中国腐蚀与防护学报(中文版)  2018 , 38 (2): 167-173 https://doi.org/10.11902/1005.4537.2017.101

研究报告

冷焊修复层在H2S环境下的开裂行为研究

郭强, 陈长风, 李世瀚, 于浩波, 李鹤林

中国石油大学 (北京) 理学院材料科学与工程系 北京 102249

Cracking Behavior of Cold-welding Layer on A350 LF2 Steel in H2S Environment

GUO Qiang, CHEN Changfeng, LI Shihan, YU Haobo, LI Helin

Department of Materials Science and Engineering, China University of Petroleum-Beijing, Beijing 102249, China

文献标识码:  TG172

文章编号:  1005-4537(2018)02-0167-07

通讯作者:  通讯作者 郭强,E-mail:zypg126@188.com,研究方向为石油装备的腐蚀与防护

收稿日期: 2017-06-29

网络出版日期:  2018-04-20

版权声明:  2018 《中国腐蚀与防护学报》编辑部 《中国腐蚀与防护学报》编辑部

基金资助:  国家自然科学基金 (51134011和51301200)

作者简介:

作者简介 郭强,男,1972年生,博士,教授级高级工程师

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摘要

研究了不同工艺条件下A350 LF2钢冷焊修复层的组织特征以及在NACE标准实验条件下的硫化物应力开裂 (SSC) 和氢致开裂 (HIC) 特征。结果表明,低的热输入量、短持续时间和高占空比条件下容易产生未熔合焊接缺陷,Ar气输入量较大则容易产生焊接气泡。H2S腐蚀实验结果表明,冷焊修复层对SSC不敏感,但是却极易在焊接缺陷处产生HIC裂纹,裂纹在未熔合区以及焊缝气泡的边缘萌生,并沿着焊接熔合线在焊缝一侧扩展。适当的冷焊修复工艺参数能消除焊接缺陷,有利于提高焊缝的抗HIC开裂性能。

关键词: 冷焊修复 ; 焊接未熔合 ; 焊接气泡 ; 硫化物应力开裂 ; (SSC) ; 氢致开裂 ; (HIC)

Abstract

The microstructures of the cold-weld layers on A350 LF2 steel prepared with different process parameters was characterized and then their sulfide stress cracking (SSC)- and hydrogen induced cracking (HIC)-behavior was assessed corresponding to NACE standard experimental conditions. Results show that the welding process with low heat input, short duration and high duty cycle can lead to incomplete fusion, while high influx of Ar is easy to generate bubbles. The cold-weld layer is not sensitive to SSC, however it is easy to produce HIC cracks at welding defects. The cracks initiate in the non-fusion zone and the edge of weld bubbles, and then propagate along welding line. Appropriate parameters can eliminate welding defects, thereby, the prepared cold weld layer may possess good resistance to HIC.

Keywords: cold-welding repairing ; incomplete fusion ; welding bubble ; sulfide stress cracking (SSC) ; hydrogen induced cracking (HIC)

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郭强, 陈长风, 李世瀚, 于浩波, 李鹤林. 冷焊修复层在H2S环境下的开裂行为研究[J]. 中国腐蚀与防护学报(中文版), 2018, 38(2): 167-173 https://doi.org/10.11902/1005.4537.2017.101

GUO Qiang, CHEN Changfeng, LI Shihan, YU Haobo, LI Helin. Cracking Behavior of Cold-welding Layer on A350 LF2 Steel in H2S Environment[J]. Journal of Chinese Society for Corrosion and Protection, 2018, 38(2): 167-173 https://doi.org/10.11902/1005.4537.2017.101

H2S/CO2和单质S沉积共存的腐蚀环境中金属材料不但存在硫化物应力腐蚀开裂风险[1],还极易发生大量的深度点蚀[2,3,4,5,6],而这种腐蚀的形成将严重影响含硫油气田地面压力容器的安全,因此需要及时对腐蚀部分进行现场堆焊修补。以往主要采用氩弧焊堆焊修复,但是这种工艺在焊接过程中产生的热量较大,容易造成基体变形、内部裂纹和焊接热应力等问题,从而严重影响基体在含硫环境中的抗开裂性能[7]

冷焊修补技术,即类激光高能脉冲精密冷补技术,是将工件和焊枪作为两极,在两极间加载高能电脉冲,形成瞬间电弧,从而将修补材料与被修补表面焊接在一起,形成冶金结合,然后再对修复处进行打磨,满足几何尺寸的要求。由于采用了高能电脉冲,此种冶金结合的表面修复方法,能量集中、作用时间短,使得焊接过程中产生的热量能够快速传递,焊接区域过热量小,避免了对修复工件的影响,实现了修复表面的“冷补”,因此也被称为冷焊修补技术[8]。利用该技术能够得到致密、高强度、成形好,且对基材影响小的修复层,因此这种方法已经成功应用于发动机气缸内壁和压力容器等的修复[9]。但是目前对冷焊修复组织在H2S腐蚀环境下的适用性还不清楚。本文研究了不同冷焊工艺的冷焊组织在H2S环境中的硫化物应力开裂 (SSC) 和氢致开裂 (HIC) 性能,探讨了导致冷焊组织在H2S环境中开裂的关键因素,以及防止开裂的最佳冷焊工艺参数,为冷焊修复技术进一步在H2S环境中的应用提供技术支持。

1 实验方法

1.1 实验材料

冷焊修补试件母材的材质为亚共析钢ASTM A350 LF2,合金成分 (质量分数,%) 为:C 0.19,Si 0.18,Mn 0.81,S 0.003,P 0.008,V 0.002,Ni 0.033,Cr 0.01,Fe余量。为了模拟含硫油气田地面压力容器等设备内壁由于腐蚀所形成的局部缺陷,首先在母材的表面通过电火花线切割的方法加工了一个上宽下窄的梯形槽,然后通过冷焊修补的方法对梯形槽进行修复。其中母材的尺寸为125 mm×30 mm×10 mm;梯形槽的开槽方向平行于母材宽度方向,且位于长度方向的中间,槽上边宽30 mm、下边宽20 mm,槽深为2 mm,见图1

图1   冷焊修补焊接试件示意图

Fig.1   Schematic diagram of cold welding repaired specimen

1.2 焊接工艺参数

本文使用北京装甲兵工程学院开发的类激光高能脉冲精密冷补机进行补焊修复实验。焊丝选用w-16MN(HIC),化学成分 (质量分数,%) 为:C 0.12,Si 0.40,Mn 1.20,S 0.005,P 0.010,V 0.06,Ni 0.06,Cr0.05,Fe余量。影响冷焊修补焊接试件质量的焊接参数主要包括焊接电流、电弧持续时间、占空比和氩气流量。这4个焊接工艺参数会影响基体和焊材之间的溶合效果。因此以上述4个焊接工艺参数为变量,采用正交法各设置4个数值进行焊接工艺参数评定试验,参数见表1

表1   焊接工艺参数优化

Table 1   Optimization of welding parameters

ItemWelding current / ADuration / sDuty ratio / %Ar flow / Lmin-1
11400.03204.5
21400.05305.0
31400.07405.5
41400.09506.0
51600.03305.5
61600.05206.0
71600.05205.0
81600.07504.5
91600.09405.0
101800.03406.0
111800.05505.5
121800.07205.0
131800.07305.0
141800.09304.5
152000.03505.0
162000.05404.5
172000.07305.5
182000.09206.0

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1.3 HIC和SSC实验

冷焊修补后的试样按照GB/T 8650-2006标准开展HIC实验,试样采用矩形截面棒状试件,尺寸为20 mm×30 mm×100 mm;实验溶液为NACE A溶液,常温常压下通入饱和H2S;实验温度为 (24±3) ℃;实验持续时间为96 h。实验结束后,利用线切割剖开试样,观察焊接截面处是否产生HIC裂纹,进一步采用FEI Quanta 200F型扫描电子显微镜 (SEM) 观察裂纹微观形貌,同时采用OXFORD X-MAX能谱仪 (EDS) 分析裂纹区域夹杂物成分。

按照NACE TM0177-2005标准开展SSC实验,按照ISO 7539-2标准采用四点弯曲实件;实验溶液为NACE A溶液,实验加载应力≥80% AYS (实测屈服强度),实验温度为 (24±3) ℃,常温常压下通入饱和H2S;实验持续时间为720 h。实验结束后,试件的受拉伸面在低倍显微镜下放大10倍检查裂纹。

2 结果与讨论

2.1 冷焊修补焊缝的组织特征与力学性能

冷焊修补试件母材A350 LF2的组织是由铁素体和珠光体组成,其中铁素体含量较多、珠光体含量较少,由于轧制的原因,母材显微组织中珠光体呈条带状分布,见图2

图2   基材A350 LF2金相组织照片

Fig.2   Metallographic structure of base metal A350 LF2

根据表1中的组合依次进行焊接,然后对焊接后的试样进行解剖,经打磨、抛光、浸蚀后进行金相组织观察,可见工艺1~9号的大部分焊缝存在未熔合现象,其中工艺4缺陷最为典型,见图3a;而且在焊缝中还存在一定的气孔,见图3b。工艺15~18的热影响区 (HAZ) 晶粒组织偏大。

图3   焊缝未熔合区域和焊缝区域内气孔的金相显微组织

Fig.3   Poor fusion zone (a) and pores (b) in the weld

产生上述焊接缺陷的原因与焊接参数有关。大体上,焊接电流过大,电弧持续时间过长或占空比过大,会造成HAZ晶粒再结晶,增加晶粒不均匀性;焊接电流过小,电弧持续时间过短或占空比过小则会造成基体和焊材未融合现象。在冷焊修补过程中基体与焊缝金属界面存在未熔合现象主要是由于焊接过程中热输出量不足,导致母材与焊缝、以及焊道金属和焊道金属之间未完全熔化和充分结合,从而在界面处形成缺陷。而Ar气作为保护气氛,流量过大,冷却作用加强,容易产生气流紊乱同时造成成本增加;Ar气流量过小,则会使基体和焊材被氧化,容易形成气孔等焊接缺陷。根据以往的研究结果[10,11,12],在如冷焊修补这种瞬间高能焊接方法操作过程中,瞬间的高能也会让金属气化,在金属溶液中形成气泡,熔池内气泡和液态金属相互作用处于不稳定的振动状态,会将作为保护气体的Ar气卷入熔池中,形成Ar气气泡,同时由于焊接的冷却速度快,就会将Ar气气泡残留在焊缝中形成气孔。

综合来看,第13组焊接工艺焊接成型的焊缝组织无宏观缺陷,消除了冷焊修补过程中出现的基体和焊缝金属未熔合及焊缝组织中存在气孔等问题,分析原因主要还在于焊接参数的匹配。对于基体与焊缝金属界面处存在的未熔合缺陷,其产生是由于焊接过程中热输出量不够所导致的,因此适当提高焊接电流、持续时间和占空比3个参数,可提高焊接热输出量、促进界面的熔化与熔合。而对于形成的Ar气气孔缺陷而言,其形成受冷速和Ar气流量两方面影响,因此消除焊接过程中的气孔缺陷,也需要通过提高焊接电流、持续时间和占空比3个参数来加大热输出量、降低组织冷却速度,并且同时降低Ar气的流量。这可能是工艺13综合看既能消除焊接未熔合,又能消除气孔的原因。

图4是工艺13焊缝区域的金相组织。HAZ由于受到焊接热循环的影响,发生了一定程度的变化 (图4b和c)。在靠近焊缝的区域,母材的晶粒得到明显细化。在远离HAZ的区域,条带结构变得模糊,铁素体和珠光体的界限不再存在明显的分界。而焊缝的组织主要由板条马氏体构成,板条较为粗大,可以看出比原来母材的晶粒粗大了很多,一直延伸到原奥氏体晶界 (图4d)。

图4   冷焊修补不同区域的金相照片

Fig.4   Macro morphology of the weld (a), microstructures of HAZs close to the weld (b) and base metal (c), and microstructure of the weld (d)

低碳的板条状马氏体是一种性能优良的显微组织,它具有较好的强度和较为充分的韧性,因此可以保证焊缝获得较高的综合力学性能。拉伸实验结果显示,冷焊修补区域的屈服强度σs为360 MPa,抗拉强度σb为568 MPa,延伸率φ为21.2%。

2.2 SSC和HIC性能

选择冷焊工艺4和工艺13进行SSC和HIC性能对比测试。实验结果表明,经过2种冷焊工艺修补的压力容器钢板,经过720 h的应力腐蚀开裂测试,冷焊修复区域表面仅有轻微腐蚀 (图5a);去除腐蚀产物后,试样表面没有观察到开裂的痕迹 (图5b)。说明冷焊修复对于SSC并不敏感。通常,材料的屈服强度越高,应力腐蚀敏感性越高,因此发生应力腐蚀开裂的几率较小。另外,尽管冷焊工艺4容易产生焊接缺陷,但是从SSC实验结果来看,这些焊接缺陷并未导致SSC,说明冷焊焊接缺陷对应力腐蚀不敏感。

图5   冷焊修复焊缝SSC测试结果

Fig.5   Morphologies of the welds before (a) and after (b) removal of corrosion products

HIC实验结果表明,经过冷焊工艺13修补的压力容器钢板未出现HIC裂纹,而经过冷焊工艺4修补的压力容器钢板则出现了较多HIC裂纹。

图6a为在基体与冷焊层熔合线处由于未熔合导致的HIC形貌。从放大的微观图可以看出,HIC裂纹萌生在未熔合区域的边缘,并沿着熔合线扩展,裂纹在靠近熔合线焊缝一侧,见图6b。EDS分析结果显示,未熔合区内含有较多的Al,Ca,Si和Mn等的氧化物夹杂,见图6c。冷焊的内层出现马氏体组织,HIC裂纹尖端沿马氏体组织的特定取向扩展,见图6d。

图6   冷焊修复中的未熔合所导致的HIC裂纹

Fig.6   HIC cracks caused by incomplete fusion in the cold welding repaired weld: macro morphology (a),micro morphology (b), EDS analysis of incomplete fusion zone (c), crack tip morphology (d)

将以上开裂试件切去多余母材,利用定点线切割的方法对HIC裂纹进行分离,并观察其断口形貌,见图7。可见,既有穿晶形貌的断口特征,又有沿晶断裂的特征,属于混合型脆性断口。

图7   HIC裂纹断口形貌

Fig.7   Fracture surface morphology of HIC crack

脆性断口的特征在于裂纹的形成和扩展在断口上不显示或者较少显示塑性变形的痕迹。图7中的断口非常平整,没有塑性变形的特征,这与HIC的特征相吻合。在裂纹形成的过程中,扩散氢起着决定性的作用。首先,原子态的H在进入金属内部后,由于其半径小,扩散速度很快。热力学上的不稳定促使其趋于尽快形成H2,焊接缺陷为H合并成H2提供了场所[13]。形成H2后,压力不断增加,使原来的焊接缺陷周边呈拉应力状态,进一步发展成为裂纹。其次,存在于晶格内部的H,造成材料性能的脆化,这种脆化有利于裂纹的进一步扩展,从而使断口呈脆断的形貌。

图8是由于焊缝中的气孔所导致的HIC裂纹。图8a显示裂纹萌生于一个较小的气孔两端,在小气孔附近还存在一个较大的气孔。从图中清楚的可以看出,HIC裂纹向大气孔方向扩展。这说明气孔在凝固过程中,由于体积收缩,在气孔四周形成拉应力场,这不仅会促进裂纹的萌生,同时在拉应力场的作用下,也会促进裂纹的扩展。图8b则显示在焊缝熔合线附近的气孔萌生HIC裂纹的情况,与之前裂纹在两端萌生不同,熔合线附近的气孔导致的裂纹只在靠近熔合线一侧萌生,裂纹逐渐向熔合线扩展,最终与熔合线平行扩展。这清楚地显示出熔合线附近也存在拉应力场,内应力与熔合线基本垂直。这才能导致如图8b中所示的裂纹扩展方向。王智慧等[14]认为裂纹扩展与熔合线保持平行关系主要是因为焊缝和HAZ强度相差较大,从而导致应变集中于焊缝侧,而在其边缘开裂。上述结果充分说明,HIC萌生和扩展与焊缝和基体结合部的焊接缺陷以及熔合线附近的组织有关。Luu等[15]认为,高强钢焊接氢致裂纹与接头形成的组织相关,这与本文的结论相一致。

图8   冷焊修复中的气孔所导致的HIC裂纹

Fig.8   HIC occurrence due to the existence of pores in the weld: (a) the interior, (b) near the fusion line

因此,从上述HIC裂纹可知,对于冷焊修补,其特点决定了要特别注意防止未熔合、未焊透等缺陷。由于是断续施焊,线能量很低,使得熔合线附近的母材受热量很小。其优点是不会造成HAZ的晶粒长大,也就不会形成魏氏体等低塑性组织。但是另外一方面,由于基体温度低,而每一个熔滴过渡到基体表面后没有后续热量对其进行继续加热,造成熔滴铺展受阻,润湿不佳,甚至在铺展初期就已经凝固,往往在基体表面的凹陷处形成未熔合。冷速快还会造成焊接热应力增大的现象。每一个熔滴都迅速冷却,在冷却时,熔覆层的收缩受到周围基体的限制,产生了较大的拘束应力,导致冷焊层内部出现局部开裂。

采用工艺13进行冷焊修补未出现HIC裂纹,可认为对于冷焊修补,适当提高焊接热输出和持续时间有利于避免焊接未熔合、释放融合线处的残余应力,合理的Ar气流量能降低气孔缺陷,从而显著降低HIC裂纹的产生。另外,由于冷焊过程中容易导致明显的残余应力,因此,适当的焊后去应力退火对于控制HIC开裂也非常有益。

3 结论

(1) 冷焊修复过程中,低的热输入量和短的持续时间容易在焊接区产生未熔合缺陷;Ar气流量过大容易使冷焊修复产生气孔缺陷。

(2) 冷焊修复区对硫化物应力开裂不敏感,主要是由于焊缝强度较低;同时未熔合、气孔等焊接缺陷也未影响到其SSC性能。

(3) 冷焊修复中的未熔合、气孔缺陷对HIC开裂非常敏感,裂纹容易在缺陷边缘萌生,残余应力促进了裂纹的扩展。

The authors have declared that no competing interests exist.


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