伍道亮，華嵬，張輝，陳淑梅

1.招商局重工（江蘇）有限公司 江蘇南通 226116

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1 序言

雙相不銹鋼是鐵素體相和奧氏體相各約占一半的不銹鋼，其綜合了奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的優(yōu)點，具有良好的韌性、強度及優(yōu)良的耐氯化物腐蝕性能[1-3]。超級雙相不銹鋼進一步提高了Cr、Ni含量，其強度比普通雙相不銹鋼高很多，且PRE值（抗點蝕當量）一般＞40，具有極高的耐點蝕、縫隙腐蝕與應力腐蝕性能，可用于非常惡劣的腐蝕環(huán)境中。

由于S32750超級雙相不銹鋼具有優(yōu)異的耐蝕性和力學性能，因此被廣泛應用于石油天然氣行業(yè)。目前，海上油氣開發(fā)的主流生產方式——FPSO（海上浮式生產儲油船），為應對海洋環(huán)境富含的氯離子、硫化氫腐蝕問題，管道系統(tǒng)大量使用S32750超級雙相不銹鋼，其中涉及大量超級雙相不銹鋼管的焊接[4，5]。因此，為了得到合適的焊接工藝，獲得良好的焊接接頭性能，本文研究了保護氣體對S32750超級雙相不銹鋼焊接接頭組織和性能的影響規(guī)律，進行了不同正面保護氣體及背面保護氣體下的鎢極氬弧焊焊接試驗，并針對不同保護氣體所得到的焊接接頭的鐵素體含量、力學性能及耐腐蝕性能進行對比分析，最終獲得超級雙相不銹鋼S32750的最佳保護氣體配比，獲得了合適的超級雙相不銹鋼鎢極氬弧焊焊接工藝。

2 試驗材料和焊接工藝

試驗所用材料為φ356mm×15mm的S32750超級雙相不銹鋼管。試驗采取鋼管對接的形式，6G位置。坡口采用機械加工，試驗焊接坡口形式如圖1所示。焊接方法采用GTAW焊接工藝，焊材采用山特維克25.10.4.L ER2594焊絲。母材及焊絲熔敷金屬的化學成分見表1。

圖1 試驗焊接坡口形式

為獲得焊接質量較好的焊接接頭，焊接過程采用多層多道焊接，層間溫度控制在100℃以下，以減少焊縫在脆性轉變區(qū)間的停留時間，減少脆性相的析出。焊接參數(shù)見表2。

焊接過程中，為了避免焊縫氧化，管子正面、背面均需通保護氣體對焊接熔池進行保護。為了試驗保護氣體對S32750超級雙相不銹鋼焊接接頭組織和性能的影響，設計了4組不同配比的正面及背面保護氣組合的試驗方案，見表3。

表1 母材及焊絲熔敷金屬的化學成分（質量分數(shù)） （%）

表2 焊接參數(shù)

表3 不同保護氣體的試驗方案

3 試驗結果

3.1 RT檢測結果

對4組試樣進行RT檢測，結果見表4，只有第4組試驗焊接接頭檢測不合格，焊縫中出現(xiàn)密集氣孔。將第3組與第4組試驗進行對比，可以看出，對于S32750超級雙相不銹鋼焊接，背面保護氣N2含量過多會造成焊縫中滲氮，部分N2在熔池冷卻過程中來不及逸出，導致在焊縫中形成氮氣孔。

表4 不同保護氣體試驗的RT檢測結果

3.2 力學性能

對RT檢測合格的3組試樣進行了力學性能試驗，結果見表5。焊接接頭的力學性能均滿足標準要求。

表5 焊接接頭力學性能試驗結果

3.3 相比例分析

對RT檢測合格的3組試樣的焊接接頭進行顯微組織分析，各組試樣母材區(qū)、熱影響區(qū)及焊縫區(qū)的組織如圖2所示。按照ASTM E562標準對焊接接頭進行相比例分析，依據(jù)相比例網格圖分別測量母材區(qū)、熱影響區(qū)及焊縫區(qū)中的鐵素體含量，每個區(qū)域取15張金相照片，綜合求平均值，得出鐵素體測量結果見表6。

由圖2可以看出，S32750母材區(qū)的顯微組織主要為在鐵素體相基體上均勻分布著條塊狀的奧氏體組織，奧氏體相和鐵素體相界限分明，兩者含量接近相等，且均保持軋制態(tài)的組織形貌。而熱影響區(qū)的顯微組織與母材相比，晶粒明顯粗大，這是因為熱影響區(qū)的溫度超過固溶處理溫度，部分奧氏體相溶入鐵素體基體，且發(fā)生晶粒長大，但仍然保持軋制態(tài)的條狀組織形貌。焊縫區(qū)晶粒細小，奧氏體在鐵素體基體上呈針狀不規(guī)則分布。這主要是由于焊接過程是不平衡冷卻過程，奧氏體從鐵素體中析出的過程沒有規(guī)律，而焊接過程冷卻速度很快，焊縫中的奧氏體來不及長大即冷卻到轉變溫度以下。

將3個試樣不同區(qū)域的金相組織進行對比，可以看出，母材區(qū)的金相組織基本上沒有受到焊接的影響，三者母材區(qū)的相比例基本一樣。3個試樣的熱影響區(qū)及焊縫區(qū)的相比例均具有較大區(qū)別，總體順序為鐵素體含量：試樣1＞試樣2＞試樣3。試樣1的鐵素體相的比例比母材區(qū)要大；而試樣2在正面保護氣中加入了2%的N2，其焊縫區(qū)及熱影響區(qū)中奧氏體含量大大增加；試樣3中在背面保護氣中加入了2%的N2，其焊縫區(qū)及熱影響區(qū)中奧氏體含量比試樣2要高，但是提升并不明顯。

分析原因：氮元素為強奧氏體化元素，保護氣體中加入氮元素有利于增加熱影響區(qū)及焊縫區(qū)的奧氏體組織。當保護氣體中無N2加入時，由于焊接時的不平衡冷卻過程，奧氏體轉變不完全，而且焊接過程中出現(xiàn)氮化物的析出。這是因為高溫時N在鐵素體中溶解度較高，而快速冷卻時溶解度急劇下降，尤其在焊縫近表面，由于N的損失，使鐵素體量增加，氮化物更容易析出。因此與母材相比，熱影響區(qū)及焊縫區(qū)奧氏體相的數(shù)量少得多。當保護氣體中加入2%N2后，焊縫中會滲入少量N元素，而且由于N元素分壓的增大，大大減少了熱影響區(qū)和焊縫區(qū)氮化物的析出量，從而大大增加了熱影響區(qū)及焊縫中奧氏體的含量。當背面保護氣體中加入2%N2時，由于打底焊道與背面保護氣體直接接觸，可提高打底焊道的奧氏體含量，這對提高焊接接頭內壁的耐腐蝕性能是有利的，但是對整個焊接接頭的奧氏體含量提升效果不是太明顯，而且當背面保護氣體中N2的加入量過多時，容易在焊縫中形成氮氣孔缺陷。

圖2 不同保護氣體焊接接頭的金相組織

表6 不同保護氣體試驗的鐵素體含量

3.4 耐腐蝕性能

按照A S T M G 4 8 方法A對3個試樣的焊接接頭進行麻點腐蝕試驗，點蝕試樣尺寸為t×25mm×50mm。在腐蝕試驗前，按照DNVGLRU-SHIP-Pt2規(guī)范，先對點蝕試樣進行酸洗鈍化，在溫度為60℃的20%HNO3+5%HF溶液中酸洗5min。然后將試樣稱重后，進行點蝕試驗，將整個試樣浸入標準要求的FeCl3溶液中，在40℃恒溫條件下腐蝕24h，試驗后進行稱重，計算腐蝕率。試驗結果見表7。

表7 各試樣焊接接頭的點蝕試驗結果

通過點蝕試驗，可知正面、背面保護氣均為Ar的情況下，焊接接頭腐蝕率較大，點蝕腐蝕率雖然滿足標準要求，但是如果焊接過程控制不好，有較大幾率出現(xiàn)點蝕不合格的情況。而正面保護氣體加入2%N2時，焊接接頭腐蝕率大大降低，表明N2的加入有利于耐腐蝕性的提高。背保護氣體中加入2%N2，可進一步提高焊接接頭的耐腐蝕性。

4 結束語

1）正面保護氣加入2%N2，可有效提高焊接接頭的奧氏體含量，有效提高接頭的耐腐蝕性能。

2）背面保護氣加入2%N2，對整個焊接接頭的奧氏體含量提升效果不太明顯，但是可以進一步提高焊接接頭的耐腐蝕性能，尤其是管焊縫內壁的耐腐蝕性能。

3）背面保護氣加入過量N2，會導致焊縫中形成氮氣孔缺陷。