管线钢焊接热影响区的组织性能概述

目录

第一章绪论 (1)

1.1选题背景 (1)

1.2课题研究目的和意义 (2)

1.3管线钢的研究进展 (3)

1.4管线钢的研究现状和进展趋势 (4)

1.4.1 管线钢的进展趋势 (4)

1.4.2 管线钢的组织结构的变化 (4)

1.4.3管线钢的国内外研究现状 (5)

1.5焊接热阻碍区的组织性能特点及其研究现状 (7)

1.5.1 管线钢焊接热阻碍区的组织转变特点 (7)

1.5.2 管线钢的HAZ组织分布 (8)

1.5.3 HAZ的性能分布 (9)

1.5.4 管线钢的焊接热阻碍区研究现状 (10)

1.5.4 管线钢焊接热阻碍区的粗晶区局部脆化现象 (11)

1.6本文的研究内容 (13)

第二章试验材料及方法 (15)

2.1试验材料 (15)

2.2试验方法 (15)

2.2.1 热模拟试验 (15)

2.2.2 夏比冲击试验 (21)

2.2.3 硬度试验 (22)

2.2.4 显微组织分析实验 (22)

第三章X100管线钢热阻碍区的组织性能研究 (23)

3.1热模拟试验 (23)

3.2硬度试验 (24)

3.3冲击试验 (25)

3.4显微组织分析 (25)

第四章结论 (28)

参考文献 (29)

致谢 (31)

第一章绪论

1.1 选题背景

石油天然气是国民经济的重要战略物资。能源需求的增长加上能源结构的优化调整，带动了石油天然气工业的全面进展。至2030年全世界天然气的需求量将翻一番。今后10~15年，全球总能源消耗将比现在增加60%左右，其中天然气消耗将翻一番。天然气需求的增长要紧集中在北美、欧洲和经济迅速进展的亚洲。从地域上来看，用户要紧在工业发达的都市地区，而油气田则大部分在极地、冰原、荒漠、海洋等偏远地带。因而作为石油和天然气的一种经济、安全、不间断的长距离输送工具，油气输送管道在近40年得到了巨大的进展，这种进展势头在以后的几十年中仍将持续下去。可能今后10~15年内，我国共需各类油气输送钢管1000×104t左右(不包括都市管网)[1]。

油气输送管进展的动力来自于两个方面。其一是世界石油工业的进展。随着极地油气田、海洋油气田和边远油气田的开发，对输送管提出了越来越高的要求。其二是冶金工业的进步。目前，管线钢的设计和生产过程由于采纳了冶金数学、清洁的实验室和生产过程的计算机操纵等高新技术，管线钢差不多成为低合金高强度钢和微合金化钢领域内最富有活力、最具研究成果的一个重要分支[2]。

与此同时，随着油气开发向极地环境的进展，地震、滑坡、冻胀、融沉等导致的地形运动，对油气输送管线的设计、施工、运营维护提出了新的挑战。中国油气长输管线面临的地震和地质灾难问题目

前也引起了高度关注。地震和地质灾难对管线造成的损害是通过过量塑性变形引起的，要紧预防措施有两个方面[3]。首先，在敷设方式上，能够采取一系列措施，例如尽量避开产生大位移的地层不稳定区域；管线的走向应使其承受拉伸应变，因为管线承受轴向拉伸应变的能力远大于承受压缩弯曲的能力；采纳大曲率半径弹性敷设方式，增加管线活动能力等。另一方面，则需要从提高管线钢材料本身的抗变形能力着手。因此开发能承受大的变形而不发生破裂的抗大变形管线钢，进一步提高其抗变形性能是高性能管线钢的一个重要进展方向关于输油气管线在地震、海等敏感地带的安全使用具有重要意义。尤其是在极地或次极地环境的不连续冻土地带，要求管线用钢具有抵抗大的拉伸应变和压缩应变的能力。此外，随着国内外对石油、天然气等能源需求的增加，管线输送向大口径、高压、富气输送方向进展，显著推动管线钢进一步向高钢级方向进展。目前，X80管线钢已投入商业应用，X100、X120管线钢的研发开始受到重视。然而，随输送压力的增加，对钢的止裂性能也提出更高的要求，这也就要求该钢具有更高韧性，因此，提高其强韧性已成为目前研究的重点和难点[4]。

焊接是管道施工的关键环节。在不均匀焊接热循环的作用下，母材焊接热阻碍区微观组织将发生改变，如晶粒尺寸、形态和结构及析出物的种类和尺寸分布等。假如焊接工艺操纵不当，常常出现组织和韧性恶化[5]。

但对大口径钢管，焊接是生产中的重要工序，焊接过程中导致的热阻碍区组织和性能变化将直接阻碍到钢管的质量。目前，在X100大变形管线钢埋弧焊过程中发觉大部分焊接接头成为管线钢应用

的薄弱区域。关于 X100大变形管线钢的焊接热阻碍区方面的报道较少，而且在一些研究中，人们往往也只是重视焊接热阻碍粗晶区的性能变化。而对焊接热阻碍区来讲，由于不同峰值温度的作用，热阻碍区将包含粗晶区、细晶区、两相区、回火区等不同区域。由于不同的焊接热作用，不同区域上的组织和性能变化将是明显不同的。因此，深入认识焊接热阻碍区的性能变化，就需要对不同区域组织进行系统研究[4]。

1.2 课题研究目的和意义

世界范围内石油天然气开发难度日益加大，对管线钢及管线钢管的性能要求不断提高，这就需要对最新管线钢及管线钢管的设计理念、制造和施工技术进行研究。基于管道输送的快速进展，管线钢逐渐成为了低合金高强钢中最活跃的领域。为了满足输送压力的不断提高，人们将更多的注意力集中在开发更高钢级的管线钢上，同时对管线钢的抗腐蚀能力、止裂性能和耐低温性能也在不断进行研究。然而单纯的高强度并不能确保管线的安全，比如遇到地震、泥石流等自然灾难引起的地层的大规模运动时，管线钢还应具有专门好的抗大变形能力，国外一些研究机构已在进行这方面的研究，国内的研究才刚刚起步。在我国，近几年来，随着以西气东输工程为代表的石油天然气长输管道的建设，高压力大管径油气管道通过地表复杂地质条件的情况越来越多。管道敷设和坡体稳定之间的联系也越来越紧密。我国幅员宽阔，地形地貌多变，地质构造复杂，山地滑坡、倒塌、泥石流等自然灾难时有发生。这对长输管道的破坏力在许多地区远大于地震的危害。特不是大型滑坡对管道往往带来灾难性的后果。因此，研究管线钢具有重要的理论价值和工程应用

价值，特不是对保证管线建设的可行性和安全运行有着重要的意义[6]。

目前通过微合金化、超纯净冶炼和现代控轧、控冷技术，已能够提供具有足够强韧特性的管线钢卷板。如X100管线钢确实是其中一例。目前，关于X100的焊接热阻碍区方面的报道较少，而且在一些研究中，人们往往也只是重视焊接热阻碍粗晶区的性能变化。而对焊接热阻碍区来讲，由于不同峰值温度的作用，热阻碍区将包含粗晶区、细晶区、两相区、回火区等不同区域。由于不同焊接热作用，不同区域的组织和性能变化是明显不同的。因此，深入认识焊接焊接热阻碍区的性能变化，就需要对不同区域进行系统研究。

1.3 管线钢的研究进展

19 世纪末，输送油气用的大口径钢管首先在美国进展起来。1928年美国石油学会(American Petrolium Institute)制定了API SPEC 5L焊管标准，以后每年修订一次 PISPEC 5L 标准。例如：“X42”表示管线钢的屈服强度等级为42 KPs（i英制单位），所对应公制单位为 290MPa。随着管线钢的进一步进展，到 20 世纪60年代末 70 年代初，美国石油组织在API 5LX 和API 5LS 标准中提出了微合金控轧管线钢 X56、X60、X65 系列[6，7]。这种钢突破了传统钢的观念，碳含量为 0.10%～0.14%，在钢中加入了小于 0.20%的 Nb、V、Ti 等微合金元素，并通过操纵轧制工艺显著改善了钢的力学性能。到1973年和 1985年，API标准又相继增加了 X70和 X80 钢，其碳含量降到 0.01%～0.05%，碳当量也相应地降到 0.37以下开发出了真正现代意义上的多元微合金化控轧控冷管线钢。如图1-1所示，为

不同强度级不管线钢的进展历程图。

图1-1 管线钢的进展历程

随着冶金技术的进步，高性能的钢材被逐步研制出来。自1959年微合金钢开始在管线钢上应用以来国际上对管线钢的研究与生产也进行了五十多年。石油工业的快速进展使油气管道工程面临着高压输送和低温、大位移、深海、酸性介质等恶劣环境的严峻挑战。为保证管线建设和运行的经济性和安全性，管线钢的差不多要求和进展趋势是高强度、高韧性、大变形性、厚壁化、高耐蚀性和良好的焊接性。

1.4 管线钢的研究现状和进展趋势

1.4.1 管线钢的进展趋势

早期建设的管道，由于管径小、压力低和冶金技术的限制，直到20世纪40年代，管线钢一直采纳C、Mn、Si型的一般碳素钢,其强度级不低于X52。自上世纪60年代，随着输送压力和输送管径的

增大，管线钢的强度级不要求也越高，人们开始采纳低合金高强度钢(HighStrengthLowAlloySteels，简称HSLAsteels)代替一般碳钢，并通过操纵轧制和操纵冷却技术进一步提高材料的强韧性。1959年，X52级不的低合金高强度钢首次应用到气体输送管线，至今X70级不管线钢已广泛应用。

输气管道输送压力的不断提高，使得输送钢管迅速向高钢级进展。国际上，X70钢管己使用多年。X80钢管在德国、加拿大、日本等国己具备规模生产的能力，并已应用到多条管线中。加拿大Welland公司1995年至1999年7月销售的供天然气输送的SSAW和UOE焊管，全部为X70与X80[8]。

工业发达国家普遍把X80列为21世纪初天然气管道的首选钢级。德国、日本、加拿大已研制成功X100管线钢,正在研制X120钢级。一些闻名的石油公司和管道公司在本世纪初进行了Xl00钢级和X120钢级管道的工业性试验。由此可见，高钢级管线钢的开发与应用在国外已特不普遍。

1.4.2 管线钢的组织结构的变化

从某种意义上讲，管线钢的进展过程，实质上是管线钢显微组织结构的演变过程。管线钢能够以不同的方式进行分类。从材料显微组织学归类，有四种差不多组织类型的管线钢，即铁素体一珠光体(Ferrite-Pearlite，简写为F-P)管线钢、针状铁素体(AeieularFerrite简写为AF)管线钢、贝氏体-马氏体(Bainite-Martensite,简写为B-M)管线钢和回火索氏体(Tempered Sorbite，简写为S)管线钢。前三类管线钢为微合金化操纵轧制和操纵冷却状态(Termomechancal Control Process，简写为TMCP)管线

钢，是现代油气管线的主流钢种。第四类管线钢为淬火、回火状态(QuenchTempering，简写为QT)管线钢，由这类管线钢难以进行大规模生产，在使用上受到限制，然而在俄罗斯等国和在海洋管线等领域仍不失使用的实例。

在微合金化管线钢中，铁素体一珠光体是第一代微合金管线钢的要紧组织形态，X70及其以下级不的管线钢具有这种组织形态。针状铁素体管线钢是第二代微合金管线钢，强度级不可覆盖X60~X100。近年来进展的超高强度管线钢Xl00、X120的显微组织形态为贝氏体-马氏体。

（1）铁素体-珠光体

铁素体-珠光体是20世纪60年代往常的管线钢所具有的差不多组织形态。当时应用的X52以及低于这种强度级不的管线钢均属于铁素体-珠光体钢。其差不多成分是C-Mn，通常含碳量为0.10~0.20%,含锰量为1.30~1.70%，一般采纳热轧或正火热处理。当要求较高强度时，可取高限含碳量，或在Mn系的基础上加入微量Nb、V。通常认为，铁素体一珠光体管线钢具有晶粒尺寸为7μm左右的多边形铁素体和约30%的珠光体。这种合金化和组织设计的制造成本最低。铁素体一珠光体管线钢典型的光学显微组织形态如图1-3,透射电子显微组织如图1-4。

图1-3 铁素体-珠光体的光学显微组织图1-4 铁素体-珠光

体的TEM电子显微组织

（2）针状铁素体

具有铁素体-珠光体组织形态的管线钢，通过采纳微合金化和控轧、控冷等强化手段，在保证高韧性和良好焊接性的条件下，可将20mm的宽厚板提高到50~55OMPa的极限水平。为进一步提高管线钢的强韧性，需要研究开发针状铁素体管线钢。针状铁素体管线钢通过微合金化和控轧、控冷，综合利用晶粒细化、微合金元素的析出相和位错亚结构的强化效应，可使管线钢达到Xl00的强韧水平。

（3）贝氏体-马氏体

通过低C，Mn-Cu-Ni-Mo-Nb-Ti的多元合金设计和先进的TMCP 技术，X100管线钢可获得全部针状铁素体组织。尽管在对X100显微组织的定量分析中，仍有可能存在少量其它组织，但人们适应称其为全针状铁素体钢,或称为全粒状贝氏体钢!退化上贝氏体钢。

从组织形态学上分析，假如讲Xl00与X80等针状铁素体管线钢有较大的相似性，X120则有完全不同的组织形态，其典型显微组织为下贝氏体一板条马氏体。

下贝氏体(LB)和马氏体(M)均以板条的形态分布。在LB的板条内分布着微细的具有六方点阵的ε-碳化物，些碳化物平行排列并与板条长轴呈55°一65°取向。在M板条内的碳化物呈魏氏体组态分布，板条间存在残余奥氏体薄膜。LB和M板条内有高密度的位错。X120管线钢的这种组织结构给予材料高的强韧特性，其屈服强度大于827Mpa，-30℃时的冲击韧性超过230J。

1.4.3 管线钢的国内外研究现状

（1）管线钢的国内研究现状

我国20世纪90年代初期的管线钢生产还停留在X60级水平。随着国内对天然气需求的迅速增长，为了提高管道输送能力、降低管道建设成本，采纳高强度管线钢建设高压长输管线势在必行。在不到10年的时刻里，中国X65、X70管线钢就己从试制进展到大规模的工程应用。随着近年来我国加大了石油天然气的开采和应用力度，一批高钢级、高技术要求的管线工程陆续开工建设。西气东输!陕京二线均要求管线钢级为X70、壁厚17.5rnrn，为我国当时管线工程所用螺旋管钢级和壁厚之最。目前我国X70及以下的管线钢管不仅满足了API Spee.SL标准规定的强度要求，而且韧性技术指标达到世界先进水平[9]。

近年来，X80管线钢的研究和开发取得了重要进展。宝鸡石油钢管有限责任公司于1999年开始进行石油天然气输送用X80级螺旋埋弧焊管的研究工作，先后完成了国外高钢级管线钢管的技术标准、焊接材料、焊接工艺等方面的技术情报的收集整理工作，并与国内几家大型钢铁公司联合提出了X80管线钢热轧卷板的技术条件。至2003年已相继完成了不同规格的X80钢级板卷、钢板和焊管的试制和生产，取得了突破性进展。

Xl00高性能管线钢也引起我国管道工程界和冶金界的关注。2006年鞍山钢铁公司在国内领先报道了Xl00的研究成果，其Xl00管线钢宽厚板及卷制的直缝焊管顺利通过了国内权威科研机构一中石油管材研究所实验评价。这表明，鞍钢研制开发Xl00管线钢获得成功，成为国内首家!世界上少数掌握这种高钢级管线钢技术并具备

生产能力的钢铁企业。2006年，中国石油天然气集团公司启动了Xl00管线钢应用基础的研究。以后十年将是我国油气输送管线建设的高潮时期，可能每年将需要高强度高韧性管线钢100万吨以上,其中大部分为X70及以上高钢级管线钢[10]。

（2）管线钢的国外研究现状

1985年，德国Mannesmann公司成功研制了X80钢级管线钢，并铺设了312 km的试验管道。此后X80钢级管线钢不断进展。目前，X80的用户要紧有加拿大的TransCanada、德国的Ruhr Gas、英国的Transco等，生产厂商要紧有欧洲钢管、日本的住友金属、新日铁、NKK、川崎、澳大利亚的PipeSteel和韩国的Posco等。国外大部分专家认为:X80钢级管线钢在管线设计、炼钢轧钢、制管成型、焊接工艺、检测评定、防腐爱护、运营维护、工艺优化等方面差不多积存了丰富的经验，在工业应用方面差不多不存在技术问题了[11]。

1998年，Transcanada开始着手X100管线钢开发及应用等方面的研究。2001年，英国BP公司与日本钢铁公司和德国的欧洲钢管进行合作，在美国阿拉斯加气田开发中使用X100钢管。2002年，TCPL 在加拿大建成了一条管径1 219 mm、壁厚14.3 mm的X100钢级的1 km试验段。同年，新版CSZ245-1-2002首次将Grad690(X100)列入了加拿大国家标准[11,12]。目前，新日铁成功地开发了具有划时代意义的热阻碍区细晶粒超高强韧技术(HTUFF)，生产了具有高HAZ韧性型和高均匀延伸率型的X100钢管。欧洲钢管公司生产出了几百吨X100级管线钢，钢板厚度可达25.4 mm，用来制造口径为914 mm的钢管。

1996年，Exxon Mobil公司分不与新日铁和住友金属签订了联合开发X120管线钢的协议，2001年差不多全面完成。2004年，Exxon

Mobil公司在加拿大进行了X120钢管116 km试验段管道的铺设。目前国际上已建的X80~X120钢级管线项目

如表1-1所示[12,13]。

表1-1 国外部分X80~X120钢级管线项目

年份级不位置名称管场长度

/km 直径

/mm

壁厚

/mm

1982 X80 德国Megal II 曼内斯

曼

3.2 1118 13.6

1986 X80 斯洛伐

克第四输气管

道

曼内斯

曼

1.5 1442 15.6

1990 X80 加拿大Nova

Express

East

NKK 2.6 1067 10.6

1992 X80 德国Ruhr Gas

project 欧洲钢

管

250 1219 18.4

1994 X80 加拿大Nova

Matzhiwian

IPSCO 54 1219 12.0

1995 X80 加拿大East

Alberta

System

IPSCO 33 1219 12.0 1997 X80 加拿大Central IPSCO 91 1219 12.0

Alberta

System

1997 X80 加拿大East

Alberta

System

IPSCO 27 1219 12.0

2001 X80 英国Cambridge

M.G 欧洲钢

管

47.1 1219 14.3

2002 X80 英国H.S.

Willoughby 欧洲钢

管

42 1219 15.1

2003 X80 加拿大GNRL

Project 欧洲钢

管

12.7 610 25.4

2004 X80 英国Transco

Project 欧洲钢

管

208 1219 143.0

2002 X100 加拿大Westpath

Project

JFE 1 1219 14.3

2004 X100 加拿大Godin Lake

Project

JFE 2 914 13.2

2004 X120 加拿大Godin Lake

Project

Nippon 1.6 914 16.0

1.5 焊接热阻碍区的组织性能特点及其研究现状

焊接过程中，焊缝两侧发生组织和性能变化的区域称为焊接热

阻碍区(Heat Affected Zone，简称HAZ)。HAZ上各点距焊缝的远近不同，各点所经历的焊接热循环不同，就会出现不同的组织，具有不同的性能[14]。因而焊接热阻碍区是一个具有组织梯度和性能梯度的非均匀连续体。HAZ 的宽度专门小，一般只有几毫米，并在这几毫米的范围内包括有几个组织和性能不同的特定区域。采纳焊接热模拟技术，使试样经受与实际焊接过程相似的热循环，从而获得与实际HAZ不同区域相似的组织状态，有助于深入研究不同焊接参数对高钢级管线钢HAZ不同区域组织的阻碍。

1.5.1 管线钢焊接热阻碍区的组织转变特点

依照近年来的研究，焊接条件的组织转变与热处理条件下的组织转变，从差不多原理来讲是一致的。新相的形成也是通过生核和核长大的两个过程，符合经典的结晶理论，组织转过程进行的动力也是取决系统中的热力学条件，即新相与母相的自由能之差。然而，由于焊接过程具有本身的待点，这就给焊接时的组织转变带来了它的待殊性。焊接本身的特点概括起来有以下五点：

(1) 加热的温度高。一般热处理情况下，加热温度都不超过 Ac3以上100～200 ℃，而在焊接时，近缝区熔合线附近可接近金属的熔点，关于低碳钢和低合金钢来讲，一般都在 1350 ℃左右。显然，二者相差甚大。

(2) 加热的速度快。焊接时由于采纳的热源强烈集中，故加热的速度比热处理时要快的往往超过几十倍甚至几百倍。

(3) 高温停留时刻短。焊接时由于热循环的特点，在 Ac3以上保温的时专门短(一般手工电约为4～20s，埋弧焊时30～l00s)，而在热处理时能够依照需要任意操纵保温时刻。

(4) 自然条件下连续冷却。在热处理时能够依照需要来操纵冷却速度或在冷却过程中不同时期进行保温。然而在焊接时，一般差不多上在自然条件下连续冷却个不情况下才进行焊后保温或焊后热处理。

(5) 局部加热。热处理时工件是在炉中整体加热，而焊接时只是局部集中加热，同时随热源的移动，被加热的范围也在随之移动。如此就使组织转变是在应力作用下进行的，同时这种转变的过程是不均匀的。

1.5.2 管线钢的HAZ组织分布

管线钢一般属于操纵轧制和操纵冷却的低碳微合金钢，是高强度、高韧性钢。这种良好的强韧性配合在制管和现场焊接过程中会受到焊接过程的削弱。特不是热阻碍区的晶粒粗化和组织结构的变化将使得热阻碍区的性能与母材性能相比，严峻下降，焊接热阻碍区不再具有母材的许多优异性能，特不是韧性可能会降低20%～30%，粗晶区的韧性值甚至可能会下降70%～80%[15]。在单道焊中，紧靠焊缝的粗晶区(GCHAZ)由于晶粒的长大和组织结构的变化而具有最低的韧性值，从而成为焊接接头局部脆化区(LBZ)[16]。

图1-5 管道焊接HAZ的组织分布特征

( a)HAZ组织分布；(b)Fe-C状态图；

(c)热循环(图中Tm-峰值温度，TH-晶粒长大温度)

关于焊接HAZ的组织分布，有不同的分类方法，通常按其所经历热循环的差异，分为熔合区、粗晶区、细晶区、不完全重结晶区和时效脆化区等五个区段，如图1-5所示。

熔合区又称部分熔化区。该区紧邻焊缝，温度范围在固、液相之间。尽管这一区域相当狭小，但由于在化学成分上和组织性能上都有较大的不均匀性，因此对焊接接头的强度、韧性都有专门大的阻碍。

粗晶区又称为过热区。它的温度范围在1100℃到固相线之间。由于加热温度专门高，金属处于过热状态，奥氏体晶粒发生急剧长大，冷却后得到粗大的组织。此区的韧性较低，往往会成为管线的韧性低谷区。

细晶区又称相变重结晶区或正火区。它的温度范围在Ac3到1100℃之间。由于在加热和冷却过程中发生相变重结晶，因而组织

得以细化[17]。不完全相变重结晶区又称不完全正火区。它的温度范围在Ac l～Ac3之间。由于只有一部分组织发生了相变重结晶过程，因而该区在冷却后由发生相变的细小组织和未发生相变的粗大组织组成。低于A1的温度对母材的组织不产生实质性的阻碍。

1.5.3 HAZ的性能分布

由于HAZ是一个连续变化的梯度组织区域，这一组织分布特征必定阻碍到它性能的分布，因此HAZ是一个具有性能梯度的非均匀连续体。图1-6是一种管线钢手工电弧焊焊接接头的硬度分布曲线。

图1-6 焊接接头的硬度分布图1-7 Mn-Mo-Nb管线钢两道埋弧COD结果

图1-7是一种Mn-Mo-Nb管线钢母材和焊接接头不同区域的断裂韧性分布曲线。粗晶区具有最高的硬度值和最低的断裂韧性值。粗晶区的脆化由于焊接粗晶区处在焊缝和母材的过渡区域，它不仅具有明显的物理和化学不均匀性，而且还经常在焊趾和焊根处出现咬边和裂纹等几何不均匀性所造成的应力集中，因而焊接粗晶区是整个焊接接头的薄弱区域[18]。多年来，粗晶区组织和性能的变化一直是人们关注的焦点，有关焊接粗晶区的研究已成为现代焊接物理冶金的一个重要分支。

1.5.4 管线钢的焊接热阻碍区研究现状

已有的高强度管线钢的焊接研究结果表明，热输入是阻碍热阻碍区(HAZ)的关键因素。

对X80管线钢进行热模拟、金相显微镜和透射电镜分析后表明，X80 级抗大变形管线钢焊接粗晶区组织类型要紧为铁素体和少量珠光体、粒状贝氏体、板条贝氏体和板条马氏体4种类型，X80管线钢焊接热阻碍区粗晶区冲击韧性较差，存在严峻脆化，粗晶区脆化是由于晶粒的粗化以及M-A组元数量增多造成的；随着t8/5的增加，粗晶区的冲击韧性和硬度随之降低；峰值温度越高，X80级管线钢的组织越粗大、韧性越低；中间临界区是焊接热阻碍区中另外一个韧性较薄弱的区域。Nb的加入能改X80的HAZ区组织性能[15]。

钢管管体要紧为状贝氏体及少量多边形铁素体混合组织，具有良好的强度和韧性。X100管线钢的热敏感性较大，在焊接热循环作用下过热区的组织更容易长大，造成热阻碍区发生脆化，成为 X100 管线钢管的薄弱环节，通过焊接热循环后 X100管线钢焊接热阻碍区粗晶区CGHAZ 强度均有不同程度的下降，且下降幅度随着热输入的增加而增加。X100级管线钢焊接粗晶区组织要紧有粗大的粒状贝氏体、贝氏体铁素体和马氏体。有研究表明，当焊后冷却速度低于2℃/s 时，焊接粗晶区组织为粒状贝氏体；当焊后冷却速度为2~5℃/s时，组织为贝氏体铁素体；当焊后冷却速度高于5℃/s时，粗晶区开始出现马氏体组织。聂文金[19]、乔桂英[20]及其他研究表明，高Nb抗变形X100管线钢单道次焊接热输入小于20KJ/cm时的CGHAZ具有较高韧性，形成大角度晶界密度较高的板条贝氏体或针状铁素体；焊接热输入大于等于25KJ/cm会导CGHAZ晶粒均匀性的恶化，使M/A组

元粗化。并形成取向单一的粗大粒状贝氏体。有研究表明镁合金化对HAZ的优化阻碍，提出了又一种提高HAZ区性能的方法[21,22]。

随着焊接热输入的增加，焊缝区针状铁素体含量减少，热阻碍区(HAZ) 晶粒变粗，X 100 管线钢接头的强韧性降低，较小的热输入可减少HAZ的宽度，降低HAZ硬度的下降。焊缝区和HAZ的冲击汲取功和剪切面积随着热输入的增加而减小，冲击断口表现为准解理断裂，焊缝组织以针状铁素体粒状贝氏体为主，这种组织给予材料良好的强韧性在不同焊接热输入条件下，冷却速度的差异使热阻碍区的显微组织发生较大的变化[24]。

HAZ的冲击汲取功随着热输入的增加而降低，赵文贵等人的研究表明焊接热输入为15KJ /cm时，热阻碍区组织以板条贝氏体为主，具有优异的冲击韧性；而热输入为25KJ /cm时，以粒状贝氏体组织为主，其韧性明显恶化[25]。同时，温度也强烈阻碍钢的HAZ区的晶粒大小，即组织性能。

具体来讲，在较低的焊接热输入(10kJ/cm)，由于冷却速度较大，CGHAZ的组织形态多为从奥氏体晶界向晶内平行生长的细密板条, 不同位向的板条使原奥氏体晶界清晰可见。分析表明，这种细密的板条组织为BF+GB，板条间为薄膜状或条状M/A，组织较为细小。这一组织形态所具有的细小的有效晶粒、高密度的位错亚结构和弥散分布的微合金碳、氮化合物的沉淀析出等组织结构因素，给予材料优良的强韧特性。在中等焊接热输入下(20kJ/cm)，管线钢CGHAZ组织形态有所不同。由于冷速有所降低，CGHAZ的组织要紧为GB+QF。快冷条件下，板条细小，板条间的岛状组织纵横比较大，并由这种岛状组织勾画出板条的痕迹。而在较慢冷却速度下，这种岛状组织