韓 彬, 馬光興, 劉振洪, 韓 浩, 宋立新, 李立英

(1.中國石油大學(華東)材料科學與工程學院,山東青島 266580; 2.中油(新疆)石油工程有限公司, 新疆克拉瑪依 834000; 3.南京隴源匯能電力科技有限公司，江蘇南京 210000; 4.海洋石油工程(青島)有限公司, 山東青島 266520)

隨著世界能源需求的日益增長,油氣田開采逐漸向深井、高腐蝕環(huán)境方向發(fā)展,碳鋼和低合金鋼管材的腐蝕更趨嚴重[1]。為減弱管材腐蝕,常用的方法包括向腐蝕環(huán)境中添加緩蝕劑,管材內壁制備塑料涂層,以及采用耐蝕合金鋼管。但是,緩蝕劑具有高度的選擇性,不同的腐蝕體系需要不同的緩蝕劑,同一腐蝕體系由于溫度和濃度變化,緩蝕劑的作用效果都會受到影響。塑料內涂層存在附著力差,涂層分布不均勻等問題[2-3]。耐蝕合金的防護效果較好,但其價格昂貴。雙金屬復合管兼有碳鋼基層優(yōu)異的力學性能和耐蝕合金內襯層的耐蝕性能,且價格比整體耐蝕鋼管低約50%,具有優(yōu)良的性價比,是解決上述腐蝕問題相對安全和經濟的途徑之一[4-8]。雙金屬復合管按內外層結合方式不同,分為冶金復合管和機械復合管,后者相對前者,價格較低,應用前景更為廣泛。近十年來,雙金屬復合管在國內油氣輸送管線領域迅速發(fā)展,并已從陸地管線逐步發(fā)展至海底管線,應用領域包含石油、天然氣、化工和電力等行業(yè)[9-10]。雙金屬機械復合管焊接屬于異種鋼焊接。基層與內襯層化學成分差別較大,且兩者之間為機械結合,在焊接過程中往往會產生層間脫落、剝離等現(xiàn)象[11-12]。另外,機械結合處容易產生裂紋,導致焊接接頭失效[13-16]。近年來,許多學者提出采用堆焊工藝將機械復合管端部由機械結合轉變?yōu)橐苯鸾Y合,并已證明可行。目前,常見的管端堆焊方法是鎢極惰性氣體電弧焊(gas tungsten arc welding,GTAW),但存在稀釋率大、焊接效率低及焊后管端變形大等缺點。因此高質量的管端冶金處理技術一直是雙金屬機械復合管大規(guī)模推廣應用的障礙[17-19]。激光熔覆技術是利用激光照射產生的瞬時高溫,將基體材料表面及其上的涂層粉末同時熔化,待其迅速冷卻凝固后,形成一層稀釋率極低的表面熔覆層的工藝技術[20],可用于改善基體材料的表面性能[21-22]。筆者以L415/316L雙金屬機械復合管為研究對象,提出一種新的管端處理方法——端部激光熔覆工藝,并對比分析端部激光熔覆和GTAW堆焊兩種焊接接頭的組織與性能。

1 試驗材料與方法

試驗材料為L415/316L雙金屬復合管,規(guī)格為Φ355×(11+2),基層為L415管線鋼,壁厚為11 mm,內襯層為316L奧氏體不銹鋼,壁厚為2 mm,其化學成分和力學性能如表1所示。

表1 復合管化學成分及力學性能

去除L415/316L雙金屬復合管316L層一段距離,采用激光熔覆使管端由機械結合轉變?yōu)橐苯鸾Y合。熔覆粉末的成分組成為C、Cr、Nb、Si、Mo、Mn、Fe和Ni,其質量分數(shù)分別為0.02%、21.03%、3.23%、0.43%、8.99%、0.09%、2.61%和余量。激光熔覆功率為2 100 W,掃描速度為500 mm/min,搭接率為30 %。

L415/316L雙金屬復合管管端GTAW堆焊采用的是E309LT1-1和E316LT1-1焊絲。對接焊采用的坡口形式及焊接順序如圖1所示,焊接材料為ERNiCrMo-3焊絲和ENiCrMo-3焊條。焊接工藝參數(shù)和焊接材料化學成分如表2、3所示。

表2 焊接工藝參數(shù)

圖1 焊接坡口及焊接順序

焊后,采用WDW-300E萬能試驗機測試焊接接頭的拉伸性能。采用華銀HV-1000A顯微維氏硬度測量硬度,試驗力為0.98 N,時間為15 s。用M2500M/S6D光學顯微鏡和JEOL7200F掃描電鏡進行組織觀察。用JXA-8230電子探針分析化學成分。按照GB/T 15260-2016方法做B銅-硫酸銅-16%硫酸試驗,測定接頭的耐晶間腐蝕能力,試驗周期為24 h。

表3 焊接材料化學成分

2 試驗結果分析

2.1 焊接接頭宏觀形貌

圖2為焊接接頭的宏觀形貌。由圖2可以看出,焊接接頭均無焊接裂紋、孔洞、未焊透等缺陷,焊接質量合格。

圖2 焊接接頭宏觀形貌

2.2 焊接接頭顯微組織與成分

2.2.1 316L/熔覆層(堆焊層)界面顯微組織與成分

圖3為焊接接頭316L/熔覆層界面的組織及成分分布。從圖3(a)和(b)中可以看出,316L與熔覆層組織形態(tài)明顯不同,316L主要由塊狀奧氏體組成;熔覆層為樹枝晶形貌的奧氏體,垂直于界面方向生長。界面熔合區(qū)不明顯,僅在局部區(qū)域可見。316L側HAZ顯微組織未發(fā)生明顯變化,仍為單相奧氏體組織,但晶粒尺寸較母材略有長大。

圖3(c)為界面SEM形貌?？梢姛嵊绊憛^(qū)(heat affected zone, HAZ)有黑色細小的蠕蟲狀物質析出,且不連續(xù)地分布在奧氏體基體上。對該析出物和奧氏體分別進行EDS分析,結果如表4所示。該析出物與奧氏體Cr、Ni含量有所差異,奧氏體中Ni元素含量較高,而析出物中Cr元素含量較高,與Sharifitabar M[23]研究結果一致,該析出物為鐵素體。其形成主要是因為在高溫冷卻過程中發(fā)生δ-Fe向奧氏體轉變,但由于冷卻速度較快,少量的鐵素體來不及轉換而被保存下來[24-25]。

表4 圖3(c)點EDS結果

圖3 316L/熔覆層界面組織及成分

對316L/熔覆層界面進行線掃描分析,結果見圖3(d)?？梢?Cr、Fe、Ni、Mo元素在316L和熔覆層均呈穩(wěn)定波動變化,未發(fā)現(xiàn)明顯的元素偏聚現(xiàn)象。熔合線附近由于元素濃度梯度存在,發(fā)生了元素擴散現(xiàn)象,316L中Cr、Fe元素向熔覆層擴散,熔覆層中Ni,Mo元素向316L擴散,其中Fe、Ni元素因濃度差異最大,擴散現(xiàn)象最為明顯。因激光熔覆作用時間短、冷卻速度快,故元素擴散距離較短,擴散區(qū)寬度約為10 μm。316L和Ni625熔覆層中Cr、Ni含量較高,由舍弗勒圖可知,即使發(fā)生一定的元素擴散,其室溫冷卻后的組織仍為奧氏體,未產生其他有害組織。

圖4為焊接接頭堆焊層組織及316L/堆焊層界面成分分布。比較圖3(b)和圖4(a)可見,堆焊層的枝晶尺寸較熔覆層大,說明GTAW堆焊熱輸入比激光熔覆大。由圖4(b)可見,GTAW堆焊與激光熔覆的化學成分變化趨勢基本一致,擴散區(qū)寬度約為11 μm,與激光熔覆相近。激光熔覆的Cr元素含量更加穩(wěn)定,耐蝕性應優(yōu)于 GTAW 堆焊。

圖4 堆焊層組織及316L/堆焊層界面成分

2.2.2 L415/熔覆層(堆焊層)界面顯微組織與成分

圖5為L415/熔覆層(堆焊層)界面的組織與成分。激光熔覆層含有大量的柱狀晶(圖5(a)),而GTAW 堆焊層含有柱狀晶和等軸晶(圖5(c))。激光熔覆界面元素擴散梯度較大,擴散區(qū)寬度約18 μm(圖5(b)),而GTAW 堆焊界面各元素的含量變化較緩,擴散區(qū)寬度約56 μm(圖5(d))。這說明激光熔覆可降低L415的稀釋率,保證熔覆層的耐蝕性。

圖5 L415/熔覆層(堆焊層)界面顯微組織與成分

2.2.3 焊縫/熔覆層界面顯微組織與成分

焊縫/熔覆層界面的顯微組織如圖6(a)所示?？梢?焊縫與熔覆層之間界面清晰明顯,兩者均主要由柱狀晶和等軸晶組成。焊縫組織垂直于熔合線方向生長,由于GTAW焊熱輸入較大,其晶粒尺寸略大于熔覆層。圖6(b)為界面元素線掃描結果?？梢钥闯?焊縫和熔覆層化學成分基本相似,元素分布為一條穩(wěn)定波動的直線,界面處未發(fā)生元素擴散現(xiàn)象。焊縫和熔覆層中均有Nb元素的突變情況,且熔覆層中Nb元素偏析相對更為顯著。這表明焊縫和熔覆層中均出現(xiàn)了Nb元素偏析現(xiàn)象,產生了富含Mo、Nb元素的Laves相。

圖6 焊縫/熔覆層界面顯微組織與成分

2.2.4 L415/焊縫界面顯微組織與成分

圖7為L415/焊縫界面的組織及元素分布。由圖7(a)可見,L415與焊縫之間界面明顯,L415耐蝕性能較差,容易腐蝕,組織較清楚,焊縫耐蝕性能較好,不易腐蝕,組織不可見。熔合線處出現(xiàn)明顯的脫碳層和增碳層,脫碳層位于L415一側,而增碳層位于焊縫一側,兩者之間為碳遷移過渡層。脫碳即是珠光體分解為鐵素體的過程,碳遷移過渡層基本為鐵素體,幾乎不含有珠光體。L415和焊縫之間存在一條白亮帶,為平面晶組織。L415側HAZ仍由鐵素體和珠光體組成,但帶狀組織形態(tài)消失。由圖7(b)可見,由于L415與焊縫金屬分別屬于碳鋼和鎳基合金,其化學成分差異較大,在熔合線附近多種元素均形成了較為明顯的濃度梯度。在界面處,Fe元素由L415向焊縫側遷移,Ni、Cr、Mo元素由焊縫向L415側遷移。擴散區(qū)寬度約為40 μm,較L415/熔覆層的寬。結合圖7(a)SEM形貌發(fā)現(xiàn),擴散區(qū)主要位于焊縫與L415界面平面晶內。

圖7 L415/焊縫界面顯微組織與成分

2.3 焊接接頭力學性能

2.3.1 拉伸性能

依據(jù)NB/T 47014-2011標準規(guī)定,復合材料焊接接頭拉伸性能的合格指標是每個接頭試樣的抗拉強度Rm應滿足:

(1)

式中,Rm1和Rm2分別為覆層材料和基層材料規(guī)定的抗拉強度最低值,MPa;T1和T2覆層和基層材料厚度,mm。

根據(jù)式(1)計算得出焊接接頭抗拉強度Rm≥514 MPa。焊接接頭拉伸測試結果見表5?？估瓘姸确謩e為530和550 MPa,均大于514 MPa,焊接接頭的強度合格。

表5 焊接接頭拉伸測試結果

2.3.2 顯微硬度

圖8為激光熔覆和GTAW堆焊接頭的硬度分布,可見兩種焊接接頭的硬度分布相似。316L/熔覆層界面處的硬度變化梯度更為明顯(圖8(a))。熔覆層平均硬度為230 HV0.1,316L平均硬度為140 HV0.1,熔覆層硬度顯著高于316L的。一方面是因為熔覆層由激光熔覆快速凝固產生,其晶粒組織較為細小、致密,產生了細晶強化作用。另一方面,熔覆粉末中Cr、Mo合金元素含量更高,產生了固溶強化作用。另外,HAZ硬度較316L母材略有降低,這是因為激光熱作用使得HAZ組織有所長大。

由圖8(b)可見,焊縫和熔覆層(堆焊層)的硬度較為接近。但因熔覆層晶粒尺寸相對焊縫更為細小,其硬度略高一些。圖8(c)為L415/焊縫界面處的硬度分布。硬度由大至小依次為焊縫、HAZ和L415。熔合線處出現(xiàn)硬度下降和上升現(xiàn)象,遠離熔合線的L415硬度基本保持不變。L415和焊縫由于C元素含量不同,在焊接熱循環(huán)作用下,L415熔合線附近發(fā)生了C元素遷移過程,在熔合線附近分別形成了增碳層和脫碳層,使其硬度發(fā)生了一定的改變。

圖8 顯微硬度分布

2.3.3 耐蝕性能

焊接接頭晶間腐蝕試樣彎曲后的形貌如圖9所示。焊接接頭各區(qū)域均未產生裂紋,表明焊接接頭具有良好的抗晶間腐蝕能力,可以達到工程應用要求。

圖9 晶間腐蝕試樣形貌

3 結 論

(1)管端激光熔覆和GTAW堆焊兩種焊接接頭的力學性能和耐腐蝕性能均滿足要求,但熔覆層硬度比堆焊層高,接頭抗拉強度略低于堆焊接頭。

(2)L415/焊縫界面出現(xiàn)明顯的脫碳層和增碳層,脫碳層位于L415一側,而增碳層位于焊縫一側,兩者之間存在碳遷移過渡層。

(3)L415/GTAW堆焊層界面各元素的含量變化較緩,擴散區(qū)寬度約56 μm,L415/熔覆層界面元素擴散梯度較大,擴散區(qū)寬度約18 μm。

(4)從稀釋率角度考慮,激光熔覆工藝熱量集中,L415稀釋率低,用于雙金屬復合管的管端堆焊,更能保證復合管焊接接頭管端的耐蝕性能。