文 | 胡曉軒 王炳英 易小濤 蔣文春 中國石油大學 （ 華東 ） 機電工程學院 化學工程學院

    本文主要介紹了Incoloy825/X65雙金屬復合管焊接接頭隨機熔合線與外延熔合線處的金相組織，元素擴散及硬度分布情況，并探究了Incoloy825/X65雙金屬復合管焊接接頭在飽和濕硫化氫環境中的應力腐蝕開裂行為。

    序言

    在油氣輸送管線的服役過程中，應力腐蝕開裂一直被視為嚴重的安全問題，尤其是近年來伴隨著酸性油氣田的開發，油氣輸送管線面臨著越來越苛刻的腐蝕環境。雙金屬復合管具有良好的耐蝕性和較低的成本因而得到了廣泛的應用。然而，如何保證復合管在焊接后仍保持良好的耐蝕性是工程應用中面臨的嚴峻問題。

    Incoloy825/X65 雙金屬復合管焊接接頭的熔合線由兩部分組成： Incoloy825 與焊縫金屬形成的覆層熔合線以及 X65 與焊縫金屬形成的基層熔合線。覆層金屬與焊縫金屬均為鎳基合金，物理化學性能相差不大且具有良好的耐蝕性，但基層焊縫處存在異種金屬的連接，成為輸送酸性介質管道的薄弱環節。之前很多的研究結果表明異種鋼焊接接頭的熔合區存在復雜的微觀結構和較大的化學成分梯度會導致復雜的裂紋擴展行為。HOU 等人指出異種鋼焊接接頭中平行于熔合線的 Type- Ⅱ晶界因其高角度特征，會提高構件的 SCC 敏感性[1] ；Nelson 等人指出異種鋼焊接中特有的Type- Ⅱ晶界提供了一種可能的裂紋擴展路徑，并且因其高角度特征，具有很高的應力腐蝕敏感性，極易發生開裂[2] ；1999 年在日本 T 核電站以 Inconel182 為填充金屬的壓力容器的焊縫熔合線處共發現了 228 條應力腐蝕裂紋，通過觀察發現裂紋都終止于 Inconel 鋼和低合金鋼的界面上[3] ；另外，王偉等人提出多層多道焊的熔合線分為隨機熔合線與外延熔合線[4] ，因二者所處位置不同，性能也存在較大差異。因此十分有必要對基層熔合線處的物理化學性能及耐蝕性進行探究。

    在本研究中，利用光學顯微鏡、顯微硬度計及電子探針等手段，比較隨機熔合線和外延熔合線在微觀組織、顯微硬度及元素擴散方面的差別，并采用帶縫隙的彎曲橫梁 （creviced bendbeam ,CBB） 實驗探究 Incoloy825/X65雙金屬復合管焊接接頭在飽和濕硫化氫環境下的應力腐蝕開裂機理，為雙金屬管焊接接頭的斷裂評價提供理論支持。

    實驗材料及方法

    實驗材料選用 Incoloy825/X65 雙金屬復合管焊接接頭，坡口角度分別為45 °和20 °， 試 樣 尺 寸 為40mm×25mm×10mm，制成金相樣品后在光學顯微鏡下觀察隨機熔合線與外延熔合線的金相組織形貌。采用電子探針分別垂直于隨機熔合線與外延熔合線進行線掃描和點掃描，分析熔合線處的元素擴散情況。顯微硬度的測量在 MH-3型顯微硬度計上進行，所加載荷為 2N，載荷持續時間為 10s。

    傳統的 CBB 實驗，樣品放置 980 小時都不產生SCC裂紋。因此在本試驗中，為了增加裂紋在焊縫中萌生的可能性并縮短裂紋孕育的周期，在試樣焊縫側的表面開 V 型切口并施加一個小應變。將制取的 H 2 S 氣體通入盛放試樣的廣口瓶中，模擬雙金屬復合管焊接接頭在飽和濕 H 2 S 環境下的應力腐蝕開裂行為，實驗周期為720h。實驗結束后將試樣取出，放在丙酮溶液中將腐蝕產物清洗干凈，并在試樣厚度方向將不同坡口的試樣分別均勻的切成三份，用來觀察裂紋在試樣內部的擴展情況。CBB 實驗樣品的取樣位置及尺寸如圖 2-1 所示，45°坡口試樣和 20°坡口試樣各取兩個：

    實驗結果及分析

    1 隨機熔合線與外延熔合線的組織形貌

    多層多道焊焊接接頭的熔合線有兩種存在形式：隨機熔合線和外延熔合線，二者交替排列并出現在熔合線的特定區域。通過金相觀察可以看出，隨機熔合線主要分布在兩焊道連接的邊界拐角處，含量較低，約占整個熔合線總長度的 15% 左右，外延熔合線則位于焊道的中部，比較平直，隨機熔合線與外延熔合線的分布如圖 3-1 所示。

    觀察圖 3-2（a）（b）可以發現，隨機熔合線處的組織以枝晶結構為主，晶粒較為粗大，外延熔合線處的晶粒與之相比較為細小，并以枝晶的方式垂直邊界生長。晶粒大小存在差異的主要原因是：隨機熔合線與外延熔合線所處位置不同，接受的焊接熱循環也不同。隨機熔合線位于兩焊道連接處，接受了兩次加熱，吸收了更多的能量從而促進了晶粒的長大；而外延熔合線則位于焊道中部，只經歷了一次加熱，吸收的能量相對較少。我們已知隨著晶粒的長大，晶界的數量減少，單位長度晶界上的雜質增多，由此我們可以推測隨機熔合線與外延熔合線相比，隨機熔合線對應力腐蝕開裂的敏感性更高，有利于裂紋的擴展。

    2元素擴散

    使用電子探針對隨機熔合線和外延熔合線處的元素擴散進行分析。為了提高實驗的精確度，分別垂直于隨機熔合線和外延熔合線，以 50 微米為單位，分別在熔合線兩側 200 微米的范圍內進行點掃描，結果如圖 3-3 所示。由圖可知，隨機熔合線和外延熔合線兩側均發生了合金元素的擴散，擴散距離約為 50微米，且元素擴散的趨勢相同，Fe 元素由 X65 一側向焊縫擴散，Cr、Mo、Ni 由焊縫向 X65 中擴散。值得一提的是，隨機熔合線處的元素擴散范圍關于熔合線對稱，元素擴散梯度大，但因其所占熔合線長度比例較低，擴散元素的總含量仍較少；而外延熔合線中的元素擴散主要集中在焊縫一側，元素擴散總量較高。 產生這種現象的主要原因是：焊縫金屬為主要的半熔融金屬，在焊接熱循環過程中外延熔合線處吸收的熱量較少，所以成分擴散主要發生在焊縫金屬一側。

    顯微硬度

    為了進一步研究熔合線兩側元素擴散造成的影響，分別垂直于隨機熔合線和外延熔合線，以 50 微米為一個測量單位進行顯微硬度的測量，測量結果如圖 3-4 所示：

    由測量結果可知，焊縫側的硬度均高于基材 X65，滿足了雙金屬復合管焊接接頭對強度的要求。顯微硬度從熱影響區到母材逐漸呈下降趨勢，并逐漸接近于母材的硬度，熱影響區的硬度波動較大且硬度均高于母材。然而，外延熔合線靠近焊縫約 100 微米范圍內的硬度變化遠大于隨機熔合線處，可能的原因是主要存在于外延熔合線中的 Type- Ⅱ晶界增加了該處的硬度。靠近熔合線的 X65側硬度也有所上升，該處硬度增加的原因可能是由于元素擴散，該側的合金元素含量升高，冷卻曲線向右移動，增加了形成馬氏體組織的可能性，但其擴散距離小，硬度增加的范圍有限。因此影響雙金屬復合管焊接接頭硬度分布的主要因素是熔合線兩側的晶格類型、元素擴散和焊接熱循環造成熱影響區的分布。

    CBB 實驗結果分析

    檢查所有帶 V 形切口的 CBB 試樣可以觀察到 SCC 裂紋的萌生及擴展。觀察圖 3-5 可以看出，兩個試樣中的裂紋均起始于 V 形切口根部，由焊縫向 X65 擴展，到達熔合線后發生球形鈍化，裂紋暫時停止繼續向前擴展，另外在界面處觀察到了氧化物。

    綜合 CBB 實驗結果可以得出，裂紋到達熔合線后成分發生了突變，Fe 元素的含量急劇升高，裂紋尖端與開口處存在腐蝕電位差，導致 X65 受到了急劇的氧化，從而在熔合線處發生球形鈍化，鈍化邊緣比較平滑，應力集中程度小，裂紋繼續向 X65 中擴展的動力減小，即熔合線對應力腐蝕裂紋的擴展起到了阻礙作用。由于裂紋再活化所需時間較長，因此在本次實驗中沒有觀察到裂紋的再活化現象。

    除了裂紋在熔合線處產生球形鈍化外，還發現不同坡口試樣中的球形鈍化均向隨機熔合線偏轉。根據對熔合線的性能分析可知，隨機熔合線吸收的能量較多，晶粒相對比較粗大，單位面積內的晶界數量較少。雖然隨機熔合線兩側的元素擴散量大，但擴散距離小，所以X65 側的 Fe 元素含量相對于外延熔合線來說仍較高。因此隨機熔合線與外延熔合線相比，對硫化氫應力腐蝕的敏感性更高，從而誘導裂紋向該處擴展。

    結論

    （1）Incoloy825/X65 雙金屬復合管焊接接頭基層焊縫的熔合線分為隨機熔合線與外延熔合線兩種存在形式。隨機熔合線位于兩焊道連接處，晶粒較為粗大，元素擴散梯度大，且元素的擴散范圍關于熔合線對稱分布；外延熔合線位于焊道中部，晶粒較為細小，元素擴散量小，主要集中于焊縫一側。

    （2） 飽 和 濕 硫 化 氫 環 境 下Incoloy825/X65 雙金屬復合管焊接接頭的 CBB 試驗結果表明，應力腐蝕裂紋到達熔合線后會在基材 X65 一側發生球形鈍化，減緩裂紋的擴展速率。

    （3）應力腐蝕裂紋到達熔合線后產生的球形鈍化向隨機熔合線偏轉，說明該處具有更高的應力腐蝕敏感性。