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(1.中石化勝利油田分公司海洋采油廠，東營 257237；2.安科工程技術研究院(北京)有限公司，北京 100083)

0 引 言

隨著全球能源需求的增長，海洋油氣資源的開發(fā)已經成為我國能源生產的重要組成部分。海洋中水下設施的腐蝕問題已成為開采設施用材料所需解決的首要問題[1]。為了降低成本并解決腐蝕問題，在管線鋼表面堆焊耐蝕合金的技術得到越來越廣泛的應用[2-4]。

但是，當耐蝕合金應用于含有H2S或施加陰極保護的環(huán)境中時，陰極析氫反應產生的氫容易進入到金屬中，并在缺陷處誘發(fā)氫致開裂，導致水下設施失效，如水下系統(tǒng)的管法蘭在-1 050 mV陰極保護下易產生氫致開裂[5]。研究人員已對碳鋼表面堆焊層的氫致裂紋擴展行為進行了研究。SAKAI等[6]將氫致裂紋分為兩種類型：Ⅰ 型裂紋沿著界面區(qū)的熔合線擴展；Ⅱ 型裂紋沿著粗大奧氏體與其外側組織相連的晶界擴展。在研究堆焊電流對碳鋼表面鎳基合金堆焊層顯微組織和耐磨性能的影響時發(fā)現(xiàn)，在熔合區(qū)馬氏體組織處會出現(xiàn)氫致裂紋[7-8]。但是，目前還無法確定氫致裂紋的萌生位置，以及氫致裂紋在鎳基合金堆焊層中的擴展方式，因此研究堆焊層界面附近的顯微組織、裂紋的形核和擴展行為對堆焊結構設施的安全評估具有重要意義。為此，作者在X70管線鋼表面堆焊8 mm厚鎳基合金堆焊層，分析了堆焊層/母材界面顯微組織及元素的變化，并采用電解充氫方法研究了堆焊層氫致裂紋的萌生位置和擴展方式。

1 試樣制備與試驗方法

試驗材料為X70管線鋼管，規(guī)格為φ1 016 mm×17.5 mm，其顯微組織見圖1，為鐵素體和少量的珠光體；焊接材料為ERNiCrMo-3焊絲，直徑為2.5 mm。X70管線鋼與焊絲的化學成分見表1。采用線切割法在鋼管上切取尺寸為200 mm×150 mm×17.5 mm的試樣，對表面進行處理使之呈金屬光澤。采用手工非熔化極惰性氣體鎢極保護焊(TIG)進行堆焊，焊接電流為150 A，焊接電壓為22～25 V，焊接速度為25～30 mm·min-1，氣體流量為8 L·min-1。焊接前后試樣均未進行熱處理。堆焊后試樣的尺寸為200 mm×158 mm×17.5 mm，堆焊層厚度為8 mm。

圖1 X70管線鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of X70 pipeline steel

材料CSiMnSPNiCrMoAlTiX70管線鋼0.0600.241.530.00090.0120.150.17ERNiCrMo-3焊絲0.0900.120.050.00100.01264.521.908.650.170.19堆焊層0.0190.270.430.00180.00835.916.306.490.180.17

按照JB 4708-2000，在試樣中部堆焊層橫截面上取樣，采用等離子體原子發(fā)射光譜儀測堆焊層的化學成分，結果見表1。在母材和堆焊層的界面截取金相試樣，試樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm，先使用體積分數(shù)5%硫酸溶液腐蝕堆焊層，然后用體積分數(shù)4%硝酸酒精溶液腐蝕母材，之后在ECLIPSE LV150N型光學顯微鏡上觀察顯微組織，采用FEI Quanta 400型掃描電鏡(SEM)觀察母材和堆焊層的界面形貌，用附帶的League 2000型能譜儀(EDS)進行成分分析。

采用DHV-1000Z型顯微硬度計測試樣截面上各區(qū)域的顯微硬度，載荷為9.8 N，保載時間為15 s。根據GB/T 2650-2008，在堆焊試樣上截取尺寸為55 mm×10 mm×3 mm的夏比V型缺口沖擊試樣，該試樣包括一半母材和一半堆焊層，取樣位置如圖2所示，缺口位置垂直于堆焊層橫截面，采用JB-300B型沖擊試驗機進行沖擊試驗，試驗溫度為-40 ℃。在FEI Quanta 400型掃描電鏡上觀察沖擊斷口形貌。

圖2 沖擊試樣取樣示意Fig.2 Diagram of impact sample sampling

在堆焊試樣上截取尺寸為50 mm×5 mm×3 mm的充氫試樣，母材和堆焊層厚度均為1.5 mm。尺寸為50 mm×5 mm的堆焊層表面為充氫工作面，將其他表面用環(huán)氧樹脂封裝后，將工作面用水磨砂紙逐級打磨后拋光，經去離子水和酒精清洗并干燥后，在體積分數(shù)5%H2SO4和質量濃度2 g·L-1硫脲的溶液中進行充氫試驗，充氫電流為30 mA，由DH1719A-3型直流穩(wěn)壓穩(wěn)流電源提供，充氫時間為24 h。充氫后的試樣經去離子水沖洗并吹干后，采用FEI Quanta 400型掃描電鏡觀察堆焊層裂紋形貌，利用League 2000型能譜儀分析夾雜物成分。

2 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖3可見：堆焊后試樣中的熱影響區(qū)由粗晶區(qū)和細晶區(qū)組成，粗晶區(qū)靠近熔合線，組織為粗大的鐵素體，細晶區(qū)為完全相變區(qū)，組織為細小的鐵素體和少量的珠光體；堆焊層與母材之間存在一個寬約10 μm的熔合區(qū)；堆焊層組織為樹枝狀奧氏體，且具有一定方向性，這是由凝固時的冷卻速率不同和合金元素的共同作用造成的；熔合區(qū)組織為馬氏體，該區(qū)域的組織形貌除了與成分有關，還與X70管線鋼和堆焊層的導熱系數(shù)有關。ERNiCrMo-3焊絲為鎳基合金，X70管線鋼的導熱系數(shù)大于鎳基合金的，在堆焊過程中，熔化的焊絲金屬與熔化的母材金屬相互混合，靠近固態(tài)母材處液態(tài)金屬的溫度較低、流動性差，液態(tài)停留的時間較短，存在一個滯留層，該處熔化的母材與填充的焊絲金屬不能充分地混合，同時由于熔合區(qū)附近的過熱程度小，熔化的金屬在結晶時于固/液界面處形成較大的溫度梯度，這種溫度梯度導致馬氏體開始轉變溫度在室溫以上，因此冷卻時在熔合區(qū)形成馬氏體組織。

圖3 堆焊層/母材界面與熱影響區(qū)的顯微組織Fig.3 Microstructures of interface between surfacing layer and base metal (a) and heat affected zone (b)

圖4 母材和堆焊層界面的SEM形貌及元素線掃描結果Fig.4 SEM morphology (a) and linear scanning results of elements (b) of interface between base metal and surfacing layer

由圖4可以看出：堆焊層中的鉻、鎳、鉬含量與母材的差別較大，隨著距母材距離的增大，鉻、鎳、鉬元素含量增加，鐵元素含量降低，這說明在焊接過程中，ERNiCrMo-3鎳基合金堆焊層中的鉻、鎳合金元素向母材中擴散，母材中的鐵元素向堆焊層中擴散。

2.2 沖擊斷口形貌

圖5 沖擊試樣斷口形貌Fig.5 Fracture morphology of impact sample

由圖5可以看出：堆焊層沖擊斷口呈韌性斷裂特征，韌窩淺且細??；母材斷口呈解理或準解理脆性斷裂特征；熔合區(qū)斷口呈由淺韌窩+準解理組成的具有變形特征的混合過渡斷裂特征。由于氫致裂紋在脆性組織中的擴展速度比在韌性組織中的大得多，因此熔合區(qū)和熱影響區(qū)中的粗晶區(qū)可能會成為裂紋最容易擴展的位置[9]。

圖7 堆焊層的裂紋和夾雜物形貌及夾雜物的EDS譜Fig.7 Micrographs of cracks and inclusions in surfacing layer and EDS spectra of inclusions: (a) morphology of cracks on the surface; (b) EDS spectrum of position 1; (c) hydrogen blistering; (d) inclusions and secondary cracks; (e) EDS spectrum of position 2 and (f) morphology of cracks on longitudinal section

2.3 硬度分布

由圖6可知：母材硬度最低，堆焊層和熔合區(qū)的硬度偏高；從母材到熔合線區(qū)域的硬度呈整體上升趨勢，在熔合區(qū)內達到最高值。堆焊層中的奧氏體組織和熔合區(qū)中的馬氏體組織是硬度升高的主要原因。

圖6 母材和堆焊層界面的顯微硬度分布Fig.6 Micro-hardness distribution of interface between basemetal and surfacing layer

2.4 堆焊層的氫致開裂行為

由圖7可知：在室溫下電解充氫24 h后，堆焊層表面出現(xiàn)了典型的氫致裂紋，裂紋在Al2O3和單質硅的夾雜物處(箭頭所指位置)萌生，并伴有直徑10 μm氫鼓泡的產生，裂紋萌生后沿枝晶間隙擴展并進入奧氏體相，表現(xiàn)為穿晶和沿晶的擴展方式，與SAVAGE等[10]的研究結果一致；裂紋呈不規(guī)則擴展，擴展深度約60 μm，未到達母材/堆焊層界面，如圖7(f)所示。在電解充氫時，氫原子向金屬內部擴散，溶解在金屬中的氫在某些特殊區(qū)域(如夾雜物界面、第二相界面或空位團)會還原成氫原子，氫原子直接結合成為氫氣。當局部區(qū)域的氫濃度很高，并當氫氣壓力等于金屬原子鍵結合力時，就會造成局部區(qū)域的原子鍵斷裂，從而形成微裂紋。已有研究表明，在陰極充氫條件下，氫氣的分壓可達到500 MPa。當氫氣壓力達到臨界值時，氫鼓泡沿著夾雜物與基體的界面處生成并導致裂紋的萌生[11]。

3 結 論

(1) 在X70管線鋼表面鎳基合金堆焊層/母材界面熱影響區(qū)中細晶區(qū)的組織為細小鐵素體和少量珠光體，靠近熔合線粗晶區(qū)的組織為粗大的鐵素體，熔合區(qū)的組織為馬氏體，堆焊層的組織為樹枝狀奧氏體；隨著距X70管線鋼母材距離的增大，鉻、鎳、鉬元素含量增加，鐵元素含量降低。

(2) 堆焊層沖擊斷口呈韌性斷裂特征，母材斷口具有解理或準解理脆性斷裂特征，熔合區(qū)斷口呈混合過渡斷裂特征,由淺韌窩+準解理組成,具有變形特征；堆焊層和熔合區(qū)的硬度均高于母材的。

(3) 在室溫下電解充氫24 h后，堆焊層表面的氫致裂紋在Al2O3和單質硅夾雜物處萌生，擴展方式為沿晶和穿晶擴展，夾雜物是氫致裂紋及氫鼓泡萌生的主要原因，裂紋的擴展深度約60 μm，未到達母材/堆焊層界面處。

參考文獻:

[1] 何寧，王桂林，段夢蘭，等. 深水油氣田開發(fā)中的中深水輸送概念[J]. 石油工程建設, 2010，36(3): 33-37.

[2] 周振豐，張文鉞. 焊接冶金與金屬焊接性[M]. 北京：機械工業(yè)出版社,1987: 10-15.

[3] ABERLE D, WOLF M, STENNER F. Corrosion resistance of nickel alloys and super austenitic stainless steel weld cladding as a function of dilution[C]//Corrosion 2010. Texas: NACE International, 2010: 262-264.

[4] KOPLIKU A, CAVASSI P. Selection of UNS N08825 as cladding material for offshore pipelines transporting sour multiphase hydrocarbon[C]//Corrosion 2002. Colorado: NACE International, 2002: 42-43.

[5] HUIZINGA S, MCLOUGHLIN B. Failure of a subsea super duplex manifold hub by HISC and implications for design[C]// Corrosion 2006. San Diego: NACE International, 2006: 145-148.

[6] SAKAI T, ASAMI K, KATSUMATA M,etal. Hydrogen induced disbonding of weld overlay in pressure vessels and its prevention[C]//Current Solution to Hydrogen Problems in Steels. Washington DC: American Society for Metals, 1982: 340-348.

[7] ARATE Y, MATSUDA F, NAKAGAWA H,etal. Solidification crack susceptibility in weld metals of fully austenitic stainless steels (report Ⅱ): Effect of strain rate on cracking threshold in weld metal during solidification[J]. Transactions of JWRI, 1977, 6: 105-116.

[8] 李閃，胡建軍，陳國清，等. 鎳基合金等離子堆焊層的顯微組織及摩擦磨損性能[J]. 機械工程材料, 2013，37(6): 72-77.

[9] 褚武揚. 斷裂與環(huán)境斷裂[M]. 北京：科學出版社, 2000: 20-28.

[10] SAVAGE W, NIPPES E, HOMMA H. Hydrogen induced cracking in HY-80 steel weldments[J]. Welding Journal, 1976, 55(11): 368-376.

[11] 儲武揚. 氫損傷和滯后斷裂[M]. 北京：冶金工業(yè)出版社, 1988: 209-211.