張小凡，楊壽康，張建勛

（西安交通大學(xué)，西安 710049）

隨著世界能源需求的不斷增長，油氣田開發(fā)逐漸向深井、高腐蝕環(huán)境方向發(fā)展。目前，高腐蝕性油氣田開采作業(yè)和油氣輸送普遍采用價(jià)格較為昂貴的耐蝕合金甚至鎳基合金管道。但其中只有1/3 左右的管道材料起到抗蝕作用，其余部分僅起結(jié)構(gòu)支撐的作用，造成了資源和成本的極大浪費(fèi)。以碳鋼或合金鋼為基管，內(nèi)表面覆襯不銹鋼等耐蝕合金，通過各種變形和連接技術(shù)將管層中間緊密結(jié)合，制成新型雙金屬復(fù)合管，以基材滿足管道設(shè)計(jì)的許用應(yīng)力，復(fù)層耐腐蝕或者耐磨。相比于整體合金管，雙金屬復(fù)合管在兼得基層和復(fù)層優(yōu)良性能的同時(shí)，可以有效降低管道成本[1—2]。

雙相不銹鋼具有鐵素體＋奧氏體的雙相組織結(jié)構(gòu)，兩相比例接近1∶1，性能上結(jié)合了奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的特點(diǎn)，具有優(yōu)于鐵素體不銹鋼的韌性和優(yōu)于奧氏體不銹鋼的耐晶間腐蝕、應(yīng)力腐蝕、腐蝕疲勞性能。雙相不銹鋼DSS2205 在中性氯化物和H2S 溶液中具有優(yōu)于304L 和306L 奧氏體不銹鋼以及18-5Mo 型不銹鋼的耐腐蝕性能。DSS2205 的屈服強(qiáng)度約為標(biāo)準(zhǔn)奧氏體不銹鋼的2 倍，線性膨脹系數(shù)低于奧氏體不銹鋼，與碳鋼相近。因其具有諸多優(yōu)異性能，DSS2205 可用于油氣輸送管道中所使用的純金屬管道或雙金屬復(fù)合管道[3—5]。X65/DSS2205 雙金屬復(fù)合板基層的X65 管線鋼與DSS2205 在化學(xué)成分、線膨脹系數(shù)、熱導(dǎo)率、熔點(diǎn)和力學(xué)性能等方面都有較大差異，在焊接中存在復(fù)層合金元素稀釋、碳元素遷移、裂紋、HAZ 兩相比例失衡、腐蝕等問題。

目前對(duì)于層狀復(fù)合板焊接，國內(nèi)外一般通過分別對(duì)其基層和復(fù)層選取適宜的焊接方法進(jìn)行，并在基層焊縫和復(fù)層焊縫之間添加一層過渡層，防止焊縫基層金屬對(duì)復(fù)層金屬產(chǎn)生稀釋和破壞[3,6—8]，但其工藝的復(fù)雜性導(dǎo)致焊接效率較低，以至于工業(yè)制造效率較低。

激光穿透焊接時(shí)，在金屬蒸汽和溫度梯度作用下，熔池的上下表面附近形成兩個(gè)相對(duì)獨(dú)立的Marangoni 對(duì)流區(qū)，而熔池上部和下部的液態(tài)金屬之間發(fā)生相對(duì)較少的對(duì)流交換[9—12]?；谶@種熔池流動(dòng)行為特點(diǎn)，茍寧年等[13—14]通過激光穿透焊對(duì)X65/DSS2205 復(fù)合板進(jìn)行單道焊接，實(shí)現(xiàn)了雙金屬復(fù)合材料的一次對(duì)接成形，其原理如圖1 所示。研究表明，沿焊縫厚度方向，組織出現(xiàn)了明顯的分層特征，表明熔池上下兩個(gè)部分的流動(dòng)具有獨(dú)立性，焊縫復(fù)層表面與母材有相當(dāng)?shù)目咕鶆蚋g能力，但焊接過程中的熱循環(huán)以及基層與復(fù)層間的少量對(duì)流交換和激光焊接過快的冷卻速度破壞了復(fù)層DSS2205 原來具有的大量合金元素和平衡組織的成分組織特點(diǎn)，使其抗點(diǎn)蝕能力明顯低于母材。進(jìn)一步地，茍寧年[15]等通過焊接速度單變量實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)在較大的焊接速度下，熔池基層與復(fù)層的液態(tài)金屬發(fā)生相對(duì)更少的對(duì)流交換，且冷卻凝固后的焊縫復(fù)層奧氏體、鐵素體比例更加平衡，從而提升焊接接頭的抗點(diǎn)蝕能力。張建勛等[16]進(jìn)一步削減了X65/DSS2205 中的基層金屬厚度，使得在進(jìn)行激光熔透焊接時(shí)，熔池中基層液態(tài)金屬含量降低，并通過以激光功率、焊接速度、離焦量、背保護(hù)氣N2含量為變量的正交實(shí)驗(yàn)，對(duì)復(fù)合板激光穿透焊接進(jìn)行了工藝優(yōu)化，使復(fù)層焊縫金屬的稀釋率降低到3%以下。

圖1 雙金屬復(fù)合材料激光穿透焊接原理Fig.1 Schematic diagram of laser penetration welding of bimetallic composites materials

文中在前人研究的基礎(chǔ)上，在對(duì)不同厚度的試板進(jìn)行焊接時(shí)，通過調(diào)節(jié)離焦量使激光束焦點(diǎn)均會(huì)聚于雙金屬板界面處，去除了影響較小的背保護(hù)氣N2，引入基層厚度變量，設(shè)計(jì)了基層厚度、激光功率、焊接速度為變量的三變量三水平的正交實(shí)驗(yàn)，分析了接頭顯微組織與焊縫復(fù)層貴金屬含量保留情況，測(cè)量了接頭復(fù)層區(qū)動(dòng)電位極化曲線，對(duì)雙金屬激光穿透焊接做進(jìn)一步研究和優(yōu)化，得到了綜合耐腐蝕性能優(yōu)異的基層金屬厚度和焊接工藝組合，為復(fù)合板激光焊接時(shí)的基層厚度選擇提供了技術(shù)支持。

1 材料與實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)材料為爆炸焊接成形的X65/DSS2205 層狀雙金屬復(fù)合板，其基層X65 與復(fù)層DSS2205 的化學(xué)成分如表1 所示，實(shí)驗(yàn)過程如圖2 所示。正交實(shí)驗(yàn)中各實(shí)驗(yàn)組所采用的參數(shù)如表2 所示。激光焊接及金相試樣、電化學(xué)試樣取樣如圖3 所示。

焊接設(shè)備采用型號(hào)為IPG YLS-4000 的光纖激光器，其標(biāo)稱功率為4000 W。焊接過程中采用正、側(cè)、背三路Ar 氣保護(hù)，氣流量為25 L/min，避免焊接過程中熔池被氧化。焊接完成后切取接頭橫截面試樣，進(jìn)行鑲嵌、打磨、拋光處理，使用Curran 試劑（10 g氯化鐵+30 mL 鹽酸+120 mL 水）對(duì)接頭復(fù)層進(jìn)行腐蝕，時(shí)間約為15 s。通過Nikon MA200 金相顯微鏡對(duì)焊縫顯微組織進(jìn)行觀察分析。通過牛津能譜儀對(duì)焊縫復(fù)層進(jìn)行了EDS 面掃。采用Photoshop 軟件對(duì)復(fù)層側(cè)焊縫奧氏體含量進(jìn)行測(cè)算。以質(zhì)量分?jǐn)?shù)為3.5%的NaCl 溶液作為腐蝕介質(zhì)，使用CS350 型電化學(xué)工作站進(jìn)行常溫下的極化曲線測(cè)試，電位掃描范圍為?2～2 V，掃描速率為3 mV/s。因?yàn)榧す夂缚p很窄，很難將熱影響區(qū)區(qū)分出來，試樣電極的工作面取為5 mm×5 mm，包括整個(gè)焊縫、熱影響區(qū)和一部分母材。

圖2 實(shí)驗(yàn)過程Fig.2 Experimental process

表1 X65/DSS2205 化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of X65/DSS2205 (mass fraction) %

表2 激光焊接L9正交實(shí)驗(yàn)表Tab.2 L9orthogonal experiment table of laser welding

圖3 焊接及取樣示意圖Fig.3 Schematic diagram of welding and sampling

2 結(jié)果與討論

2.1 金相組織分析

圖4 為6#試驗(yàn)所得到的焊接接頭宏觀形貌及顯微組織照片，為本研究中的典型形貌和顯微組織。由圖4a 可見，焊縫整體上呈兩頭寬，中間窄的上下對(duì)稱的雙“丁”字型形貌，上下兩個(gè)部分組織形態(tài)差異明顯且彼此之間存在明顯的界限。圖4b 為靠近母材基層焊縫上部焊縫基層區(qū)的顯微組織，表現(xiàn)為典型的X65 焊縫組織特征，主要由大量針狀鐵素體、以及少量粒狀貝氏體與馬氏體的混合形態(tài)構(gòu)成；圖4d 為靠近母材復(fù)層的焊縫下部顯微組織，主要由垂直于焊縫中心線生長的粗大的鐵素體柱狀晶、在鐵素體晶界上析出的羽毛狀和條塊狀的晶間奧氏體、以及部分鐵素體晶粒內(nèi)部存在的極少的些點(diǎn)狀和小島狀的晶內(nèi)奧氏體組織組成；圖4c 為靠近母材基層與復(fù)層間界面位置的過渡區(qū)組織，表現(xiàn)為基層、復(fù)層2 種組織交錯(cuò)混合的狀態(tài)，其中存在明顯的界線，左側(cè)呈奧氏體、鐵素體雙相分布的復(fù)層特征，右側(cè)則以大量針狀鐵素體為主要組成部分，與基層組織形貌特征一致。焊縫所呈現(xiàn)的這兩種截然不同且界限分明的顯微組織特征，印證了在激光穿透焊接的過程中，熔池上部和下部的液態(tài)金屬各自進(jìn)行獨(dú)立的Marangoni 對(duì)流，彼此間對(duì)流交換較少的流動(dòng)行為特征，驗(yàn)證了通過激光穿透焊接實(shí)現(xiàn)雙金屬復(fù)合板一次對(duì)接成形的設(shè)想。

鐵素體F 和奧氏體A 兩相比例對(duì)雙相不銹鋼的耐腐蝕性能影響很大，A/F 相比例越接近于1︰1，即奧氏體含量越接近于50%，耐點(diǎn)蝕性能就越好。在進(jìn)行極化曲線測(cè)試前，使用Curran 試劑對(duì)電化學(xué)試樣的工作面腐蝕15 s 左右，拍攝金相組織照片后，通過Photoshop 軟件提取焊縫中的奧氏體，測(cè)算9 個(gè)接頭的奧氏體含量，結(jié)果如圖5 所示。由圖5 可知，不同的焊接條件下，復(fù)層區(qū)奧氏體含量變化很大，其中5#和6#兩組接頭奧氏體含量接近于50%，可能具有相對(duì)更好的耐點(diǎn)蝕性能。

2.2 復(fù)層合金元素與熔池流動(dòng)行為分析

采用EDS 面掃技術(shù)對(duì)圖4a 中所示的焊縫復(fù)層區(qū)進(jìn)行成分掃描，以復(fù)層DSS2205 中含有的Fe 和Cr兩種元素作為標(biāo)記元素進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，根據(jù)統(tǒng)計(jì)結(jié)果繪制基層厚度對(duì)焊縫復(fù)層區(qū)元素含量變化影響如圖6 所示。由圖6 可得，隨著基層金屬厚度由1.6 mm 下降至1.2 mm，復(fù)層金屬DSS2205 中的Cr 元素獲得了最大的保留量，當(dāng)基層金屬厚度繼續(xù)減小至0.8 mm 時(shí)，Cr 元素含量反而下降，F(xiàn)e 元素變化趨勢(shì)與之相反。結(jié)合激光穿透焊接時(shí)熔池流動(dòng)行為特征分析推測(cè)，在進(jìn)行激光穿透焊接時(shí)，熔池頂部的基層液態(tài)金屬與底部的復(fù)層液態(tài)金屬分別進(jìn)行相對(duì)獨(dú)立的 Marangoni 對(duì)流，在基層金屬與復(fù)層金屬相互接觸的熔池中部發(fā)生少量對(duì)流交換，隨著基層金屬厚度減小，熔池中部基層液態(tài)金屬占比減小，其對(duì)復(fù)層金屬的稀釋作用隨之減弱，焊縫復(fù)層區(qū)因此可以保留更多的貴金屬元素；但當(dāng)基層金屬厚度過小，部分復(fù)層金屬將接近頂部液態(tài)金屬流動(dòng)速度較快的 Marangoni 對(duì)流區(qū)甚至包含在其中，與基層金屬發(fā)生較多的對(duì)流交換，從而導(dǎo)致焊縫復(fù)層區(qū)貴金屬元素保留量下降。

圖4 雙金屬激光穿透焊接接頭形貌與顯微組織Fig.4 Morphology and microstructure of bimetal laser penetration welded joint

圖5 焊縫復(fù)層側(cè)奧氏體含量Fig.5 Austenite content at the composite side of the welded joint

圖6 基層金屬厚度對(duì)接頭焊縫復(fù)層區(qū)的Fe和Cr 元素的影響規(guī)律Fig.6 Influence of base metal thickness on Fe and Cr elements in the weld composite layer

2.3 基層厚度對(duì)接頭耐腐蝕性能的影響

圖7 為測(cè)得的極化曲線中特征參數(shù)示意圖，正交實(shí)驗(yàn)中各試驗(yàn)組的測(cè)量結(jié)果如表3 所示。通過表3，從9 組復(fù)合板焊接接頭極化曲線特征參數(shù)的平均值來看，接頭自腐蝕電位的平均值為?0.92 V，低于母材DSS2205 的?0.77 V，點(diǎn)蝕電位與鈍化區(qū)寬度分別為0.28 V 和1.20 V，均明顯低于母材DSS2205 的1.41 V 和2.19 V，由此可見，復(fù)合板接頭抗均勻腐蝕能力略低于母材DSS2205，抗點(diǎn)蝕能力和鈍化膜穩(wěn)定性相比母材均下降明顯。其中第5#和6#兩組實(shí)驗(yàn)中的接頭點(diǎn)蝕電位最高，與前面復(fù)層側(cè)奧氏體含量測(cè)算結(jié)果相符，但即使其奧氏體含量十分接近50%，其點(diǎn)蝕電位與母材相比仍有較大差距，分析認(rèn)為，在焊接冷卻過程中，熱作用的變化導(dǎo)致元素分布發(fā)生變化，生成了部分Cr 和N 含量低于一次奧氏體，點(diǎn)蝕敏感性高的二次奧氏體，從而導(dǎo)致5#和6#兩組試樣耐點(diǎn)蝕性能與母材差別較大。

圖7 DSS2205 及焊接接頭復(fù)層側(cè)在3.5%的NaCl 溶液中的極化曲線特征參數(shù)示意圖Fig.7 Characteristic parameters of polarization curves of DSS2205 and welded joint composite side in 3.5% NaCl solution

表3 母材DSS2205 與焊接接頭極化曲線測(cè)量結(jié)果Tab.3 Polarization curve measurement results of base material DSS2205 and welded joint

基層金屬厚度對(duì)接頭復(fù)層耐腐蝕性能的影響如圖8 所示。圖8a—圖8c 分別展示了基層金屬厚度對(duì)自腐蝕電位、點(diǎn)蝕電位以及鈍化區(qū)寬度的影響。由圖8a 和8b 可知，隨著基層金屬厚度的減小，接頭復(fù)層的自腐蝕電位與點(diǎn)蝕電位均有所上升，即接頭復(fù)層的耐均勻腐蝕性能與耐點(diǎn)蝕性能隨基層金屬厚度的減小逐漸升高。由圖8c 可見，接頭復(fù)層鈍化區(qū)寬度在基層金屬厚度為1.6 mm 時(shí)取得最大值，在基層厚度為0.8 mm 時(shí)次之，在基層厚度為1.2 mm 時(shí)最小，即不同基層厚度下，接頭復(fù)層鈍化膜的穩(wěn)定性為1.6 mm>0.8 mm>1.2 mm。

圖8 基層厚度對(duì)焊接接頭腐蝕性能的影響示意圖Fig.8 Influence of base thickness on corrosion performance of welded joint

綜上所述，隨著基層厚度的減小，復(fù)合板激光穿透焊接接頭的綜合耐腐蝕性能逐漸提高。在基層金屬厚度為0.8 mm 時(shí)，接頭具有最優(yōu)的耐均勻腐蝕和耐點(diǎn)蝕性能，并擁有較為穩(wěn)定的鈍化膜。

2.4 正交變量影響對(duì)比與工藝優(yōu)化

表4 是分別以自腐蝕電位、點(diǎn)蝕電位與鈍化區(qū)寬度為評(píng)價(jià)指標(biāo)對(duì)正交實(shí)驗(yàn)進(jìn)行的直觀分析結(jié)果。由表4 可得，從自腐蝕電位Ecor來看，基層金屬厚度與焊接速度對(duì)于復(fù)合板激光焊接接頭耐均勻腐蝕能力的影響相當(dāng)，均明顯大于激光功率；從點(diǎn)蝕電位Ep與鈍化區(qū)寬度Ecor?Ep來看，焊接速度的影響最大，激光功率次之，基層金屬厚度最小。由表4 中各指標(biāo)的極差來看，自腐蝕電位受各變量的影響明顯低于點(diǎn)蝕電位和鈍化區(qū)寬度，綜合來看，對(duì)于復(fù)合板激光焊接接頭的綜合耐腐蝕性能，焊接速度與激光功率的影響要大于基層厚度的影響，因此在復(fù)合板激光穿透焊接工藝中，在選定合適的基層厚度后，還應(yīng)該對(duì)激光功率和焊接速度進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計(jì)，以得到性能優(yōu)異的焊接接頭。

表4 正交實(shí)驗(yàn)直觀分析結(jié)果Tab.4 Results of intuitive analysis of orthogonal experiment

根據(jù)表4 中的優(yōu)化案分析結(jié)果，對(duì)于焊接速度，以自腐蝕電位作為指標(biāo)時(shí)，最優(yōu)的選取方案為水平2或水平3，即2.5 m/min 或3.0 m/min，以點(diǎn)蝕電位和鈍化區(qū)寬度作為指標(biāo)時(shí)，最優(yōu)的選取方案都為水平2，即2.5 m/min，對(duì)比3 個(gè)指標(biāo)中的水平2 與水平3 的K值差別發(fā)現(xiàn)，水平2 的點(diǎn)蝕電位和鈍化區(qū)寬度分別比水平3 高0.35 V 與0.34 V，因此，綜合來看最優(yōu)案中焊接速度應(yīng)選擇水平2，即2.5 m/min；對(duì)于激光功率，以自腐蝕電位作為指標(biāo)時(shí)，最優(yōu)的選取方案為水平3，即4000 W，以點(diǎn)蝕電位和鈍化區(qū)寬度作為指標(biāo)時(shí)，最優(yōu)的選取方案都為水平2，即3500 W，對(duì)比3 個(gè)指標(biāo)中的水平2 與水平3 的K值差別發(fā)現(xiàn)，水平3 自腐蝕電位比水平2 高0.02 V，其差值明顯小于點(diǎn)蝕電位和鈍化區(qū)寬度指標(biāo)中水平2 高于水平3 的0.06 V 與0.08 V，因此，綜合來看最優(yōu)案中焊接速度應(yīng)選擇水平2，即3500 W；對(duì)于基層厚度，以自腐蝕電位和點(diǎn)蝕電位作為指標(biāo)時(shí)，最優(yōu)的選取方案都為水平3，即0.8 mm，以鈍化區(qū)寬度作為指標(biāo)時(shí)，最優(yōu)的選取方案為水平1，即1.6 mm，對(duì)比3 個(gè)指標(biāo)中的水平1 與水平3 的K值差別發(fā)現(xiàn)，水平1 鈍化區(qū)寬度比水平3高0.03 V，其差值明顯小于自腐蝕電位和點(diǎn)蝕電位指標(biāo)中水平3 比水平1 高的0.11 V 與0.07 V，因此，綜合來看最優(yōu)案中基層厚度應(yīng)選擇0.8 mm。

綜上所述，正交優(yōu)化的最優(yōu)方案應(yīng)為焊接速度2.5 m/min，激光功率3500 W，基層厚度0.8 mm，該方案恰為正交試驗(yàn)中5#實(shí)驗(yàn)組所選用的變量水平組合，其接頭點(diǎn)蝕電位和鈍化區(qū)寬度分別為0.62 V 與1.49 V，均為9#組實(shí)驗(yàn)中的最優(yōu)結(jié)果，自腐蝕電位為?0.87 V，為9#組實(shí)驗(yàn)中第3 高，且與最大值?0.84 V差值僅為0.03 V，因此，在焊接速度為2.5 m/min，激光功率為3500 W，基層厚度為0.8 mm 時(shí)，復(fù)合板激光穿透焊接接頭有著最優(yōu)的耐點(diǎn)蝕能力和鈍化區(qū)寬度，以及較為良好的耐均勻腐蝕能力，綜合耐腐蝕性能最優(yōu)。

3 結(jié)論

1）對(duì)X65/DSS2205 進(jìn)行激光穿透焊接，焊縫在厚度方向出現(xiàn)明顯的分層特征，其上部和下部分別為典型的X65 和DSS2205 焊后組織，中部為兩種組織的交錯(cuò)混合狀態(tài)。

2）隨著基層金屬厚度由1.6 mm 下降至1.2 mm，復(fù)層金屬DSS2205 中的Cr 元素獲得了最大的保留量，當(dāng)基層金屬厚度繼續(xù)減小至0.8 mm 時(shí)，Cr 元素含量反而下降。

3）隨著基層厚度的減小，復(fù)合板激光穿透焊接接頭的綜合耐腐蝕性能逐漸提高。在基層厚度為0.8 mm時(shí)，接頭具有最優(yōu)的耐均勻腐蝕和耐點(diǎn)蝕性能，并擁有較為穩(wěn)定的鈍化膜。

4）與基層金屬厚度相比，焊接速度與激光功率對(duì)于復(fù)合板激光穿透焊接接頭耐腐蝕性能影響更大，在選定基層金屬厚度后，應(yīng)對(duì)焊接速度和激光功率進(jìn)行優(yōu)化工藝設(shè)計(jì)。在焊接速度為2.5 m/min，激光功率為3500 W，基層厚度為0.8 mm 時(shí)，復(fù)合板激光穿透焊接接頭具有最優(yōu)的綜合耐腐蝕性能。