316L/X65雙金屬復(fù)合管管端根焊工藝研究

楊 玭，曹晶晶，袁鵬斌

（上海海隆石油管材研究所，上海200949）

316L/X65雙金屬復(fù)合管管端根焊工藝研究

楊 玭，曹晶晶，袁鵬斌

（上海海隆石油管材研究所，上海200949）

316L不銹鋼/X65雙金屬復(fù)合管在襯管管端鎢極氬弧焊根焊時，采用不添加焊絲自熔焊和添加鎳基合金焊絲兩種焊接工藝，試驗(yàn)對比發(fā)現(xiàn)，不添加焊絲自熔焊后，管端自熔區(qū)域硬度較高，超過相應(yīng)的技術(shù)要求；而添加鎳基合金焊絲后，管端焊區(qū)硬度正常。對焊區(qū)化學(xué)成分、維氏硬度、顯微組織及微區(qū)成分進(jìn)行了分析。結(jié)果表明，采用不添加焊絲自熔焊，自熔區(qū)的Fe含量偏高，Cr，Ni和Mo含量偏低，冷卻后形成的馬氏體組織是導(dǎo)致自熔區(qū)硬度偏高的主要原因；采用鎳基合金Inconel625焊絲進(jìn)行鎢極氬弧根焊后，焊區(qū)以焊絲成分為主，顯微組織為奧氏體與鐵素體，使該區(qū)域硬度降低到相應(yīng)的技術(shù)要求。

焊接；雙金屬復(fù)合管；根焊；自熔焊；堆焊

在油氣田開發(fā)過程中會產(chǎn)生各種伴隨性氣體，腐蝕油氣輸送管道，嚴(yán)重的還會引發(fā)破壞性事故。CO2和H2S是主要的腐蝕性氣體，尤其是H2S含量高的天然氣田會導(dǎo)致管道設(shè)備報廢，這種狀況下，雙金屬復(fù)合鋼管得到了較為廣泛的應(yīng)用。雙金屬復(fù)合鋼管是由外碳鋼和內(nèi)抗腐蝕合金鋼靠機(jī)械或冶金的方式復(fù)合而成，充分發(fā)揮碳鋼鋼管優(yōu)良的力學(xué)性能和價廉優(yōu)勢以及耐腐蝕合金優(yōu)異的耐蝕性能[1-3]。

隨著材料屈服強(qiáng)度的提高，應(yīng)力腐蝕的臨界應(yīng)力和屈服強(qiáng)度的比值下降，即應(yīng)力腐蝕敏感性增加，材料的斷裂大多出現(xiàn)在硬度大于22 HRC（相當(dāng)250 HV10）的情況下。大量研究表明，絕大多數(shù)鋼的硬度級別越高，其抗H2S腐蝕性能越差。破壞性事故和試驗(yàn)數(shù)據(jù)分析表明，材料的HRC值越大，臨界應(yīng)力值與斷裂時間越低。NACE推薦，在含H2S介質(zhì)環(huán)境中，所用材料硬度須滿足≤22 HRC，若焊縫硬度超過22 HRC時，應(yīng)采取必要的措施，如熱處理或重焊等[4-5]。本研究對兩種根焊工藝進(jìn)行了對比，就其自熔區(qū)域硬度偏高進(jìn)行了詳細(xì)的分析與討論，得出了較為合理的焊接方案。

1 根焊工藝過程

1.1 焊接材料

雙金屬復(fù)合管對接焊的難點(diǎn)在于避免基層碳鋼、耐蝕合金鋼的過分滲透，即稀釋率增大，使得耐蝕合金鋼的耐蝕性能降低[6]。稀釋率表示耐蝕合金堆焊焊縫中含碳鋼的百分率，隨著稀釋率的增加，碳鋼、耐蝕合金鋼中的金屬相互擴(kuò)散更加嚴(yán)重，耐蝕合金中的Cr、Ni和Mo等含量不斷降低，而Fe不斷升高，大大降低了耐蝕合金的耐腐蝕性能。采用管端堆焊耐蝕合金層的方法可以大大降低復(fù)合管對接焊的難度，保證焊縫的耐蝕性能。為此會對復(fù)合管管端內(nèi)壁堆焊3 mm厚、90 mm長的耐蝕合金層，在管端堆焊耐蝕合金之前需進(jìn)行根部焊接，封住基管與襯管的縫隙，為接下來的堆焊作業(yè)提供方便，如圖1所示。

圖1 復(fù)合鋼管管端堆焊示意圖

試驗(yàn)所用材料為雙金屬復(fù)合鋼管，規(guī)格為φ219.1 mm×（14.3+3）mm， 基管材料為 X65鋼，襯管材料為316L不銹鋼。根焊及堆焊層所用焊絲為φ1.2 mm的 Incone1625耐蝕合金，其成分見表1。由表1可以看出，基管、襯管、焊絲的化學(xué)成分符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

表1 基管、襯管、堆焊層的化學(xué)成分及相關(guān)標(biāo)準(zhǔn)要求

1.2 焊接方法

復(fù)合管管端堆焊過程包含以下三個步驟：

（1）坡口加工。采用機(jī)械加工方法，在坡口機(jī)上將待堆焊的復(fù)合管端部去除長為90～100 mm的不銹鋼內(nèi)襯管，然后將基管內(nèi)側(cè)由外至內(nèi)加工成一向內(nèi)傾斜的坡口，坡口的傾斜角度為 30°。

（2）根焊。焊接前對預(yù)焊面進(jìn)行打磨清理，然后采用丙酮進(jìn)行擦洗，去除油污、水分及氧化皮等。取2根管子采用不加焊絲，依靠基管與襯管的自熔進(jìn)行填充，另取2根管子采用加Incone1625焊絲在坡口根部進(jìn)行鎢極氬弧焊進(jìn)行填充。采用以上兩種方法進(jìn)行根部焊接填充后，再采用自動堆焊機(jī)從根焊處開始由內(nèi)至外進(jìn)行堆焊，并形成多層堆焊層，焊接電流為145～160 A，試樣編號分別為1、2、3、4。

（3）焊后處理。采用機(jī)械加工方法在坡口機(jī)上對焊層的內(nèi)壁和外口進(jìn)行處理，使得堆焊層的內(nèi)壁與不銹鋼內(nèi)襯管的內(nèi)壁相齊平并且將堆焊層的外端面處理為平端口。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 硬度測量

硬度測試采用HV－10B小負(fù)荷維氏硬度計，加載10 kg，加載時間15 s，分別對不加焊絲與加焊絲兩種工藝的基管、襯管、堆焊層及根部區(qū)域與堆焊區(qū)域進(jìn)行維氏硬度測試，硬度檢測打點(diǎn)位置如圖2所示，硬度檢測結(jié)果見表2和表3。

由表2和表3可以看出，兩種工藝狀態(tài)下，基管硬度均介于（170～200）HV10，硬度分布均勻，沒有出現(xiàn)明顯的升高或降低現(xiàn)象，說明堆焊層對母材的性能沒有產(chǎn)生較明顯的影響。堆焊層硬度均介于（200～215）HV10，兩種工藝下基管與堆焊層的硬度相差較小，且均堆焊層硬度高于基管硬度。不加焊絲的自熔區(qū)域硬度較高，均已超過標(biāo)準(zhǔn)要求250 HV10，而加焊絲進(jìn)行根焊的區(qū)域硬度值均在正常范圍之內(nèi)，且比自熔區(qū)域的硬度值低很多。

圖2 基管與堆焊層及根焊區(qū)域硬度檢測打點(diǎn)位置示意圖

表2 基管與堆焊層的硬度檢測結(jié)果

表3 根焊區(qū)域的硬度

2.2 化學(xué)成分

采用能譜分析儀分別對4個試樣根部區(qū)域進(jìn)行EDS能譜分析，結(jié)果見表4。由表4可以看出，采用不加焊絲進(jìn)行自熔焊后，硬度偏低與硬度偏高的試樣根部化學(xué)成分的差別主要體現(xiàn)在Cr、Ni、Mo和Fe含量上。硬度值偏低的試樣1根部 w（Ni）=8.79%， w（Cr）=15.4%， w（Mo）=2.07%，w（Fe）=68.6%，而硬度值偏高的試樣 2根部w（Ni）=1.83%， w（Cr）=3.69%， w（Mo）=0.51%，w（Fe）=89.97%。可見，試樣2化學(xué)成分中Ni、Cr和Mo的含量僅為試樣1的1/4，明顯偏低，而Fe的質(zhì)量分?jǐn)?shù)已達(dá)90% 。Cr、Ni和Mo三種元素為襯管不銹鋼主要合金元素，而Fe為碳鋼管的主要元素。將試樣1和試樣2的化學(xué)成分與基管、襯管相比較，結(jié)果見表5。

表4 4個試樣熔合區(qū)的化學(xué)成分 %

表5 試樣1與試樣2的熔合區(qū)、基管、襯管的化學(xué)成分

采用EDS分別對試樣1和試樣2根部進(jìn)行面掃描及線掃描分析，結(jié)果分別如圖3～圖6所示。由表5及圖3～圖6均可以看出，試樣1熔合區(qū)的化學(xué)成分接近襯管，而試樣2的化學(xué)成分接近基管。由此可得出自熔區(qū)域的化學(xué)成分越接近襯管，硬度越低，反之越接近基管，硬度則越高。因此，在自熔焊時應(yīng)盡量降低基管的稀釋率，使自熔區(qū)的Cr、Ni、Mo和Fe含量接近襯管的含量。加焊絲堆焊的根部成分與Inconel625焊絲標(biāo)準(zhǔn)化學(xué)含量相比相差較小，耐腐蝕性能較好。

圖3 試樣1的EDS能譜分析線掃描結(jié)果

圖4 試樣1的EDS能譜分析面掃描結(jié)果

圖5 試樣2的EDS能譜分析線掃描結(jié)果

2.3 金相組織檢驗(yàn)

復(fù)合管管端堆焊后各部位顯微組織如圖7所示。兩種工藝狀態(tài)下，堆焊層組織無明顯區(qū)別，而自熔區(qū)硬度高與硬度低的部位以及添加焊絲根焊的熔合區(qū)域的顯微組織有明顯不同。圖7（a）為碳鋼母材區(qū)金相組織，以鐵素體與珠光體為主，還有少量的粒狀貝氏體；圖7（b）為熱影響區(qū)金相組織，晶粒較母材粗大，組織為粒狀貝氏體與沿晶析出的托氏體；圖7（c）為堆焊層金相組織，為奧氏體，晶粒呈柱狀樹枝晶；圖7（d）為不加焊絲自熔區(qū)硬度低的部位，組織為柱狀晶奧氏體與少量板條馬氏體；圖7（e）為不加焊絲自熔區(qū)硬度高的部位，組織為板條馬氏體；圖7（f）為加焊絲根焊的熔合區(qū)，組織為奧氏體與鐵素體，晶粒較細(xì)。

圖6 試樣2的EDS能譜分析面掃描結(jié)果

圖7 兩種工藝下復(fù)合管管端各部分的組織形貌

2.4 綜合分析

2.4.1 材料強(qiáng)度對腐蝕的影響

鋼材的硬度（強(qiáng)度）是鋼材H2S應(yīng)力腐蝕現(xiàn)場失效的重要變量，是控制鋼材發(fā)生H2S應(yīng)力腐蝕的重要指標(biāo)。鋼的硬度與含有H2S的5%NaCl水溶液斷裂時間的關(guān)系如圖8所示。從圖8可見，鋼材硬度越高，開裂所需的時間越短，說明H2S應(yīng)力腐蝕敏感性越高。因此，NACE MR0175中規(guī)定的所有抗H2S應(yīng)力腐蝕材料均有硬度要求。

圖8 鋼的硬度與含有H2S的5%NaCl水溶液斷裂時間的關(guān)系

2.4.2 顯微組織對腐蝕的影響

鋼材的顯微組織直接影響著鋼材的抗H2S應(yīng)力腐蝕性能。對碳鋼和低合金鋼，當(dāng)其強(qiáng)度相似時，不同顯微組織對H2S應(yīng)力腐蝕敏感性由小到大的排列順序?yàn)椋鸿F素體中均勻分布的球狀碳化物、完全淬火+回火組織、正火+回火組織、正火組織、貝氏體及馬氏體組織。淬火后高溫回火獲得的均勻分布的球狀碳化物組織是抗H2S應(yīng)力腐蝕最理想的組織，而貝氏體及馬氏體組織對H2S應(yīng)力腐蝕最敏感，其他介于這兩者間[7-10]。

奧氏體是碳溶解在γ鐵中形成的一種間隙固溶體，呈面心立方結(jié)構(gòu)，無磁性。奧氏體一般是鋼在高溫下的組織，其存在有一定的溫度和成分范圍。有些淬火鋼能使部分奧氏體保留到室溫，這種奧氏體稱殘余奧氏體。在合金鋼中除碳之外，其他合金元素也可溶于奧氏體中，并擴(kuò)大或縮小奧氏體穩(wěn)定區(qū)的溫度和成分范圍。例如，加入Ni、Cr和Mn能將奧氏體臨界轉(zhuǎn)變溫度降至室溫以下，使鋼在室溫下保持奧氏體組織，即所謂奧氏體鋼。如果含有Mo和Cu等還能耐硫酸、磷酸以及甲酸、醋酸、尿素等的腐蝕。此類鋼中碳的質(zhì)量分?jǐn)?shù)若低于0.03%或含Ti和Ni，就可顯著提高其耐晶間腐蝕性能。雙金屬復(fù)合管采用的316L襯管為奧氏體不銹鋼，熱處理冷卻后組織為奧氏體，耐蝕性能較好。

綜合以上分析，材料的硬度與顯微組織狀態(tài)對抗H2S腐蝕性能均有較大影響，所以復(fù)合管對硬度與顯微組織狀態(tài)有很嚴(yán)格的要求。試樣1與試樣2采用不加焊絲自熔處理進(jìn)行根部填充，操作簡單方便，但不易控制。基管熔的越多，稀釋率越大，自熔區(qū)的化學(xué)成分就越接近于碳鋼基管，Cr、Ni和Mo等合金元素含量較低，F(xiàn)e含量較高，在較快的冷卻條件下，易形成淬硬組織即馬氏體組織，導(dǎo)致自熔區(qū)的硬度超過標(biāo)準(zhǔn)要求，馬氏體屬于硬脆相，對H2S和CO2等腐蝕性較強(qiáng)的介質(zhì)敏感度較大。由此可見，馬氏體組織的存在對腐蝕方面存在很大的安全隱患，在以后的使用過程中， 耐腐蝕性能較弱，甚至?xí)a(chǎn)生腐蝕開裂。反之襯管熔的較多，自熔區(qū)的化學(xué)成分就接近襯管，Cr、Ni和Mo等合金元素含量較高，相同的冷卻條件下，會形成硬度較低的奧氏體組織，耐蝕性能也較好。試樣3與試樣4為加焊絲進(jìn)行手工堆焊根部填充，熔合區(qū)的化學(xué)成分與Inconel625比較接近，冷卻后金相組織為奧氏體與鐵素體，硬度較低，且容易控制。綜合以上分析，對比兩種根焊工藝，采用填充材料的根焊工藝更為合理。

3 結(jié) 論

（1）采用不加焊絲自熔焊，此工藝不易控制，若碳鋼金屬熔入較多，自熔區(qū)的Fe含量偏高，Cr、Ni和Mo等合金元素含量偏低，在冷卻后易形成馬氏體組織，是導(dǎo)致自熔區(qū)硬度偏高的主要原因。

（2）采用填充材料Inconel625進(jìn)行手工根焊后，焊區(qū)以焊絲成分為主，顯微組織主要為奧氏體與鐵素體，硬度較低，抗腐蝕性能較好。

（3）兩種工藝相比較，采用填充材料的根焊工藝容易控制，較為合理。

［1］王建明，王文龍，郭岳新，等.Iconel 625/X65復(fù)合管焊接工藝及接頭性能研究[J].焊接，2012（8）：42-44.

［2］李發(fā)根，魏斌，邵曉東，等.高腐蝕性油氣田用雙金屬復(fù)合管[J].油氣儲運(yùn)，2010，29（5）：53-56.

［3］郭寵曉，張燕飛，吳澤.雙金屬復(fù)合管在強(qiáng)腐蝕油氣田環(huán)境下的應(yīng)用分析及其在國內(nèi)的發(fā)展[J].全面腐蝕控制， 2010， 18（2）： 17-22.

［4］呂建華，關(guān)小軍，徐洪慶，等.影響低合金鋼材抗H2S腐蝕的因素[J].腐蝕科學(xué)與防護(hù)技術(shù)，2006，24（2）： 43-46.

［5］ ANSI/NACE MR0175—2009， Petroleum and Natural Gas Indusries-materials for Use in H2S-containing Enviroments in Oil and Gas Production[S].

［6］馮國昌.堆焊稀釋率的影響因素和控制措施[J].焊接技術(shù)， 1996（1）： 22-23.

［7］畢海斌.H2S應(yīng)力腐蝕的影響因素及預(yù)防措施[J].甘肅科技， 2008， 24（7）： 71-73.

［8］姚艾.石油化工設(shè)備在濕硫化氫環(huán)境中的腐蝕與防護(hù)[J].石油化工設(shè)備， 2008， 37（5）：102-103.

［9］王富崗，王煥庭.石油化工高溫裝置材料及其損傷[M].大連：大連理工大學(xué)出版社，1991.

［10］中國腐蝕與防護(hù)學(xué)會.腐蝕科學(xué)與防腐蝕工程技術(shù)新進(jìn)展[M].北京：化學(xué)工業(yè)出版社，1999.

Research on Root Welding Process of 316L/X65 Double-metal Composite Pipe End

YANG Pin， CAO Jingjing，YUAN Pengbin
（Shanghai Hailong Petroleum Tubular Goods Research Institute， Shanghai 200949,China）

It adopted two kinds of welding process,self-fusible welding without adding welding wire and adding nickel-based alloy welding wire,during tungsten argon arc welding root welding on liner pipe end of 316L stainless steel/X65 double-metal pipe.By comparing test，the results indicated that after self-fusible welding without adding welding wire,the hardness of pipe end self-fusion area is higher,exceeding corresponding technical requirements;However，after adding nickel-based alloy wire，the welding zone hardness is normal.The chemical composition,Vickers hardness,microstructure and micro area composition were analyzed,the results showed that adopting self-fusion welding without adding welding wire，the content of Fe is higher，the content of Cr，Ni and Mo are lower，and martensitic structure formed after cooling is the main reason leading to the high hardness in self-fusion area.After adopting nickel-based alloy Inconel625 welding wire to conduct TIG root welding,welding wire is mainly composition in fusion area，microstructure composite of austenite and ferrite，so the hardness of this area is reduced to the corresponding technical requirements.

welding;double-metal composite pipe;root welding;self-fusible welding;surfacing

TG444.74

A

1001－3938（2015）12-0040-06

楊 玭（1985—），女，工程師，主要從事石油鉆具的金相檢測及失效分析工作。

2015-09-17

謝淑霞