，Mo：＜0.01％，V：0.001～0.01％，S：＜0.005％，P：＜0.005％，Al：0.02～0.05％，其余为Fe和其他不可避免杂质；高强管线钢包括X52、X65、X70、X80、X90、X100和X120。
3.根据权利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(1)中，样品的加热温度T为950～1250℃，应变量为0.05～0.7，应变速率为0.1～15s-1，压缩道次为6～14次，道次间隔温度为20～40℃，道次间冷却速度为1～30℃/s。
4.利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(2)中，MFS为每道次应力-应变曲线下面积与每道次应变量的积分数值；应变速率为0.1～15s-1，利用最小二乘法对应变速率下Tnr进行数据拟合，得到拟合曲线，利用公式：
Figure FDA0003487412850000011
其中，Rm为转速的一半(rpm)，re为再结晶有效半径(mm)，Le为再结晶有效深度(mm)；计算不同转速下的应变速率，之后利用拟合曲线得到高应变速率下Tnr。
5.根据权利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(3)中，待焊钢板厚度为1-30mm。
6.根据权利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(4)中，搅拌工具轴肩直径为10～30mm，搅拌工具材质包括W-Re合金、Ir-Re合金、立方氮化硼、PCBN/WRe复合材料、WC基合金、Co基合金或Si3N4陶瓷。
7.根据权利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(4)中，搅拌摩擦焊的轴肩压下量为0.05～0.15mm，焊接倾角为1～5°，焊接操作在Ar、He惰性气体保护气氛下进行。
8.根据权利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(4)中，在高强管线钢样品焊核区NZ附近埋入K-型热电偶，对NZ热循环历史进行测量。
9.根据权利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(5)中，冷却速度为25～45℃/s。
10.根据权利要求1所述的管线钢高强度高韧性搅拌摩擦焊接头的制备方法，其特征在于，所述的步骤(5)中，焊接接头强度为534-850MPa，达到母材的94-100％，延伸率为24-29％，达到母材的93-100％，-60～20℃的冲击断裂韧性为192-210J/cm2，达到母材的91-103％；焊接接头中组织晶粒尺寸为2-6.4μm，母材晶粒尺寸为6.1-9.8μm。
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