22CR双相不锈钢组织性能及其焊接技术研究

22CR双相不锈钢组织性能及其焊接技术研究 v" 分类号 TGI 15 密级 Xi'an Shiyou University X程硕t 题 申请人 指导教师姓名 申请学位专业 目 双相不锈钢组织-性能及其 焊接技术研究 __________ ____________ 李为卫 _____________ 高惠临教授 冯耀荣? 机械工程 2007年II月20日提交 论文 政研论文下载论文大学下载论文大学下载关于长拳的论文浙大论文封面下载 日期 中文摘要 论文题目:22Cr双相不锈钢组织-性能及其焊接技术研究 专 业:材料加工工程 硕士生:李为卫(签名:y^^JL. 指导教师:髙惠临(签名:"^办、 冯耀荣(签名:^y^th^ 摘要 针对我国塔里木油田克拉2气田集输管网的工程应用需求,本文对22Cr双相不锈钢 开展了应用技术研究。在大量文献资料分析和现场调研的基础上,了解了国内外技术现 状及动态,确定了研究攻关的方向和拟解决的关键技术问题,制定了试验研究 方案 气瓶 现场处置方案 .pdf气瓶 现场处置方案 .doc见习基地管理方案.doc关于群访事件的化解方案建筑工地扬尘治理专项方案下载 。 通过对22Cr双相不锈钢组织特征、相比例和析出相检验方法以及断裂韧性的研究, 掌握了材料的组织和韧性特征,相比例和析出相检验方法,为制定工程技术条件奠定了 理论基础和依据。在材料焊接性研究的基础上,进行了焊接方法、焊接材料及工艺参数 的选择及工艺评定,确定了适合现场使用的焊接工艺技术。 22Cr双相不锈钢在油气管道中的应用在国内属于首次,在国外如此大量使用也极为 少见。通过课题研究,针对塔里木油田克拉2气田环境,在材料和焊接接头的组织、性 能以及现场焊接技术等方面,解决了工程应用中的关键技术问题,保证了工程的顺利进 行和工程质量,研宄成果具有较高程度的实用性和创新性。 II 中文摘要 关键词:双相不锈钢组织和性能焊接研究 论文类型:应用研究 III 英文摘要 Subject : Study on Microstructure — Properties and Welding Technique of 22Cr Duplex Stainless Steel Speciality: Material Processing Engineering Name : Li Weiwei (signature) (a t^e^w^j ________________ Instructor: Gao Huilin (signature) H^ ^^ Feng Yaorottg(signature> ABSTRACT This paper was concerned with application technique of 22Cr duplex stainless steel (22Cr DSS) for the requirement of KeIa-2 Gas Field Construction Project of China Based on the analysis of existed literature and survey of field circumstaritialities the development of 22Cr DSS at home and abroad has ? been comprehend, and the key technical need to solve and experimental method of study has been work out By studying on microstructure, phase ratio, precipitation phase and toughness of 22Cr duplex stainless steel, the characteristic of microstructure & toughness and inspection method of phase ratio & precipitation phase has been comprehend, that provided theoretic basic for preparing the project specification, Basic on the study of weldability of 22Cr DSS, the selection of welding process, parameter and welding procedure qualification has been carry out, and welding technique problem for the field pipeline weld has been solved. This is the first time of 22Cr duplex stainless steel used in oil or natural gas pipeline in china, and very less application such larger scales in abroad. Some key technical problem of microstructure, properties and pipeline weld in field of 22Cr DSS used in kela-2 project has been overcome. The ill research fruit is very novel and practical,and provide ensure for schedule and quality of the project construction. Keywords: Duplex StainLess Steel Microstructure and properties Welding Study Thesis: Application Study 学位论文创新性声明 本人声明所呈交的学位论文是我个人在导师指导下进行的研究工作及取得的研究成 果。 尽我所知,除了文中特别加以标注和致谢中所罗列的内容以外,论文中不包含其他 人已经 发表或撰写过的研究成果;也不包含为获得西安石油大学或其它教育机构的学位 或证书而 使用过的材料。与我一同工作的同志对本研究所做的任何贡献均已在论文中做 了明确的说 明并表示了谢意。 申请学位论文与资料若有不实之处,本人承担一切相关责任。 论文作者签名日期:ipq、"… 英文摘要 学位论文使用授权的说明 本人完全了解西安石油大学有关保留和使用学位论文的规定,即:研究生在校攻读 学位期间论文工作的知识产权单位属西安石油大学。学校享有以任何方法发表、复制、 兯开阅览、借阅以及申请专利等权利。本人离校后发表或使用学位论文或与该论文直接 相关的学术论文或成果时,署名单位仍然为西安石袖大学。 论文作者签名:日期:W… 导师T^te*^ 日期:签名: ill ______________________________________ 第一章绪论__________________________________ _____ 第一章绪论 22Cr双相不锈钢,又名2205双相不锈钢:简称2205DSS),是双相不锈钢的典型 代表,属于第二代超低碳、中合金奥氏体-铁素体不绣钢,其显微组织结构由各占50%的 铁素体:cO和奥氏体:Y)的二相组成,兼有奥氏体不锈钢与铁素体不锈钢的双重特性, 具有较高的强度、良好韧性和耐腐蚀性能,能够进行冷、热加工及成型,以及良好的焊 接性,因而具有良好的用途,广泛用于化肥生产、化学工业、运输用大型化工容器、天 然气和石油工业、造纸工业、环境污染控制设备等等。石油和天然气工业目前采用双相 不锈钢材料铺设的输 mpI送管线长度已超过850兯里,绝大部分为22Cr双相不锈钢。 1.1双相不锈钢的分类和发展历史 1.1.1双相不锈钢的分类 双相不锈钢,严格按照显微组织相比例的多少,可分为以奥氏体为基的奥氏体-铁素 体双相不锈钢:铁素体含量在5%以上,不超过20%,如lCrl8NillSi4AlTi,钢的最佳 铁素体含量为15%左右:和以铁素体为基的铁素体-奥氏体双相不锈钢:一般铁素体占 40%?70% ,奥氏体占60%?30%)。一般称为的"双相不锈钢?是指后者,即铁素 体-奥氏体型双相不锈钢,本论文所述的双相不锈钢即属于这种。 铁素体-奥氏体型双相不锈钢按化学成分通常可分为四类,分别为低合金型、中合金 型、高合金型和超级型。表1-2为我国这四类双相不锈钢的牌号与化学成分,表1-3为 国际上近似对应的四类双相不锈钢的代表牌号和典型化学成分 表1-丨中国双相不锈钢的类型、牌号和主要化学成分 类型 主要牌号 化学成*) C Si Mi Cr Ni N Mo m 低合 金00Ci23Ni4N <0.03 <0.5 <1.2 23 4.5 0.1 型 00Ci21Ni5Ti <0.08 <0.08 <0.08 20/22 4.8/5.8 Ti<0.7 00Ci21Ni5Ti <0.08 <0.08 20/22 4.8/5.8 Ti<0.8 中合 金00Crl8Ni5Mc3Si2 <0.03 1.3/2.0 1.0/2.0 18/19.4.5/5.5 0.06/0.1 2.5/3.0 5 型 00Crl8Ni5Mo3Si2N<0.03 1.5/2.0 1.0/2.0 18/19 5.5/6.5 0.06/0.1 2.5/3.0 b 00Ci22Ni5Mo3N <0.03 620 >450 f >25 ASTM UNS S32205 / ASTMUNS S31803 标准要求 , >448 >25 1 >621 API 5LC S31803 标准要求 / 第一章绪论 应变:,) 图1-3不锈钢材料的应力一应变曲线 1咖 [Marterailk: (420); tpiencJwi and 2tcmpeT^d ^5Martensitic-jnataiitic , quetichad ) (〔Jand tempered fI0?> 50JFemiic (444Ti> A^leniric ^ CM份 t _0 —r 25 — 60 70 20 30 40 50 0 II 图1-4不锈钢材料的冲击韧性随温度的转变 1.2.5耐蚀性能 22&双相不锈钢含有较高的Cr、Mo和N等耐蚀元素,碳含量非常低,组织中又含 有铁素体和奥氏体两种结构,结合了铁素体不锈钢耐氯离子腐烛和髙强度优点,因而具 有良好的耐均匀腐蚀、应力腐蚀、点蚀、缝隙腐蚀性能,其耐腐蚀疲劳和磨损腐蚀性能 也非常优良。图 [m】1-5?7是22Cr双相钢不锈钢与其它几种不锈钢耐蚀性能的对比。 1.2.6焊接性 焊接广泛用于造船、油气输送、化工、电力、核反应堆等各种工业部门,是材料工 程应用中不可缺少的一种连接技术,许多大型结构及工程是靠焊接连接起来的。同时, 辉接接头也是构件的薄弱环节,焊接质量的好坏直接影响构件的寿命,许多设备的失效 事故都与焊接质量有关。 西安石油大学硕士学位论文 ( 田?D2ol f2? Do?Sisucr lD2? o 20 X 40 50 00 PRE ? % Cr^3.3x% Mo.1ftc%N 图1-5几种不锈钢材料在6%FeGI中的CPT3 和CCT )ct9 s 1a )( a)C 20 3Q 40 50s 50 s a ) ( 2Q PRE 图1-6几种不锈钢材料在1M NaCI溶液中CPT a)(a)?I5 ?5?I 5I 0 20 4 0 60 80 1 00 * H2SO4 图卜7几种不锈钢在硫酸中的等腐蚀曲线,OJmn/year 第一章绪论 1.2.6.1工艺可偉性 双相不锈钢最早出现在20世纪30年代。从焊接的角度考虑,最早的双相不锈钢的焊 接性很差,主要表现在对热影响区的冶金过程缺乏了解。早期的双相不锈钢所含的铁素 体和奥氏体之间的比例不是最佳的,大多数情况下铁素体含量太高:约70%),因而其焊 接热影响区几乎全部变为铁素体。这种铁素体区域具有低劣的机械性能和耐腐蚀性能, 因而这祌钢在早期应用不太普及是完全可以理解的。甚至直到现在,对于双相不绣钢的 焊接性仍有人怀疑。 现代双相不锈钢具有最佳的铁素体一奥氏体比例:各50%),因而在热影响区能够很 好地重新形成奥氏体并获得机械性能和耐蚀性能良好的焊接接头。氮在双相钢中的重要 作用已被发现并得到大量应用.氮是强奥氏体稳定元素并促使F/A比率最佳,釆用氮合 金化使得现代双相不锈钢焊接性与奥氏体不锈钢等同。双相不锈钢中一定比例的铁素体 使得它的膨胀系数比奥氏体钢低,因而焊接结构的变形较小, 双相不锈钢焊缝凝固过程中,开始形成几乎是全部铁素体组织,进一步冷却则在铁 素体晶界生核开始形成奥氏体相。在快速冷却下,焊缝金属生成树枝状显微组织,在某 些区域冷却速度较慢,热传导方向不明显时,可观察到更多的球形组织,在典型的焊接 冷却速度下凝固伴随着合金元素的偏析,对腐蚀性能的影响可能很重要。更重要的是, 转变成奥氏体时伴随着产生铁素体和奥氏体之间铬、镍、钼和氮的重新分配。 与奥氏体不锈钢相比,22Cr双相不锈钢导热系数大,线膨胀系数小,又包含两种组 织,因此热裂倾向和变形小;与低合金高强钢相比,因组织中含有约50%的奥氏体,因 此冷裂纹倾向小。总的来说,双相不锈钢可焊性良好,一般偉前不需预热, nl[l21焊后不需热 处理,可与18-8型奥氏体不锈钢或碳钢等异种钢焊接l。 由于焊缝中含有相当量的奥氏体组织,其塑韧性高。总的说来,双相不锈钢对冷裂 纹的敏感性是不敏感的,但是在某些情况下有可能产生氢致冷裂纹^导致产生氢致冷裂 纹的主要有三种因素:氢的存在、钢中敏感的相组织、高的拉伸应力,而这三种因素在 焊接中某些情况下可能同时存在。 对双相不锈钢来说,铁素体就是敏感的相。当铁素体/奥氏体比率为平衡的50/50 时,没有脆化的迹象。但是当铁素体增加时,氢脆的危险增加。关于出现危险的铁素体 量有着不同的意见,英国TWI的Walker和Goodch将它限制在72%以内,而在某些地方指 出在70—75%之间时危险一定增加。当然产生冷裂纹还需要拉伸应力和氢 H】的同时存在。 1.2.6.2使用可焊性 a.力学性能 力学性能是评价焊接接头性能优良与否的最重要的依据,焊接接头力学性能的测试 结果,对于提髙焊接工艺性及获得优良的焊接接头具有重要的意义。 22Cr双相不锈钢的屈服强度可达450 MPa以上,具有良好的焊接性,在正常的焊接 工艺条件下t不会产生由于晶粒严重粗化导致焊接高温热影响区塑韧性降低的现 西安石油大学硕士学位论文 象 但双相不锈钢由于铁素体含量约占50%,因此存在高铬铁素体所固有的脆化倾向,合理 选择焊接线能量参数对于提高双相不锈钢焊接接头的力学性能有重要意义。 22Cr双相不锈钢焊缝的强度一般高于母材,因此焊接接头强度不成问题.而焊缝金 属和热影响区的韧性则在很大程度上取决于焊接方法、材料和焊接工艺。 —般而言,采用渣保护的SMAW、FCAW, SAW焊接方法,焊缝的韧性随着焊剂:药 皮:类型的不同而不同。碱性渣系熔敷的焊缝金属具有较高的韧性,而金红石渣系熔敷 的焊缝金属韧性较差。表1-7为不同生产厂家焊接填充材料辉缝的夏比冲击韧性,表1-8 为国外不同工程技术条件对焊缝冲击韧性技术要求。制定焊接工艺时,应根据不同的韧 性要求选用不同类型的焊接材料。表1-9列出了来用瑞典Sandvik兯司填充材料焊接22Cr 双相不锈钢焊件焊缝性能的典型值。 b.耐腐蚀性能 焊缝的耐均匀腐蚀和应力腐蚀性能总的说来是优异的,只要填充材料和工艺得当, 可与母材相比丨在含有氣离子等应用场合,必须具有耐点蚀和缝隙腐蚀能力,以PREN 表示的Cr、Mo和N的合金含量基本上决定了不锈钢耐点蚀和缝隙腐蚀的能力。对于此类 腐蚀的抵抗力,焊缝一般稍低于未受热影响的母材,这可以通过采用超级双相不锈钢焊 接填充材料来焊接标准双相不锈钢,或者在保护气和背面保护气中添加氮的方法加以补 偿。然而.当所用焊接材料具有与母材匹配的O、Mo和N时也可以获得足够的耐点蚀能 由于母材和焊缝的含碳量很低:一般低于0.03%),且为双相显微组织,22Cr双相不 锈钢焊接接头一般不会产生晶间腐蚀问题。 表1-7不同牌号焊接填充材料焊缝金; S的夏比冲击韧性 焊接方法 冲击功:J) 焊材生产 填充金属 牌号 室温 -40 "C 厂家 TIG Sandvik 22.8,3 丄 282 133 Avesta 2205 200 170 Bohler CN 22/9 N-IG 150 >40 SMAW Sandvik 22.9.3 丄 R 52 43 Avesta 2205-PW AC/DC 50 40 Avesta 2205Basic 80 55 , Bohler CN 22/9 N 55 Bohler CN 22/9 N-B 105 65 FCAW Sandvik 22.9.3.LT 55 44 Bohler CN 22/9 PW-FD SO 55 西安石油大学硕士学位论文 &韧性的技术要求 表1-B焊缝冲t 技术条件 温度 冲击功:J) DNV造船规范 >27 -20?C SPIE-CAPAG >40 -20?C NAM/NL(NSS 60) >41 -20?C NORSOK/N M(601) >27 -46?C Shell/UK (ES 124) 41(Min27J) -50。C 不锈钢焊件焊缝性 能典型值 1 1-9 22Cr 双相 焊件厚度:mm〉 50 50 25 坡口形式 U形 U形 V形 焊接方法 SMAW TIG SAW 焊接材料 22.9.3LR 22.9.3L 22.8.3L/氧化铝型焊剂 668 Rp0.2 (MPa) 645 535 Rm (MPa) 791 810 740 A5 (%) 18 20 36 CVN (J/-20'C) 45-61 113-146 41-60 CTOD(mm/-20'C) 0.27-0.31 0.80-0.95 / HVIO 242-317 242-285 256-322 HRc 22-24 18-23 18-24 CPT('C) >24 20-30 >24 22Cr双相不锈钢广泛用于氯离子浓度较高的介质环境,耐氯离子点蚀和应力腐蚀幵 裂性能要求较髙。当所用焊接材料具有与母材匹配的Cr、Mo和N,以及与正确的焊接 工艺匹配,22Cr双相不锈钢焊缝具有良好的耐点蚀、缝隙腐蚀和应力腐蚀开裂能力。当 然’不当的焊接工艺,也可能产生严重的点蚀现象。 C.焊接接头的析出相问题 焊接过程中焊缝金属和母材热影响区中可能发生各种析出相反应^化析出相几乎全 部产生在铁素体中,因为该相中Cr、Mo含量较高,N在其中的固溶度较低而扩散性较高。 两个最主要的折出相是富含Cr和Mo的o相和氮化物相。在高温下长时间停留后会产生o 相析出并导致脆化和耐烛性的降低。氮化物的形成影响耐蚀性能,主要在高铁素体区域 可以见到。具有高含氮量的母材热影响区对氮化物析出的敏感性较小,这是因为氮强烈 促进奥氏体的形成,因而能够抑制氮化物的形成。如果使用了高含镍量的填充金属,并 且采用了热输入量的限制范围,氮化物的析出一般是不会发生的。可以简单的说,热输 入和道间温度的上限可以防止o相形成,而它们的下限则可避免氮化物的形成,产生析 出反应的范围与化学成分有明显关系。_般来说,只要工艺得当,由于金属间化合物相 10 第一章绪论 的析出而引起的脆化实际上在焊缝金属中很少产生。 焊接过程冷却太快时会形成络的氣化物。由于在高温时氮在铁素体中的溶解度大, 当快速冷却时,当溶解度降低后氮化物就形成了。少量的氮化物不影响焊缝的性能,除 非它们位于晶粒中紧靠表面的位置:在这种情况下,耐腐蚀性将因铬的减少而降低)。因 此在焊接特别厚度的结构时必须避免采用低的热输入量。反之,如果热输入过高,将可 能产生金属间化合物的析出。容易形成金属间化合物相的主要是铁素体,形成的主要是 o相,但也发现像X相、Jt相、WS、RLaves相等金属间化合物和碳化物。析出的难易程度 直接与合金量成正比。 类似于铁素体晶粒表面的氮化铬那样有害的析出物就是二次奥氏体,这种相在 800?950C形成。有时当温度条件有利于这种相形成时在根部焊道的上层部分可见到这 种二次奥氏体相。这种二次奥氏体含Cr量较低,因而耐点蚀性能比周围的基体差。 可见,焊接过程中冷却速率太慢或太快都会对接头性能造成损害,这点在制订焊接 工艺和焊接过程中应引起足够重视, 1.2.6.3焊接工艺特点 双相不锈钢焊接的最大特点是焊接热循环对择接接头组织的影响,进而对力学性能 和耐腐蚀性能有很大的影_。因此,双相不锈钢焊接的核心问题一是要使热影响区 】|5和焊 缝保持合适的相比例,二是要防止重复加热、冷却过程中由o相引起的脆化1。 在22Cr双相不锈钢的焊接过程中,若焊缝及热影响区不能形成良好的双相组织,将 导致焊接接头力学性能及耐蚀性能的全面下降。如果近缝区形成单相铁素体组织,不仅 大大降低焊接接头塑性及冲击韧性,而且因为在中温区铁素体相界脆性金属间化合物的 析出,将导致揮接接头塑韧性及耐蚀性能不同程度的下降。在双相不绣钢钢焊接时,焊 缝及热影响区组织的双相比例控制,防止近缝区产生单相铁素体组织,是能否获得优质 焊接接头的关键。 双相不锈钢焊接的另一个问题是可能出现金属间析出相。性能良好的材料在正常焊 接情况下,一般不会产生金属间析出相,但是如果材料的成分、组织不当,或材料制造 过程在析出相敏感温度范围停留时间过长,虽然母材未产生析出相,但是给焊接热过程 留的时间裕度过短,在热影响区可能产生析出相。另外,如果焊接热输 61入过大,层间温 度过高,在焊缝和热影响区也可能产生析出相。‚ 22Cr双相不锈钢的焊接,选用含N的2209焊丝是必要的此外,采用适中的焊 接规范、多层多道焊工艺,控制层间温度<150'C,加之良好的气体保护,有助于获得性 能优良的双相钢焊接接头。 根据资料分析,22Cr双相不锈钢焊接过程容易出现的质量问题有: (1)焊缝及热影响区的相比例超标双相不锈钢良好的力学性能和腐蚀性能的基础 是铁素体和奥氏体双相组织的大致平衡,如果平衡打破,优良的性能就不存在。试验研 究证明,如果铁素体的含量超过75%,材料的韧性和抗点蚀性能变差;如果铁素体含量 11 西安石油大学硕士学位论文 低于25%,抗应力腐蚀性能变差。焊缝和热影响区的组织与母材、焊材、焊接工艺参数、 焊工操作技术等许多因素有关,如果这些因素控制不当,可能出现铁素体含量超标现象, 尤其是揮接热影响区的铁素体含量可能超出上限要求。 (2) 焊缝及热影响区有害沉淀相的严重析出在厚壁多层多道焊接情况下,材料和 焊缝反复受热,如果工艺不当,焊缝和热影响区均有可能出现金属间析出相。少量的析 出相不会影响材料的性能,但是严重的析出相将造成接头性能的严重下降。 (3) 焊缝和热影响区的夏比冲击韧性偏低焊材选用不当、工艺参数不合适、操作 不正确等均可能造成焊缝和热影响区铁素体含量过高或出现严重的有害沉淀相,从而引 起辉接接头冲击韧性下降,抗冲击能力变差。 (4) 焊接接头耐蚀性能不合格从腐蚀的角度来看,焊接接头总是不锈钢结构的最 薄弱环节,与接头韧性的情况一样,焊材选用不当、工艺参数不合适、操作不正确等均 可能造成焊缝和热影响区铁素体含量过髙或出现严重的有害沉淀相,从而引起接头的耐 蚀性能下降。另外,焊缝反面的表面成型质量、氧化程度和处理方法:如不处理或酸洗、 打磨处理:等也可能造成接头耐烛性能下降。 (5) 焊缝背面质量不合格对管子全位置焊接、单面焊双面成型工艺来说,对工艺、 接头准备要求是最严的,对焊工的操作水平要求也是最高的。不当的工艺:如焊材规格 不合适、背面保护效果不良、规范参数不合适等:和操作方法,均可能造成背面焊缝表 面成型质量差、缺陷超标、氧化严重现象,导致接头的耐腐蚀性能下降,而接触介质的 内表面恰是腐蚀可能首先产生的位置。 1.3课题研究的目的和意义 该课题研究的目的是,针对西气东输克拉2气田地面建设工程中采用的22Cr双相不锈 钢集输管道,通过对材料组织、性能及其焊接性、焊接工艺的研究,掌握该种材料的关 键技术指标和评价方法,以及管道环焊缝现场焊接技术,为重大工程建设提供技术支持, 保证重大工程的建设进度和质量。 塔里木油田克拉2气田是西气东输工程主力气田之一,天然气储量丰富。克拉2气 田地面工程建设项目是将该气田的天然气输往上海的一条重要的内部集输管网,将承担 西气东输工程约80%的供气量。本工程包括9.5km长的集气干线和约6km长的集气支 线,管道埋地数设、局部地段露天敷设,共两条集气干线和1座中央处理厂。 43集气干线 起点最高工作压力13.3MPa,输气能力1600x10 m/d„该气田地层水C1离子浓度髙达 100677mg/L,总矿化度160000mg/L ,属CaCl型、密闭型地层水。气田幵发前期2 3无产 出水,天然气中水气比约2.8g/m:气田开发中、后期每天产水量约lOOOn^,单并 3最高 产水量约400m。天然气中C0含量0.721784mol%,甲烷含量97.95498 2 由于克拉2气田集输管网重要的战略意义及其苛刻的腐蚀环境.中国石油天然气集团 兯司首次在集输管网上大量使用22Cr双相不锈钢。随着各个油田腐烛环境的逐渐恶化, 12 第一章绪论 22Cr双相不锈钢的使用必然会越来越广泛。 虽然双相不锈钢是一种具有优良耐蚀性能和较高机械性能的钢种,但是大量的应用 过程存在的问题限制了它的使用。随着技术的不断发展,各项标准在逐渐完善,焊接工 艺不断改进,这些问题逐步也在逐步得到解决。但是,国内对于双相不锈钢的使用经验 很少,对于其相比例的控制、韧性指标的确定以及脆性析出相的验收标准、不同腐烛环 境中各项性能指标的确定以及焊接工艺和规范的制定等仍存在很多疑问,而由于没有使 用经验和研究结果可供参考,对于22Cr双相不锈钢的订货和使用难免存在许多盲目性, 克拉2工程项目地面工程招标过程中这个问题便突出地暴露出来。 通过研究掌握材料及焊接接头组织、性能的特点及 检测 工程第三方检测合同工程防雷检测合同植筋拉拔检测方案传感器技术课后答案检测机构通用要求培训 评价方法,确定适合现场使 用环境的性能指标和焊接工艺技术,对于保证克拉2气田地面建设工程的顺利进行,并为 以后类似的重大工程提供更好的技术服务,以及保证天然气管线运行的安全具有重大的 社会意义和经济效益。 1.4本论文工作的构思和主要工作任务 22Ci?双相不锈钢新材料在我国油气田幵发中首次大规模使用,课题研究的思路应首 先对双相不锈钢钢材料的现状、组织、性能及焊接性的文献资料调研,对克拉2工程的 背景进行调研和分析,确定工程应用中需要解决的关键技术难题然后制定试验方案, 开展材料工程应用关键技术研究。 根据文献资料的调研分析,并对克拉2气田背景和前期使用22Cr双相不锈钢过程中 存在问题进行的调研,确定以下几点是部分制约油田安全使用22Cr双相不锈钢的主要技 术难题,并针对这些问题重点幵展研究工作。 (1) 相比例和析出相的指标和检测技术; (2) 材料的力学性能指标的确定; (3) 焊缝力学性能和腐蚀性能指标的确定; (4) 管道环焊缝现场焊接技术。 本课题的任务就是通过对材料组织的研究,掌握影响组织相比例的因素和析出相产 生的机理,以及相比例及析出相对材料性能的影响规律;提出材料的相比例、析出相验 收指标和检测评价技术;通过对材料力学性能的研究,掌握该材料的韧性特征和韧脆转 变行为;通过对材料焊接性能和工艺参数对接头性能的影响的研究,确定焊接工艺参数, 提出现场焊接施工过程中焊接工艺。 1.5课题的来源与背景 西气东输管道工程的建设,迫切需要储量丰富、安全可靠的天然气源。塔里木盆地 是西气东输的主要气源地,但是就前期调研情况看,气源介质的腐蚀性很强,对气田集 输管线的腐蚀问题非常突出。如果不积极、尽快地采取有效的措施,将来建成管线的事 故在所难免-选择合适的腐蚀防护措施对保证气源的安全具有重要意义。 13 西安石油大学硕士学位论文 位于塔里木盆地的克拉2气田是西气东输最大的主力气田’将承担西气东输管道约 80%的供气量。克拉2气田地面建设项目是将该气田的天然气输往上海的一条重要的内 部集输管线。该气田地层水中氯离子浓度很髙,另外含有少量的C0,对集输管2线有很 强的腐蚀性。由于克拉2气田集输管网重要的战略意义及其苛刻的腐蚀环境,通过对现 场腐蚀环境、防护措施及材料性能的研究和筛选,中国石油首次在集输管线上大规模使 用22Cr双相不锈钢。 22Cr双相不锈钢具有优异的抗点蚀和应力腐蚀性能,以及良好的力学性能,但是’ 22Cr双相不锈钢对大多数工程技术人员而言还是一种相对较新的材料,使用过程中存在 析出相,相比例、焊接、热处理工艺等控制问题和腐烛试验方法问题,历史上&曾出现 过因热处理和焯接工艺不当而造成严重的腐蚀失效事故。因此,22Cr双相不锈钢在克拉 2工程应用过程中有许多关键技术问题需要研究解决。 中国石油天然气集团兯司于2004年6月立项,并委托管材研究所针对西气东输克拉2 气田22Cr双相不锈钢的应用关键技术开展研究,以解决22Cr双相不锈钢在克拉2气田集输 管线应用过程的关键技术问题,保证克拉2气田地面工程建设的顺利进行以及管线建设的 质量。 本论文课题是中国石油天然气集团兯司技术开发项目‚克拉2气田地面建设用22Cr 双相不锈钢应用关键技术研究?: 合同 劳动合同范本免费下载装修合同范本免费下载租赁合同免费下载房屋买卖合同下载劳务合同范本下载 号04B4110O中的部分内容。 ___________________________第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 ______________________________ 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 22Cr双相不锈钢的显微组织是由铁素体和奥氏体两种相组成,双相不锈钢的性能是 靠相比例来保证的。对双相不锈钢而言,对相比例的影响因素及检测方法进行研究,对 正确使用双相不锈钢具有重要意义。另外,其显微组织含有约50%的铁素体,容易产生 如铁素体不锈钢经常出新的脆性析出相,影响材料的使用。对相比例的指标及检验方法, 析出相的种类、产生机理和特征进行研究,对保证克拉2工程建设的质量具有重要意义。 2.1双相不锈钢的组织及其转变 2.1.1相图及组织转变 在正常的交货状态下:面溶处理),22Cr双相不锈钢的显微组织具有大约50%的铁 素体:a)和大约50%的奥氏体:丫:双相组织。 根据美国焊接研究委员会(WRC —1992)采用的铬、镍当量比值所绘制的Fe-Cr-Ni三 元截面相图(变种)如图2-1所示高温铁素体常以S来代表,低温铁素体仍以a来表 示。5铁素体也是体心立方晶格,只是晶格常数与a铁素体略有不同?。不同含铁量的 Fe-Cr-Ni系合金中,随着含铁量的增加,5和Y相区的形状发生变化,5/丫相界变弯,在 高温时S相区逐渐缩小,在低温时相区逐渐扩大。当含铁量达90%时,由于Y区的 扩大,可使高温铁素体区与低温铁素体区分割开来。双相不锈钢大多位于含70%Fe 14 左右 的两相区^钢中加氮后’会增加髙温下奥氏体的稳定性。实际使用的不锈钢根据需 要还含有其它元素和杂质元素。 s 度/t; [Cr/?ll=q 2507—OOCr25N i 7Mo4N; 52N*—00Cr25N i 6. 5Mo3. 5CuN; 2205—00Cr22Ni5Mo3N s255—0Cr25Ni6Ho3CuN 图2-1 Fe-Cr-Ni三元截面相图(变种: 上图示出液态和固态的相区, 同时标明了几种双相不锈钢代表牌号在图中所处的位 置。实际上铁素体-奧氏体双相不锈钢从液相凝固后都是完全的铁素体组织,这一组织一 直保留至铁素体溶解度曲线的温度,只有在更低的温度下部分铁素体才转变成奥氏体, 形成铁素体一奥氏体双相组织。 2.1.2 22Cr双相不锈钢的显微组织 图2-2是用铁氰化钾+氢氧化钾水溶液作为浸蚀试剂,在10CTC下浸蚀,在光学金相 显微镜下观察的22Cr双相不锈钢管材的金相组织。试验管材由芬兰Outokumpu提供’ 瑞典Avesta兯司生产《其组织特征为黑色铁素体基体上分布的白色奥氏体组织,没有其 它析出相。 15 西安石油大学硕士学位论文 图2-2典型的22Cr双相不锈钢热轧板组织:固溶态: 双相不锈钢由奥氏体相和铁素体相所组成,它在一定程度上兼有奥氏体和铁素体钢 的特征。奥氏体相的存在,降低了高铬铁素体不锈钢的脆性,防止了晶粒长大倾向,提 高了韧性和可焊性:铁素体相的存在,提高了奥氏体不锈钢的室温强度,尤其是屈服强 度和导热系数,降低线膨胀系数和焊接热裂倾向,同时大大提髙钢的耐应力腐蚀开裂性 能,还可改善耐点蚀等性能。但是双相不锈钢因奥氏体相和铁素体相同时存在带来某些 缺点。因铁素体含量较多,保留了髙铬铁素体不锈钢的各种脆性倾向。因铁素体和奥氏 体相的变形能力不同,冷热加工性能较差。以两相性质为例,铁素体的屈服强度在室温 比奥氏体高,而在高温下却比奥氏体低;其再结晶速度也不同,奥氏体加工硬化比铁素 体快得多。因此,两相在一起承受加工变形的相互不协调,在相界面存在高的内应力, 在一定条件下会导致破裂。 采用JEM-200CX型透射电子显微镜对22Cr双相不锈钢母材组织细观组织进行观察 (见图2-3),结果显示,22Cr双相不锈钢组织中的铁素体内部有亚晶粒,彼此存在着位 向差。奥氏体里出现了层错,这是晶面堆垛顺序发生局部差错而产生的一种晶体缺陷。 堆躲层错是最简单的平面型缺陷。层错发生在确定的晶面上,层错面上、下方分别是位 向相同的两块理想晶体,但下方晶体相对于上方晶体存在一个恒定的位移&堆垛层错 16 第二章22Cr双相不锈钥的组织研究 ___________________ 的存在破坏了晶体的周期性完整性,引起能量提高。 在面心立方的奥氏体中’层错面为{111},其位移矢量/? = ?全〈111〉或?^(112>。 及=+全<111>表示下方晶体向上移动,相当于抽去一层{111}原子面后再合起来,形成内 〈稟层错:= -全相当于插入一层{111丨面,形成外禀层错。及=士全11勾表示下方晶 体沿层错面的切变位移,同样有内禀和外稟两种,但包围着层错的偏位错与及=?|(111> 类型的层错不同。对于及=?1(112〉的层错= 2屯•及=三(A + jfc + 2/)?因为面心立方晶 6 3 体衍射晶面的、k, /为全奇或全偶,所以《只可能是0,2ti或是?2JI/3。 晶体通常都是有位错的,无位错的晶体是很难获得的。位错是一种线缺陷,由于 位 错的存在,在位错线附近的某个范围内点阵将发生畸变。在两相中都同时出现还有位错 结构,但位错密度都不大。铁素体里的位错密度明显要比奥氏体里要大《 a)铁素体里亚晶粒(6800X) b)奥氏体里的层错(1_>0 17 西安石油大学硕士学位论文 c)两相中位错(6800X 图2-3 22Cr双相不锈钢母材 组织TEM照片 2.2 22Cr双相不锈钢的相比例 2.2.1相 比例的定义 正常状态下的双相不锈钢中含有两种组织,两种组织的含量多少,可以用相比例表 示。双相不锈钢中,铁素体相和奥氏体相的两相数量在总数中所占的比例称为相比例。 双相不锈钢优良性能是靠合适的两相比例来保证的,铁素体与奥氏体两相的比例十 分重要,因为它决定了材料的机械性能和抗腐烛性能。如果铁素体含量太少,将会导致 强度下降并有应力腐蚀开裂的危险性。另一方面,如果铁素体含量过高将降低抗点蚀性 能和冲击韧性。 2.2.2影响双相不锈钢相比例的因素 a.成分对相比例的影响 双相不锈钢中铁素体和奥氏体的相对含量与化学成分和热处理过程有关。为达到使 双相不锈钢具有理想的两相比例的目的,首先要注意调整铬、钼、镍、氮的含量,其次 要注意热处理过程的控制。 双相不锈钢两相比例在很大程度上取决于钢的化学成分、热处理温度等因素。如能根 据不锈钢的化学成分正确估计出相的组成,则可较容易地设计出所需的双相钢的相组成。 Schaeffler图及由它导出的Ddong图就可以用来根据成分预测不锈钢材料的组织。将 合金元素分为奥氏体形成元素和铁素体形成元素两类,并按照其形成能力的大小折算成 镍当量和铬当量,查图可得出铁素体含量。Ddong图是在Schaeffler图的基础 〖19]上考虑到N 含量而改进的,更加精确。其当量计算兯式分别为: Creq= Cr%+Mo% + J.5 XSi % + O.S XNb % (2-3) Nieg= Ni % +30% C+0. 5 XMt % (Schaeffler 图) (2-4) Nieq^ Ni % + 30X(C + N)% + 0. SXMn % (Delong图) (2-5) 但是Delong图采用的是铁素体数FN,而且只做到18FN,满足不了实际使用。因此, 19S6年美国焊接研究委员会:WRC)会同髙合金委员会不诱钢分会提出修订此图。通 18 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 [20]过 研究大量铁素体的测量数据,于1992年提出WRC-92组织图:见图2>4) o这一新组织 图从化学成分可以较准确的预测奥氏体和铁素体-奥氏体双相不锈钢焊缝金属的铁素体 含量。除了上述几个组织图外,还利用各种线解图来确定钢中的铁素体含量。 总之,从这几个相图可以看出,化学成分对组织相比例起决定性作用。 从上述Cr、Ni当量计算兯式可以看出,影响两相比例最大的关键元素是碳和氮。但 是,在产品生产时,为了使铁素体含量不太髙,含Cr量按照中下限控制,为了降低制造 成本’ 一般情况下含Ni量也常常按照中下限控制’为了确保双相不锈钢耐腐蚀性能、碳 含量尽量控制较低,一般在0.02%左右。剩下调节量最大的,也是最经济的元素就是N。 窄成分范围的22Cr双相不锈钢中的氮含量控制在0.15%下限。较高的氮含量不但对调节 相比例非常有效,而且对提高材料的抗点蚀和应力腐蚀能力也有好处。 輿氏体,AF—奥氏体-铁衆体,FA—铁索体-奥氏体 F—铁索体, 图2-4 t WRC-92组织图 b.热处理工艺对相比例的影响 固溶处理温度对组织的相比例也有很大的影响。采用22Cr轧制板材在950’C、1050 •C、1150。C不同的固溶处理温度进行了研究。不同固溶处理温度下材料的显微组织见图 950"C固溶处理后,在铁素体基体上附着黑色的析出相见图2-5a)。经过定量分析可 知,950'C时a、Y相含量约为38.5%和55.5%,析出相的含量约为6%。105(TC固溶处理 时,a、Y相含量约为59.7%和40.3%,组织为规则条状组织特征。1150'C固溶处理后, a, 丫相含量约为秘.2%和33.8%,组织为规则块状组织特征。由此可见,固溶温度对a、 Y两相含量影响较大,随着固溶温度从950。C升高到丨15(TC,铁素体(a相)含量增加了 27.7%, 26奥氏体(丫相)含量减少了 21.7%, a、Y两相含量随固溶温度变化见图_?由图 可见,a、 19 西安石油大学硕士学位论文 丫两相的体积分数随固溶温度的变化呈良好的直线关系’经统计分析’两相含 量可表示为: a%=33.2+0.J46 (T-900) (2-6) f/o=59.2-0.120 (T-900) (2-7) 从固溶处理后的组织形状上看,在95(TC、1050?C固溶处理后,组织为典型的条状 组织’为a相和Y相相间分布的条状组织,但条状比未固溶处理组织的条状更规则,《 相比原来更粗。在115(TC固溶处理后,a相含量增加,Y相已基本变成块状分布。 综合以上的实验与分析的结果,固溶处理温度对组织形态和组织中两相的相对含量 有很大的影响,固溶处理温度低于1000?C时,组织中出现析出相;固溶处理温度为约1050 •C时,组织中tt相和Y相比例约为一半;在950X:~1150'C固溶处理温度范围,组织中a 20 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 相和丫相相对含量和固溶处理温度呈线性关系。因此’在制定材料的热处理/热加工工 艺和进行热处理/热加工时,首先要确定合适的热处理/热加工规范,其次操作过程中 必须严格遵守热处理/热加工规范,以保证得到适当比例的双相组织。 ib) ,一一- 图2-5不同固溶处理下的显微组织 a) 950*C+2h,水冷;b) 105(TC+2h 水冷;c) 115(TC+2h 水冷 S9 1200 T I X: 图2-6不同固溶处理下铁素体和奥氏体比例的变化 2.23相比例的检测方法 显微组织相比例检测是双相不锈钢一项重要的检测项目。检测方法包括点数法、图 21 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 像分析仪法和磁性仪法。点数法检验铁素体含量在金相显微镜下进行,试验方法标准为 ASTME562,测定铁素体体积百分比该方法理论上最准确,但是测定费用高’且费时, 图像分折仪法,是在显微镜下利用计算机电子图像分析技术检验两相的比例,方便、快 速,只要试样观察面腐蚀清晰,两相对比度大,就可得出准确的测量结果。磁性仪法误 差相对较大,但是方便、快捷,又是非破坏检测方法,特别适合现场使用。而点数法和 图像分析仪法属于破坏性检测方法,适合在实验室使用。 a. 点数法 在金相试样上用人工系统点计数估计双相不锈钢中的铁素体的体积分数的一种方 法。ASTME562标准对此作了详细的规定。该测量方法很费时,一般会产生土 10%的误 差,一般情况下应用的较少。其基本过程是: *从材料上取一个横截面试样,打磨、抛光制成金相试样,用合适的化学试剂进行 化学腐蚀或电化学腐蚀,在显微镜下得到两相清晰的组织,两相要有一定的对比度。 *选取待测量的视场,在显微镜下把微观组织图像放大到合适的比例,使铁素体平 均尺寸约占网格空间的一半。 *应用透明标记检验网格并重叠在放大的微观组织上,网格由等距小方格组成,计 数铁素体相的点数。 *铁素体相占的网格总数除以网格总数,计数代表在选取视场的估计铁素体体积分 *移动X、Y分度控制旋钮,换另一个视场测定铁素体量。对一个试样,至少取三个 视场测量结果的平均值作为最终测量结果。 b. 金相图对比法 该方法将试样制成金相试样后,釆用合适的腐烛试剂和方法腐蚀,用光学金相显微 镜下得到清晰的照片,与标准中的图谱进行对比,检测铁素体的含量。GB斤6401-1986 《铁素体-奥氏体型双相不锈钢中《相面积含量金相测定法》中铁素体分带系和网系各9 级评级标准图,其含量规定为从35%?75%,间隔为5%,误差为?5%。该方法虽然简单, 但标准中的图谱较少,有的材料组织类型相差较大,分析误差较大。尤其是提供的组织 类型与焊缝组织根本不同,无法对比。因此,仅适用于原材料的相比例检验。 C.图像分析仪法 被分析的试样制成金相试样后,在显微镜下观察,得到两相对比度大、清晰的视场, 釆用图像分析系统的自动化方法,对该视场进行组织分析。该方法方便,快捷,但是分 析结果与两相的对比度:反差:有关。用该方法分析时要选用合适的腐蚀试剂和方法得 到组织清晰的照片,这是保证测量结果的关键。 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 图2-7是用铁氰化钾+氢氧化钾水溶液作为浸蚀试剂,在100?C下浸蚀得到的母材 是用带有图像自动分析功能的LEICAMEF4M型显微镜:德国和 焊缝的组织,图2-8 产:测 得的母材和焊缝不同厚度部位的铁素体相比例丨 21 西安石油大学硕士学位论文 d.磁性仪法 该方法利用铁素体具有磁性,而奥氏体没有磁性的特点,采用磁性仪测量双相不诱 钢铁素体的含量。用磁性仪按照AWSA4.2标准以铁素体数:FN)进行铁素体含量的测 定是最流行的典型的无损检测方法,该数值与真正的铁素体百分比数值是有区别的。为 了便于把铁素体含量以百分比的形式表现出来,瑞典AvestaPolarit Welding建立 1的铁素体 含量:,)与FN之间的关系如图2-9所示? 德国产的FERITSCOPE?MP30铁素体测量仪见图2-10,带插拔式智慧型测量探头, 根据磁感应原理在现场或在实验室中能快速地、非破坏性地和精确地测量铁素体含量. 它的校准可以追溯到国际认可的IIW次级校验标准块,因此仪器符合ANSI/AWS A4.2-91 铁素体测量仪使用前必须采用标准样块进行校验,AWSA4.2和IS08249 描和DIN 32 514。 述了校准磁性测量仪,测量双相不锈钢焊缝处铁素体并以铁素体数FN作为结果的操 作步骤。 磁性仪法测量结果受表面状态影响较大,测量时应取多次测量的平均值。表2-1为 德国产MP-30型铁素体测量仪校验情况及其与点数法测量结果的对比,可以看出,焊缝 的测量误差相对较大,这与焊缝表面状态有很大关系。 SS 母材組织 ?~ - in ? a 5)母材 b)焊缝 图2-7母材和焊缝的組织:200X) 32 34 1 i 41 卜 54 53 50 C4 1 \ 49 42 44 a)母材,平均45% b)焊缝,平均42% 002-8母材和焊缝不同厚度部位的铁素体相比例测试值 22 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 叨图2-9铁素体含量:,)与FN之 图2-10德国菲希尔fischec c X间的关系 FERITSCOPE? MP30铁素体测量仪 表2-1 KP-30铁素体测量仪校验情况及其与点数法测暈结果对比 交验情况 标块值 14.3% 31.2% 85.2% 测试值 14.3% 32.3% 85.0% 铁素体比例:,)测量结果对比 丁 "T丨FN " 60 4d oolzo 母材 焊缝 热影响区 l oo点数法 46.2 35.6 65.5 磁性仪法 47 41 63 2.2.4相比例的验收指标 双相不锈钢具有奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的双重性能,在固溶组织中铁素体相 和奥氏体相大约各占50%。双相不诱钢中的两个相有不同的性能,材料的性能取决于两 个相的相对平衡,铁素体含量直接影响着22Cr双相不锈钢的性能。如果22Q?双相不锈钢 铁素体含量<25%,就有降低强度和抗应力腐蚀能力的可能;如果 [41铁素体含量>65%,就 有降低抗点蚀能力、韧性和氢致开裂的可能。 双相不锈钢理想状态的组织是含有约50%的铁素体和50%的奥氏体,但是实际产 品的铁素体含量在一个范围内波动。实际试验和实际经验均显示出,铁素体含量在一个 相当宽的范围内均能获得良好的机械性能和良好的耐腐蚀性能。由于实际经验已经证明 铁素体含量在相当宽的范围内均能获得可接受的性能,因此对铁素体含量要求严格限制 是没有必要的。铁素体含量并不是某一性能,而是检测焊接和热处理是否妥当的一种方 法而已,因此有关铁素体的限制不应超出合理范围，只应用于控制目的,而且一旦发生 偏离,就必须对材料性能做更多的检测。 23 西安石油大学硕士学位论文 目前不论ASTM标准A789、A790、A240还是国标GB1220,虽然都列有双相不诱 钢牌号,但是都没有对相比例作出规定。瑞典Avesta Sheffield AB内控标准对相比例作 出规定,要求铁素体相或奥氏体相中某一相的数量最多不能超过60%,经验丰富的挪威 NORSOK标准要求母材的铁素体含量在35?55%,焊缝在25?60%。 加工 工根据研究结果和工程经验认为,对于原材料,由于可以通过成分调整、轧制/艺和热处理来调整相比例,使之控制在一个较窄的范围,因此,对用于工程的22Cr 双相不锈钢管材,要求铁素体含量控制在40?60%范围,这是一个较严的要求,实践证 明,这一要求可以做到,克拉2工程用管也满足这一要求。 焊缝及热影响区的相比例不但与焊接填充金属和工艺有关,也与原材料有关,有些 因素:如材料:无法控制,因此将焊缝和热影响区的铁素体含量限制在一个较窄的范围 是不实际的,实践证明也是不必要的。从两相的作用来看,奥氏体是一种韧性相,相对 多的奥氏体不但对韧性有利,对抗点蚀性能也有好处-由于钢管焊缝可以在制管厂进行 焊后固溶处理,因此对钢管纵缝要求焊缝和HAZ的铁素体含量为30?60%。 管道现场焊缝为全位置焊接,焊接难度大,影响因素多,保证铁素体含量难度大, 因此,对焊缝和热影响区的铁素体含量限制较宽。规定焊缝的铁素体含量在30?60%范 围:焊缝采用含镍量较高的填充金属,可以保证焊缝中含有较多的奥氏体),HAZ在30? 70%范围。由于材料和工艺等多重因素,焊缝和HAZ的相比例在某些情况下仍有可能超 出该范围。如果按ASTMA923标准所作韧性和腐蚀试验合格,现场环焊缝及热影晌区的 铁素体范围可以放宽到25?75%,对应磁性测量得出铁素体数FN在30?90之间是合格 2.3 22Cr双相不锈钢的析出相 2.3.1析出 相的种类 双相不锈钢中的金属间相主要有。相、x相、a'相、R相、n相等’这些相都属 于脆性 U4]pn相,会影响钢的力学性能和耐腐烛性能,需要尽量避免它们的析出。 CI) o相双相不锈钢中o相是危害性最大的一种析出相,它硬而脆,可显著降低 钢的塑性和初性;由于它富铬,因而在其周围往往出现贫铬区或由于它本身的溶解而使钢 的耐腐蚀性能降低。对22Cr双相不锈钢而言,由于铁素体相中钼和镍的存在,尤其是钼扩 大了 o相形成温度区间,缩短了形成时问,o相甚至在髙于95(TC时产生,而且在数分钟 之内即可析出,因此,在固溶处理后要求快冷。 (2) x相在双相不锈钢中,x相一般在700?900"C温度范围内首先沿铁素体晶界 及铁素体-奥氏体相界析出,通常析出的数量要比o相少很多;与o相相比,它在较低的 温度和较窄的温度范围内存在。x相同样对韧性和耐蚀性有不良的影响,但它常与0相 共存。 (3) a ‘相铬含量大于15%的铁素体不锈钢在400?500?C温度范围内长期时效时 会产生严重的脆化,使钢的硬度显著提高,这种现象称之为475?C脆性。双相不绣钢也有 24 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 同样的现象,不过它仅发生在铁素体相内。导致475'C脆性的原因与a ‘相有关。 (4) R相R相是一种含高钼的金属间相,它的析出温度范围为550?750'C,在550 ?C 10hr时效后的金属薄膜中可观察到平均长50nm、宽度15nm、厚度小与5mn的小片状 析出相,50hr后长大成不规则的颗粒,65(TC为析出峰,750"C时析出量显著减少。 (5) n相在600'C时效时,双相不锈钢中发现有M相。它与R相相同,在铁素体 晶粒内析出,含有髙铬和钼,是一种氮化物。 23.2热处理对脆性析出相的影晌研究 a. 试验材料与方法 采用12.7mm厚度的22Cr双相不锈钢轧制板材,进行85(TC和475"C下不同时间的 热处理。将热处理的试件加工成金相试样进行试验,研究脆性析出相的产生机理及其对 组织的影响。另外,还研究了不同的加热速率和冷却速率对析出相的影响,以及产生析 出相后通过固溶处理消除方法的研究。 a材料敏化热处理工艺为,对原材料进行1050'C固溶处理后,分别在850"C和475C 进行时效处理,冷却方式为水冷《在850'C时效处理时,保温时间分别为5tnin、lOmin、 30min、lhr、2hx和4hr;在475T时效处理时,保温时间分别2hr、5hr、10hr和20hr。 为研究加热和冷却过程对脆性析出相的影响,其一是不同的加热速度加热到850X:,然 后快速水冷,分析其组织状态;其二是1050'C固溶处理后以不同的冷却速率冷却,分析 冷却后的组织状态。所有热处理均在箱式电阻炉中进行热处理。 试件热处理后加工金相试样进行组织分析,分析在QuantLab-MG定量金相分析系统 上进行。相组织比例的测定,采用组成相的面积比计算物相的比例,比其他方法具有精 度髙、准确和快捷的特点。 b. 850?C时效敏化处理对组织的影响 在850'C不同保温时间下进行等温时效后的显微组织见图2-11。由图2-11可见,在 5分钟等温时效处理后,未观察到析出相:见图2-lla)。当时效保温时间为lOmin.时, 在a相与了相界面靠a相一侧出现片状的析出相:见图2-llb)。时效处理30min的析出 相分布和形态与时效处理lOmin相似:见图2-llc)。随着时效时间的延长,析出相含量 增加,变成连续的分布,同时a相的相对含量减小:见图2-lId、e, f)。在4hr等温时 效后,析出相在a相与丫相界面形成连续的片状。 通过定量金相分析结果,在850_C等温敏化处理后,析出相相对含量的平均值列于 表2-2中。可见,析出相的相对含量随850'C时效处理时间的延长而增加。850C等温时 效过程中的析出相主要是从铁素体相中析出的,析出相体积百分数与时效时间的变化关 系见图2-12。可见,析出相动力学特征符合一般相变的动力学规律,即开始时体积分数 随时间增加缓慢,随着时间的增加,析出相转变加速,然后析出相转变减慢,存在饱和 现象。根据析出相体积百分数与时效时间的变化关系趋势推测.在850'C等温时效过程 中最大析出相的相对含量不超过20%。 25 西安石油大学硕士学位论文 a) 850"CX5min. b) 850"CX10 min. mm . ^^ 、 ........... ^ ... : ^^ ^ ::苎减实W 二 〉:- ?,/ V ^rt^'^r^ Wm'^ST ; . * ________________ 等 ------- c) 850"CX30 min. d) 850"CX1lir -e) 850"CX2hr f) 850CX4hr 图2-11 8501敏化时效的显微组织 表2-2 850'C时效处理 听出相的相对含量:C 时效时间 析出相 a 7 5min 46.8 53.2 0 lOmin 42.0 56.7 1.3 30min 46.0 52.5 2.5 lhr 33.9 57.9 S.2 2hr 31.5 54.0 14.5 4hr 28.0 53.2 18.8 26 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 图2-12不同时效时间析出相的变化量 C.475’C时效敏化处理对组织的影响 在475’C进行等温时效,时效时间分别为2hr、5hr、10hr和20hr,在显微镜下均未 发现析出相产生,图2-13为475C等温5hr和10hr的显微组织,未发现明显的析出相。 图2-〗3 475‘C不同时效处理的显微组织 e.加热速度对组织的影响 在热处理或局部焊接加热过程中,不同的加热速率会影响材料在析出相析出温度范 围的停留时间,因而影响析出相的含量。最高加热温度850_C,不同加热速率的热处理 后材料对应的组织见图2-14。当加热速率为0.34"C • 一时,在a相和y相出现小片状的 析 1出相,析出相的相对含量为0.43% (见图2-14a)。加热速率降低1倍为0.17'C • s, 析出相的数量和大小均增加,析出相的相对含量为2.1。/。:见图2-14b)。 27 西安石油大学硕士学位论文 ? e 10 zo so io a)加热速率为0. 34'C • s" b)加热速率为0,17X; -? s' 图2-14加热速率对组织的 影响 f.冷却速度的影响 将材料加热到1050’C保温1小时,然后以不同冷却方式进行冷却,分析冷却速 度对 析出相的影响。在空冷条件下没有发现析出相,在炉冷条件下只有在局部地方 出现析出 相:见图2-15)因此,在双相不锈钢固溶处理时冷却时,其心部的冷却速a 率大于空冷 的速率,则不会出现析出相。 1204 1000 K H 、 ?0 0 罢•f a W0 28 400 cli a 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 ^JIO ?.‘ 图2-15炉冷条件下的显微的组织 29 第二章22Ci?双相不锈钢的组织研究 g.脆性相的消除方法 将22Cr轧制板材在850。C等温处理后出现严重析出相的试样,重新进行固溶处理 (1050‘0lh+水淬:,在金相显微镜下进行组织分析,发现曾出现严重析出相试样的 析出相消失。图2-16为22Cr双相不锈钢板材产生析出相试样重新固溶处理前后的組织 对比•同样,将有明显析出相的22Cr双相不锈钢锻件,经过105(TCxlh+水淬的固溶 处理后,进行金相组织分析,组织中的析出相消失,奥氏体晶粒大小和相比例也产生 显 (a)有析出相 :b)固溶处理后 图2-16产生析出相板材试样固溶处理前后组织对比 (a)有析出相 :b)固溶处理后 图2-17产生析出相锻件试样固溶处理前后组织对比 著变化。图2-17为22Cr双相不锈钢锻件产生析出相试样固溶处理前后的组织对比。 h.试验结果讨论 从上述结果可以看出,850C为22Cr双相不锈钢析出相产生的敏感温度,在S5CTC 等温时效lOmin即有在光学显微镜下可观察的析出相产生。在该温度下推测其最大析出 相的相对含量不超过20%,析出相在靠近a相一侧的界面形成,其形态为片状,随析出 相相对含量的增加成连续状分布。当析出金属间相时,组织中a相的相对含量 30 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 降低。475 •C下长时间下:最长20小时:的保温,在光学显微进行未发现析出相的产生,热处理过 31 西安石油大学硕士学位论文 程的加热温度和冷却速度也在一定程度上影响析出相的产生。 固溶处理可有效地消除22Cr双相不锈钢的析出相,因为在固溶处理过程中,析出相 发生分解、重溶而消失。 可见,22Cr双相不锈钢不当的制造工艺:如轧制、锻造:或使用过程中的热加工过 程:如焊接、热处理、热成型),加热或冷却过程在析出相产生温度区间停留时间过长, 可使220?双相不锈钢材料产生各种析出相„该种材料的关键制造和热加工工艺是,要在 950?115(TC温度下进行热处理/热加工,温度低于950?C要停止热加工。热加工完成后 一定要进行固溶处理,消除可能产生的析出相,加热温度在1050?〗】5(TC之间,保温要 足够的时间,出炉后要立即放入水或盐水快速冷却,必要时要采取搅拌措施。 233双相不锈钢析出相鉴别 a)化学侵蚀法 众所周知,进行金相检验时试样抛光后要进行侵蚀才能进行组织分析。常用的侵蚀 方法为化学法,就是用侵蚀试剂对试样抛光面进行侵蚀,一般材料用棉球鹿侵蚀剂擦拭 若千秒即可,与一般材料不同,22Cr双相不诱钢具有良好的耐侵蚀性能,因此进行金相 组织检验时常用的侵蚀方法难以区分开两相,给组织判定带来困难。图2-18就是釆用一 般奥氏体不锈钢常用的FeCl侵蚀试剂,用擦拭方法得到22Cr双相3 不锈钢母材和焊缝的 组织照片,可以看出,两种组织均为白色,基本没有反差。 采用铁氰化钾型:配方:10-15克铁氰化钾Fe K (CN)+10-30克氢氧化钾KOH+ 10036 毫升水:侵蚀试剂在60-100"C下侵蚀数分钟进行试验。图2-19为釆用这种侵蚀方法 得到的母材和焊缝组织照片。可以看出,这种方法对母材可以得到清晰的两相组织,在 光学显微镜下铁素体显示为黑色,奥氏体显示为白色,对比度很大,采用德国LEICA MEF4M带有图像分析功能的显微镜可以准确的确定两相的比例,对焊缝而言,在合适 的侵蚀条件下这种方法在光学显微镜下也可以得到清晰的两相组织,但由于焊缝相对母 材含有较高的合金元素,且其组织更细小,因此在相同的侵蚀条件下,焊缝两种组织的 对比度相对母材较小,釆用图像分析法确定相比例时误差相对较大。测试时必须在较髙 的放大倍数下,两相对比度大的视场中分析• 化学侵蚀后,双相不锈钢组织中的y相不发生氧化保持白亮色,a相发生氧化。在 光学显微镜下观察,Y相保持白亮色,a相为灰色见图2-20 (a)。当有析出相存在,由 于析出相容易氧化,黑白视场下为黑色,在彩色视场下为棕色。当固溶处颜色更深, 理 温度偏低,出现析出相时,析出相为块状,分布在a-Y相界面或a相内或占居y相的一 部分见图2-20(b)。在850'C范围由于慢冷或有一定的停留时间,析出相:也可能包含有 x相:沿a-Y相界面呈点或线状分布,并向a相中延伸图2-20(c> 32 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 、 K , 图2-1B采用FeCU^蚀剂得到的母材和焊缝的组织照片:200X ) 图2-19采用铁氰化钾型侵蚀剂得到的母材和焊缝的组织照片:200X) b) 950X:固溶处理析出相 33 西安石油大学硕士学位论文 c) 850*C时效处理析出相 图2-20化学儍蚀法的双相钢典型图谱:500X) b.电化学方法 电化学侵蚀方法采用NaOH溶液,在100g蒸馏水中加入40gNaOH,在恒电位仪进 行电化学侵蚀,试样为阳极,Pt为阴极,控制极化电位-500raV(相对饱和甘汞电极SCE), 极化时间15?30s,可根据侵蚀的程度和要求调整。— 电化学侵蚀后双相不锈钢组成相的区分与化学侵蚀的相同,在光学显微镜下典型的 -21。与化学侵蚀方法相比,侵蚀过程简便,图片质量髙’组织容易分组织图谱见图2 辨。 b) 950"C固溶处理析出相 34 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 c) 85CTC时效处理析 出相 K2-21电化学侵蚀的双相钢典型图谱:500X) 在电子扫描电子显微镜下,经电化学侵蚀的试件,组织中Y相为淡灰色,a相为深 色。当有析出相时,析出相为白亮色见图2-22。图2-22 (a)为典型的双相组织;图2-22 (b)为典型的三相组织,组织中含有析出相:图2-22 (c)为典型的85(TC时效组织, 组织中含有析出相。 e) asotrtj效绍织 图22电化学侵蚀的扫描典型图谱:1000X) 当有析出相时,由于侵蚀 过程严重的氧化,析出相很容易分辨,与其他相的区分比 较明显。由于严重的 氧化,电化学侵蚀后析出相与基体相间界面往往出现开裂现象,使 得析出相更 容易区分。含有析出相的典型组织图谱见图2-23。 35 西安石油大学硕士学位论文 图2-23析出相的扫描典型图谱:2000 X ) C.微区成分分析 22Cr轧制板材组织为双相组织,晶界光滑,没有析出相。组织中a、Y相的能谱分 析对应组织见图2-24。 图2-24能谱分析对应组织 点 1 对应a相,成分组成为:,): 24.63 Cr-1.52 Mn-4.47 Ni-2.04 Mo。点 2 对应 Y 相,成分组成为:,): 21.89 Cr-1.63 Mn-7.03 Ni-1.34 Mo.可见,a相中含有较多的Cr 和Mo,较少的Ni,而Y相与之相反。 在不同的固瑢处理温度下,能谱分析结果均表明,组织中a相的含Cr均较Y相高, 但差别不显著,因为Cr与相具有相同的晶体结构,Cr在c相中具有较高的溶解度。 在电化学侵蚀时,析出相发生严重的氧化,能谱分析结果证实,析出相中的Cr基本 氧化,在析出相中含有44%的氧。析出相成分组成为:,): 42.48 0-8.14 Cr-0.53Mn-3.90 36 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 Ni-0.70 Mo,对应的组织见图2-25。在此情况下,析出相的能谱分析结果不能代表析出 相的实际组成,必须采用未侵蚀的试样进行成分分析。 图2-25析出相能谱分析对应组织 表2-3列出了固溶处理后,《和^相中合金元素的含量。可见,与《相具有相同晶体 结构的Cr、Mo在a相中的含量高于在y相中的含量;与/相具有相同晶体结构的Ni在/ 相中的含量高于在a相中的含量;随固溶处理温度的提髙,《相中的Cr含量略有下降, y相中的Cr含量略有升高。 表2-3固溶处理后《和,相中合金元素:S) 相 Cr Mn Fe Ni Mo 固溶处理温度 (D 950 24.85 1.24 67.94 4.08 1.89 a 21.76 1.76 68.27 6.96 1.26 y 1050 24.09 1.74 67.31 4.85 2.01 a 21.80 1.14 68.42 7.26 1.38 Y 1150 24.09 1.43 67.62 4.84 2.02 a 22.32 1.79 68.24 6.58 1.08 Y d.透射电子显微分析 950?Cx2hr固溶处理的组织含有析出相,在透射电子显微镜下没有析出相的晶界区 域比较光滑见图2-26。由图2-26可见,在a相内含有比较高的位错密度,晶界区域比较 平直。 850'C时效2hr的透射电子显微像见图2-27,在a相和y相界面存在析出相。在析出 37 西安石油大学硕士学位论文 相的周围位错密度高的区域为a相。析出相的选区电子衍射为典型的金属间化合物图谱。 经标定,该化合物晶格常数a = b类c,计算c/a = 0.54,所以析出相为o相。由相组成 成分测试的结果,o相不是固定原子比的金属间相,其化学组成是变化的。 图2-28为850?C时效5min的组织中的cr相和选区区电子衍射,a相中含有髙密度 的位错,a相选区区电子衍射图谱具有明显的体心立方衍射谱。图2-29为475"C时效10hr 的透射电子显微组织。与850。C时效组织相比:图2-28), cr相内的位错线变宽,表明合 金元素在位错线产生聚集。 图2-26 950'C X2hr固溶处理的TEM组织分析:10000X) a)析出相的形貌 b)析出相的选区电子衍射 c)析出相的标定 图2-27 85CTC时效2hr的TEM组织分析:1 _ X ) 38 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 图2-28 850^0时效5min的TEM组织分析:10000X) 图2-29 475C时效10hr的TEM组织分析:10000X ) 2.3.4双相不锈钢析出相含量工程检验方法及验收指标 22Cr双相不诱钢容易产生析出相,且析出相的产生对材料的塑韧性和耐烛性极其有 害,因此对析出相的检测是22Cr双相不锈钢检验项目的一项重要内容。目前作为工程较 为成熟的检验标准为美国ASTM A923标准,经过研究分析,确定采用该标准作为克拉2 工程22Cr双相不锈钢有害析出相的检验标准,考虑到工程的重要性及金相法:A法:检 验的不能定量特点,以及该标准提供的组织图谱较少,与实际材料金相组织特征,尤其 是焊缝的组织特征差异较大,所以不用金相法作为有害析出相的鉴别方法,而采用该标 准规定冲击韧性试验法(B法)和腐烛试验法:C法:作为有害析出相的鉴别方法:两者同 时采用:。具体的程序和验收指标如下: (1)冲击试验法:B法: 39 西安石油大学硕士学位论文 在材料或焊接接头上取样,加工成10XiOX5Qmm的冲击试样,沿厚度方向开2mm 深的V型缺口,在冲击试验机上进行冲击试验,试验温度为 记录 混凝土 养护记录下载土方回填监理旁站记录免费下载集备记录下载集备记录下载集备记录下载 试样的冲击吸 收功,与表2_4验收指标对比,判定材料是否合格。材料厚度较小时,可以用小尺寸试 样进行试验,冲击功验收值按比例减少, 表24有害折出相冲击法验收指标 最低冲击功:J) 母材 54 热影响区 54 焊缝 34 (2)腐蚀法:C法) 在材料或焊接接头上取样,加工成50X25XT的矩形试样。试样粗磨后在粒度120以 上的砂纸上抛光,测量试样的表面尺寸。试样用氯化镁裔或其它等效的东西清理,再用 水冲洗干净,在酒精或丙酮中浸泡后自然晾干,在分析天平上称重:精度达到O.OOlg)。 容器中注入6%?《丨3水溶液,溶液的量至少要比试样表面大150ml.将容器放到恒温 浴池中,调整试验温度至25’C (对母材:和221 (对焊接接头:,温度温差保持在士 1 •C范围„ 溶液的温度调整好后,立即将试样放入容器中,试样不能直接接触容器器壁,要放 在玻璃架上,试样之间要用玻璃球隔开。试验期间,用玻璃盖盖住容器,保持恒温。 待试验时间到24小时后,将试样从溶液中取出,用水冲洗干净,在自来水管下用刷 子清除干净试样上的腐蚀物:当腐蚀产物难以清除时,可以用超声波方法清除:,浸入 丙酮或酒精溶液,在空气中自然晾干然后称重。 2根据试验前后的试样重量:mg)损失,除以试样表面积:dm)及时间:day),得 到试验的腐蚀速率:mdd)。试样的腐蚀速率不能超过lOmdd。如果试样的腐烛速率超 过lOmdd,可以在同一产品上另取2个试样重新进行复验。两个试样的复验结果小于 lOmdd,该产品合格,至少有一个超过lOmdd,该产品不合格。 2.4小结 通过对22Cr双相不锈钢材料和组织的研究,掌握了该种材料的组织性能特点,相比 例对材料性能的影响及影响因素,析出相产生原因、种类、显微特征等f在研究的基础 上,提出了双相不锈钢的相比例和析出相的检测方法及验收指标。 (1) 正常状态下的22Cr双相不锈钢的显微组织由奥氏体相和铁素体相所组成,它在 一定程度上兼有奥氏体和铁素体钢的特征。 (2) 双相不锈钢中两种相的比例,即相比例,直接影响着22Cr双相不锈钢的性能。 化学成分和热处理工艺对材料的相比例有很大的影响,在成分确定的条件下,采用合适 的热处理/热加工工艺是保证材料的合适相比例的前提。相比例的检测方法有点数法、 金相图谱对比法、图像分析仪法和铁素体仪法,对比分析认为图像分析适合在实验室使 用,磁性仪法造合现场无损检测使用。结合克拉2工程的特点,确定管材 40 第二章22Cr双相不锈钢的组织研究 铁素体的相比例 的指标为:原材料为40?60%,焊缝为30?60%,热影响区为30?60%,考虑到现场焊 接的困难,管道环焊缝铁素体相比例为30?60%,热影响区为30?70%。 (3) 22Cr双相不锈钢因含有约50%的铁素体组织,因此容易产生析出相。析出相种 类有多种,对材料的塑韧性和耐蚀性有极大的伤害。析出相的产生的原因与材料所经历 的热过程热处理工艺过程有关,不当的热加工和热处理工艺,会使材料产生明显的析出 相。判别有害析出相的检验方法包括金相法、冲击试验法和腐烛试验法.为保证克拉2 工程质量,采用冲击试验法和腐蚀法对材料和焊接接头的有害析出相进行鉴别。冲击试 验法的验收指标为在试验温度为"40"C条件下,冲击功最低54J (对原材料和热影响区: 和34J (对焊缝:;腐蚀法的验收指标为在试验温度25'C (对原材料:和22C (对焊接件) 条件下,腐蚀速率小于等于lOmdd。 41 _______________________________ 西安石油大学硕士学位论文 _________________________________ 第三章22Cr双相不诱钢的断裂韧性研究 2205双相不锈钢具有大约相等的双相组织,决定了其具有较高的强度和良好的塑韧 性,可作为工程结构材料用于各类工程。塔里木盆地克拉2天然气田地面建设管道最高 工作压力达13.3MPa,最低使用温度一30'C,工程对管道用管材低温韧性也提出了较高 的要求。天然气管道高压输送对安全性要求很高,强度和韧性对管道的安全性有非常重 要的影响。管道材料多年来一直采用低合金高强度管线钢,对2205双相不锈钢的韧性研 究较少,为掌握材料的性能特点,并评价材料的性能,因此对用于克拉2气田开发的2205 双相不锈钢管材的断裂韧性进行了试验研究。 3.1试验材料及方法 试验材料釆用芬兰Outokumpu兯司提供瑞典Avesta兯司生产的22Cr双相不锈钢管 材,商品牌号为SFA2205,规格为(j>508xl5.9mm,钢管采用15.9mm的钢板经过压制成 型,然后焊接,最后进行固溶处理:1050r固溶+水淬:而成,其合金元素含量(wt.%) 见表3-1,主要力学性能值见表3-2。 表3-1试验材料的化学成分:rt. %) C Si Mn S P Cr Ni Mo N 0.014 0.38 1.45 0.001 0.021 22.67 5.69 3.23 0.170 表3-2试验材料的力学性能 抗拉强度 屈服强度 延伸率 戛比冲击吸收功 礼/MPa Rpo.i i MPa Af% Awli 5 789 585 29 290 (-40D 韧性测试方法之一为夏比(Charpy)冲击韧性试验。在钢管距焊缝卯。位置沿管体 纵向和横向取样,试样加工成10M0x55mm的夏比V型缺口冲击试样,缺口位于焊缝中 心,试样缺口沿厚度方向,试验在JBZ — 500冲击试验机上进行,试验标准为 GBAH29-1994《金属夏比缺口冲击试验方法L 韧性测试方法之二为落锤撕裂试验:DWTT)。在钢管距焊缝90?位置沿管体横向取 样,加工尺寸为15.9x75x305mm的DWTT试样,缺口型式为标准压制V型缺口,在系 列温度下进行落锤撕裂试验试验,试验机型号为JL-30000,试验标准GB 83幻一87《铁 素体钢落锤撕裂试验方法》。 韧性测试方法之三为裂纹尖端张开位移(CTOD)试验。在钢管距焊缝90?位置沿管体 横向取样,加工成10x20x55mm的三点弯曲断裂韧性试样,在试样单侧用线切割加工深 度为2mm的缺口,缺口沿板厚方向。然后在MTS-800试验机上预制疲劳裂纹, 42 第三章22Cr双相不锈钢的断裂韧性研究 其尺寸 为o/=0.45?0.55 (勿为原始裂纹长度,mm; w为试样宽度,mm),跨距Mw。flw CTOD 测试按GB/T 2358《金属材料裂纹尖端张开位移试验方法》进行,试验温度为-20"C,采 用多试样法确定裂纹扩展阻力曲线。 3.2试验结果及分析 3.2.1试验结果 夏比冲击试验吸收 功系列温度下2205双相不锈钢管材旳冲击韧性试验结果见表3-3,和断口剪切面积随试验温度的转变曲线见图3-1。DWTT试验结果表34,断口剪切面 积随试验温度的转变特性见图3-2。CTOD断裂韧性测试结果见表3-5,作为对比,同时 给出X70管线钢的试验结果,根据试验数据拟合的S曲线见图3-3。 R 表3-3冲击韧性试验结果 管体横向 管体纵向 试验温度 CC) CVN (J) SA (%) SA (%) CVN? 20 335 100 355 100 325 100 365 100 315 100 385 100 0 295 100 375 100 305 100 365 100 275 100 385 100 -10 285 100 360 100 280 100 375 100 315 100 370 100 -40 280 100 340 100 290 100 350 100 295 100 360 100 -60 220 100 330 100 200 95 345 100 215 100 275 100 -80 165 90 285 100 130 70 215 100 155 90 245 100 -10C管体横向3个试样的平均值>100』,单个试样的最 小克拉2气田地面建设工程 UNS 值这75J,单个试样的最小剪切面积为80% S32205直缝焊管技术规 格书?要 MOr管体横向3个试样的平均值这70J,单个试样的最 小值求 这54J,单个试样的最小剪切面积为80% 43 西安石油大学硕士学位论文 3-4 DffTT试验结果 表 试验温度 20 0 -10 -20 40 -60 -80 ro 剪切面积 100 100 100 100 100 100 100 100 100 100 100 100 95 95 SA(%) 表3-5 CTOD试验测试结果 材料 5rM曲线方程 特征CTOD值 试验温度 (•C) Sq.2 /mm Sg.os /職 90 64562205DSS -20 <5=1.4158X(7.3761 X10'+zla) 0.204 0.500 524544X70 20 6=0.61291 X (0.06809+Aa) ?- 0.200 0.307 svs: ("C) 1 CVH (J) S001?O02DS2S S001?O02DS2 -20 -40 规S001?O02DSSUE S001?O02Da)管体纵向 b)管体横向 S001?O02图3-1冲击功和剪切面 积随试验温度的转变特S001?O0 4是试验2205双相不锈钢管材的显微组织照片。 ?|"二- ?丄 ‘^^ ^ 5CILUJ1 图3-4试验2205双相不锈钢管材的显微组织 3.23试样的断口形貌和‚分离现象?研究 46 第三章22Cr双相不锈钢的断裂韧性研究 对冲击试样断口分析,发现在试验的温度范围断口形貌基本不受试验温度的影响, 图3-5是一20'C下的冲击试样断口微观形貌。可以看出,冲击试样断口发生较大的变形, 微观断口形貌主要为拉长的切变钿窝。由于交叉滑移系的启动,断口表面基本为波纹状, 并伴生塑性二次裂纹,它是交叉滑移面剪切断裂的结果。 图3-6和图3-7是冲击试验和DWTT试验的试样断口宏观照片,从这些照片可以看 出,在部分试样出现‚断口分离?现象。 图3-5板材的冲击断口撖观形教:试验温度为-2ITC) 图3-6系列温度冲击试验断口形貌 47 西安石油大学硕士学位论文 图3-7系列温度DffTT试样断口形貌 断口分离现象是控轧板材在进行机械性能试验:包括拉伸试验、冲击试验、落锤试 验、COD试验等:和水压爆破试验时在断口处发现的二次裂纹或分层,它们垂直于断口 表面、平行于钢板:板卷:表面。分离一般出现于与主应力平行的方向上,是由于与主 应力垂直的应力作用下产生的表现在断口上为垂直于主断裂面的二次裂纹。这种分离裂 纹在原钢板:板卷:中并不存在,只是在断裂过程中才出现〃 对于控轧管线钢,关于断口分离目前己进行了大量的研究,其形成的原因目前有多 种不同的观点::1)管线钢在:a + vO两相区控扎时形成{100} (110>织构,这种沿 轧制平面发育的织构不仅引起钢板平面的各向异性,而且引起厚度方向的脆化,因而在 外力作用下,平行于钢板:板卷:表面沿织构出现分离::2)产生断口分离的主要原因 是回火脆性,在低温控制轧制后的冷却过程中,偏析层中的磷扩散到铁素体晶界上,削 弱了铁素体晶界的韧性,从而出现断口分离现象;:3)还有一种观点认为断口分离是由 于针状铁素体基体上夹有珠光体带所致。 断口分离对控轧管线钢冲击韧性的影响也有不同的观点::1)断口分离的存在并不 影响输气管线的裂纹扩展行为和止裂能力;(2)分离的出现会导致CVN下降和FATT的 升髙,应予以限制,因此,国内外有的管材技术条件规定,出现断口分离现象时对CVN 的要求值提高50%。关于双相不锈钢机械性能试验的‚断口分离?现象还没有见过报道, 下面就2205双相不锈钢管材冲击韧性试验的断口分离现象进行初步探讨。 对于2205双相不锈钢冲击试验断口分离现象,从出现的温度范围分析,断口分离出 现在-60*C和-8(TC靠近转变温度,在较高温度下没有出现,这与X70管线钢断口分离出 现的规律基本一致。 对断口分离进行显微结构分析:见图3-8、3-9)发现’裂纹尖端产生在晶粒尺寸有 较大差异的两种带状组织之间。裂纹尖端产生的细小裂纹沿铁素体晶粒扩展,扩展到— 定长度后裂纹分叉,逐渐消逝。双相不锈钢的两相组织中,铁素体是脆性相’奥氏体是 韧性相。韧性试验时脆性断裂一般产生于铁素体中,特别是在低温下,铁素体中 48 第三章22Cr双相不锈钢的断裂韧性研究 裂纹以 49 西安石油大学硕士学位论文 【23〗解理断裂产生的,而在奥氏体中则是受显微空穴聚集机制的影响而产生的。因此,裂 纹一般沿铁素体相扩展。 夏比V型缺口冲击彻性试验结合了缺口、低温、冲击三大脆化因素的共同作用。根 据金属断裂原理可知,决定材料断裂类型的因素主要有四:即材料本质,应力状态、温 度和加载速度。 从以上对试验材料的组织、断口分析可以看出,分离裂纹尖端产生在试样壁厚中部 晶粒尺寸和两相比例有较大差异的两种带状组织之间,分离裂纹沿带状分布的铁素体脆 性相扩展。组织和相比例的差异必然引起材料力学性能的差异,可见材料中存在晶粒尺 寸和相比例分布不均匀的带状组织,是导致冲击试样断口分离裂纹出现的主要内因。 分离沿平行于表面的方向扩展,沿厚度方向的应力对分离的产生是必需的,应力状 态是影响断口分离的主要外因。冲击试样开缺口造成应力集中和三轴应力状态,使冲击 能量和塑性变形集中在缺口附近不大的体积内。冲击试验时,试样受到外力的作用,沿 厚度方向的收缩和变形受到约束,在缺口处容易引起较高的弹性三轴应力分布。因为厚 度中部的拘束最大,产生的拉应力也最大,所以一般在试样中部出 现分离裂纹的长度较 长、几率也较大,而两侧出现分离裂纹的长度较短、几率也较 小。 图3-8冲击试样的断口分离形貌 50 西安石油大学硕士学位论文 图3~9髙倍下细小裂纹沿铁素体扩展情况 温度是影响材料韧性的另一主要外在因素。试验温度通过改变材料的切断抗力,即 改变金属内部位错滑移的难易程度起作用。温度髙,材料的塑韧性好,不易出现分离裂 纹。反之,温度降低,晶粒尺寸相对较大、铁素体相比例相对较髙的带状组织韧性降低 速度髙于晶粒尺寸较小、铁素体相比例相对较高的组织,在冲击力的作用下首先发生开 裂,形成分离。温度继续降低,正常金属组织也脆化,主断口断裂速度很快,分离来不 及形成。这就是为什么在较低和较高温度下分离出现的几率均较小,在中间某一温度范 围分离出现的几率最髙的原因。 关于断口分离对冲击韧性的影响,分析认为分离裂纹形成于主断口之前,分离裂纹 形成后会使试样受载时内部应力重新分布,从而使试样的应力状态变低,显然使致脆的 应力因素减弱,导致测试的冲击吸收功增加,因而使人产生材料韧性高的错觉,材料实 际的冲击吸收功低于测试值。因此,对于出现严重断口分离现象的材料,从延性止裂的 角度出发,夏比冲击功要求值应适当提髙〃 3.3小结 (1)试验2205双相不锈钢管材具有高的冲击吸收功、低的韧脆转变温度:FATT> 和高的CTOD值,表明这种材料可以满足低温服役条件,具有良好的延性止裂能力和防 4S 第三章22Cr双相不锈钢的断裂韧性研究 止低温脆性断裂能力。 (2) 试验2205双相不锈钢管材的冲击功完全满足通过研究确定的工程技术指标: 一3(TC下,管体横向的夏比冲击功平均值最低100J,单个最小值75J,且有很大的裕量, 用于克拉2高压天然气管道具有良好的安全性。 (3) 试验2205双相不锈钢管材具有的良好韧性与其显微组织密切相关。试验材料在 成型、焊接后进行了固溶处理,具有最佳的显微组织和相比例:Gt和7各占约50%),没有 金属间析出相存在,因而表现出最佳的韧性。 (4) 初步的断口分离研究发现,试验材料的断口出现在转变温度附近。断口分离与 晶粒尺寸和相比例分布不匀的带状组织有关。断口分离会使测得的冲击功值高,给人们 错觉,因而,对于出现严重断口分离现象的材料,从延性止裂的角度出发,夏比冲击功 要求值应适当提高。 第四章热影响区组织和性能的热模拟试验研究 22Cr双相不锈钢是第二代双相不锈钢的典型代表,具有优异的力学性能和耐腐蚀性 能,广泛用于运输、石油、天然气、海洋和化工等行业。自从20世纪30年代早期双相 不锈钢发明以来,这种材料的焊接一直是一个大家比较关注的话题。现代的双相不诱钢 由于采用氮合金化等技术,焊接性能有很大改善,但与普通奥氏体不锈钢 [263焊接相比还是 有许多差异,被兯认为是一种较难焊接的材料。从国内外的研究来看,22Cr双相不锈 钢在焊接过程中,最为突出的问题也是热循环对辉接接头微观组织及其塑初性和抗腐蚀 性的影响焊接热影响区是焊接接头的薄弱区域,焊接工艺参数对该区域的组织和两 相比例有很大影响,而组织和相比例的变化会对材料的力学性能和耐腐蚀性能产生很大 影响。而这一区域非常狭小,用常规的焊接试验方法难以对该区域的组织和性能进行准 确试验评价,焊接热模拟试验为研究该区域的组织性能提供了良好的手段。 本章从工程实际需要出发,采用热模拟技术和先进材料分析技术,深入研究22Cr 双相不锈钢焊接热影响区:HA2)的组织与性能的关系,探索焊接线能量对组织、性能的 影响规律,为确定焊接规范参数提供理论依据。采用热模拟法模拟焊接热过程,研究了 22Cr双相不锈钢的模拟焊接粗晶区的冲击韧性、点蚀性能和金相组织的关系,探讨了冷 却时间对模拟热影响区冲击轫性和点蚀性能的影响规律。 27]焊接热循环的特性是由四个主要参数包括【:加热速度o>ff、峰值温度,>、高温停 留时间&和某一温度区间的冷却时间t。关于冷却时间,对于一般碳钢或低合金钢A 材料, 人们关注的是从80(TC到50(TC的冷却时间t,这是因为800?50(TC是奥氏体最m 不稳定 的温度范围,知5的长短将决定该材料最终的相变产物。而22Cr双相不锈钢属于髙合金 钢,其相图与一般碳钢和低合金钢Fe—C合金相图有很大的区别,用来研究22Ci?双 相不锈钢焊接性是否恰当,用那个区间的冷却时间研究更为合适,模拟焊接热影响区的 组织如何随冷却时间转变,本文就此进行了较深入的探讨。 49 西安石油大学硕士学位论文 4.1试验材料及方法 试验用22Cr双相不锈钢板材厚度为12.7mm,由芬兰Outokurapu兯司提供,瑞典 Avesta 兯司生产,其主要化学成分:wt.%)为:C 0.017, Si0.4I,Mnl.40, Cr 22.83, Ni5.66, Mo 3.4, N0.18.材料为固溶处理状态,其力学性能抗拉强度为680MPa,屈服 强度为480MPa,延伸率:力:为25%, -2CTC夏比冲击功彳议为150J。图4-1为试验用 22Cr双相不锈钢原始母材的金相组织照片,由铁素体和奥氏体两相组成,奧氏体被基体 铁素体组织包围着,并且大部分晶粒呈现条带状。组织中也有一些细碎条状的奥氏体, 弥散分布在铁素体中。具有体积分数大体相等的特征:铁素体约占55%)。 50 第四章焊接热影响区组织和性能的热模拟试验研究 图4-1 22Cr双相不锈钢母材组织 在板材上沿横向取样加工热模拟试样,试样尺寸为 [12x12x80mm。焊接热循环曲线 根据如式4-1所示的方程计算巧》研究表明,式4*1可以在热模拟中很好地反映焊接过程 的热循环。焊接热模拟循环参数加热速度、峰值温度 4和高温停留时间见表-1,冷却时间 在文中述及。 -‘(soo-rjboo-rj ‘ 2e(300Xl300-2rX7-, - Tft_ olm9 (4-1) 式中:r一实际温度,,:; k(500-rj(800-7J 300(1300-2厂0> 表4-1焊接热模拟试验参数表 峰值温度 加热速度 can / 高温停留时间 TH/s 1TmnJ C "C.s' 200 1300 1 ?预热温度或层间温度,"C; — 最髙加热温度,V; rft5-800r到500'C 的冷却时间,s; f 一时间,S, 釆用DM-100A型热模拟机进行热模拟试验。热模拟试验后,对试样横截面进行光 学金相检验和透射电镜分析。金相组织浸蚀方法为:以铁氰化钾碱性试液:30gKOH+ 30gKFe(CN)+100ml H0)在温度卯?95?C下进行化学浸蚀,时间约为3分钟。 362 在40'C条件下对热模拟试样进行示波冲击试验,示波冲击试验记录中的数据的意义 如图4-2所示,典型的示波冲击试验过程如图4-3所示。通过示波沖击试验分析的数据 可以区分起裂功和扩展功。Xav是冲击功的指针指示值,而為是经过积分得到的计算值。 两者是通过不同的采集系统表示同样的物理量,所以数值上会有一定的偏差,以计算 机 记录值为准。 51 西安石油大学硕士学位论文 F(kNU 图4-2示波冲击过程记录的参数示意图 S(mm) 图4-3典型的示波冲击过程载荷一位移曲线 热模拟试验的点蚀试验按照GB4334.7—84《不锈钢三氯化铁腐烛试验方法》进行。 试验过程如下: s使用240"、400"、600、800\ 1000% 1200"砂纸把试样逐号打磨至符合点蚀条件。 用丙酮清洗试样表面,用吹风机烘干后用湘仪TG328A光学读数分析天平称量试样称重 并记下重量炉》。:TG328A光学读数分析天平分度值O.lmg,最大秤量200g。: 然后用符合GB 622— 77《化学试剂盐酸》规定的优级纯盐酸和蒸馈水配制成0.05N (即稀释约245倍:的盐酸溶液。把符合HG 3 — 1085 — 77《化学试剂三氯化铁》规定 的分析纯三氯化铁:FeCl.6H0) 100g溶于900ml 0.05N盐酸溶液中’配置成三氯 化铁试验32 溶液。 把试样放到溶液中的支架上,连续进行72h的浸泡。实验温度50trC,实验过程中 在实验容器上盖上表面皿等防止实验溶液的蒸发。腐蚀时间是72小时。 72h后,取出试样,在流水下用硬的毛刷等清除试样上的腐蚀产物,超声波清洗之 后,千燥后再次称重Pp 4.2结果与讨论 4.2.1冷却时间对模拟HAZ的组织的影响 a.初步的实验结果及分析 选取不同焊接热输入规范下的冷却参数,取/奶分别为7 s、20 s、50 s、100 s、300 s。 52 第四章焊接热影响区组织和性能的热模拟试验研究 图4-4不同冷却时间模拟HAZ的组织 _4是不同下模拟HAZ的组织形态。 图4 丨: : 当= 7 s时:图4-2 a),从组织形态上看,组 CI ? ^ 织的大体形态和母材组织相似,但奥 氏体的量比母材明显减少,铁素体相比例与母材相比明显高:当劬= 20s时:图4-2b), 组织形态发生了较大的变化,粗大的铁素体晶粒边界和晶粒内部均析出了羽毛状和树枝 状的奥氏体相,铁素体相比例约75%;当劬=50s (图4-2c)和100s (图4-2d)时, 輿氏体总的形态显现条块状,只是较长时,奥氏体组织呈块状聚在一起,而且由连续 条状转变成粗块状,也有一部分呈尖锋状,两相边界明显,铁素体相内部析出奥氏体相 明显增多,铁素体相比例分别约为65%和55% a 结果表明,22Cr双相不锈钢组织经过不同的热循环之后,组织的形态和分布与原来 有了很大的区别。随着冷却时间的增加,奥氏体析出越来越充分,由原来的细条状变得 越来越粗大,同时从晶内成核析出的奥氏体变多,最后与晶界处析出的奥氏体互连在一 起,两相的比例也有很大的变化。 从上述试验结果,似乎找出了冷却时间对模拟HAZ组织的影响规律,然而,这 是一个假象。 在研究冷却速度对组织转变的影响时,对于常见的低碳钢和低合金钢,人们关注的 是从80CTC到500"C的冷却时间/奶,这是因为800?500?C是奥氏体最不稳定的温度范围, 的长短将决定该材料最终的相变产物。而22Cr双相不锈钢属于高合金钢,其相 图与 53 西安石油大学硕士学位论文 一般的低碳钢和低合金钢Fe_C合金相图有极大的差别。 根据图2-1美国焊接研究委员会(WRC—1992)采用的铬、镍当量比值所绘制的 Fe-Cr-Ni三元截面相图:变种:。实际上22Cr双相不锈钢从液相凝固后首先都是完全的 铁素体组织,这一组织一直保留至铁素体溶解度曲线的温度,只有在更低的温度下部分 铁素体才转变成奥氏体,形成奥氏体一铁素体双相组织。对22Cr双相不锈钢,从铁素体 转变为奥氏体的温度范围是1200?800"C,因此用作为参数研究22Cr双相不锈钢模 拟HAZ的组织更为恰当。 为什么会出现上述假象呢,这是因为计算热循环曲线时,r在变化的同时,…s/5 】[28坊也 在同时变化,根据式4-2可以计算出对应/奶=7、20、50、100s时,t分别为3.6s、 im7s、18s 和 37s。 要搞清t龄和这两个热循环参数各自对22&双相不锈钢模拟HA2组织的影响, 就应固定其中的一个参数,然后改变另一个参数,研究其显微组织特征。为了说明这点, 进行了下述进一步的实验。 1 _______ 1 2 -t _ (500-7;)(800-rJ (4-2) tii^T"._J ____________ ,__ 22(800-r。) (1200-r。) b.固定Gm研究&5对HAZ组织转变的影响 固定hfTs,分别选取f?/j=7s、20s、50s和100s,模拟HAZ的金相组织见图4-5。 可以看出,几张照片金相组织形态都是在铁素体基伟中析出长条状的奥氏体组织。在 ?j=7s时两相相对来说分辨的比较清楚;当tg/大于50s后,室温组织的形态相似,基5 本 上呈细长条状相互聚在一起,两相的边界已经变得有点模糊。铁素体相比例相差不大, 均在65%左右。 因此,当固定~姆改变时,热循环参数?5对模拟HAZ组织形态和相比例影响不 大,用研究22&双相不锈钢HAZ的组织转变行为是不恰当的。 C.固定研究组织转变的影响 同样,固定bj=20s,分别选取r^s=3.6s、7s、18s和37s,模拟HAZ的金相组织形 态见图4-6。可以看出,几张照片金相组织形态差异较大,随着冷却时间h/s的增加,奥 氏体由原来的带状逐渐转变成树枝状或羽毛状,晶界和晶粒内部均析出奥氏体.相互交 集在一起形成网状,两相的比例也有较大的差异。由此可见,改变是引起HAZ组织 变化的本质因素。 54 第四章焊接热影响区组织和性能的热模拟试验研究 t.^iOs d) h 卢 100s 图4-5不同twr时HAZ金相组织 f„ r3 6s > 图4~6不同 ?ri,.''- *彻时《?金相组织:t^=7s) 55 西安石油大学硕士学位论文 究其原因,从图2-1的Fe^Cr-Ni三元截面相图可知,对22Cr双相不锈钢,5/Y相 界大约在115(TC附近,从120(TC到800?C是双相组织最不稳定的温度范围。模拟HAZ 从峰值温度开始冷却时,特别是在6/Y相界温度继续冷却时,组织开始发 6生转变,即发 生铁素体到奥氏体的转变,消除了原来的/5晶界,形成了 S/相Y界。在冷却过程中 随着仏时间的增加,铁素体向奥氏体转变完成旳程度增大。随着在Om时间进一步延 长,不但晶界处出现了奥氏体,铁素体晶粒内部也通过形核向奥氏体转变,这样奥氏体 的比例就越来越大,并且随着时间的增加,奥氏体逐渐长大连在一起形成网状结构。而 在800.C到500'C的温度区间,22Cr双相不锈钢处在6 + y两相区,此时组织中的组织转 变率远没有在温度区间来得大。因此,固定改变~,对22Ci?双相不绣钢HAZ 的组织形态和相比例的影响都比较大。是影响其HAZ2/8 最终组织的本质因素,用它来 研究对22Cr双相不锈钢HAZ组织的影响更为确切《 进一步分析对HAZ组织的影响,当冷却时间较短:r=3.6s),由于热输入量 小,/i8 加热速度和冷却速度很快,高温停留时间短,原来双相组织中的奥氏体只有部分转 变成铁素体。当温度下降,f/M仅为3.6s时,由于温度下降太快,铁素体转变为奥氏体 的转变也很不充分,至室温时的组织形态与母材组织很相似,晶粒呈现条带状,铁素体 所占比例与母材相比增大;在^/s=7s时,热输入量增大,髙溫停留时间延长,原来双相 组织中的奥氏体基本全部转变成铁素体,温度下将时,冷却时间相对短,只有铁素体晶 粒边界析出了条块状的奥氏体,奥氏体相含量很少,铁素体相比例高:?80%); //M继 续增加至18s时,铁素体晶粒边界和晶粒内部均析出了羽毛状和条块状的奥氏体,并且 互相交接在一起,奥氏体相含量与^相比增大,铁素体相比例减少:?70%):当 增大到37s时,这时在铁素体晶粒边界和晶粒内部析出的奥氏体组成网状结构,奥氏 体相含量进一步增加,铁素体相比例进一步减少:?60%)。 图4-7是模拟HAZ组织/^Os)的透射电镜组织:TEM)照片。焊接 是一个快速加热和冷却的过程,在这个过程中组织转变不平衡,经过热循环得到的HAZ 组织的位错密度要远比母材组织里的位错密度来得大,铁素体组织的位错密度明显要比 奥氏体组织要大〃在铁素体中,不同方位的位错线相互交叉固定在一起,能起到强化组 织的作用。 56 第四章焊接热影响区组织和性能的热模拟试验研究 b)铁素体内的位错 图4~7模拟HAZ的TEM照片 a)奥氏体内的位错 4.2.2冷却时间对模拟HAZ的冲击韧性的影响 a.不同冷却速度下焊接HAZ的冲击韧性 图4-8为在不同冷却速度下的揮接热模拟试样(2#-5#)冲击载荷-位移关系曲线: 图4-8不同冷却时间下模拟HAZ冲击试验的载荷移曲线 从图各8中可以看出,在不同冷却速度下冲击载荷-位移曲线的上升段非常接近,加 载点位移随载荷的加大而线性增加,试样破坏的弹性功非常接近。说明冷却速度对冲击 载荷-位移曲线上升段影响较小,而主要是对曲线的下降段有着明显的影响。在尾部的失 稳扩展阶段,剩余承载能力随着冷却速度变快而降低。冷却逨度加快,材料韧性就会降 低。通过四条曲线的比较,当大于50s时,冲击载荷最大值随冷却速度变化不大,试 样的冲击载荷-位移试验曲线载荷峰值区为一较长的振荡过程,振荡过程随着冷却速度的 降低而延长。当过了振荡区后,随着位移的增加载荷逐渐减小,冷却速度慢的试样载荷 减小得较缓慢而在小于50s时,最大冲击载荷较小,载荷峰值区没有出现振荡区, 并出现载荷达到最大值时因裂纹突然向前扩展所导致的载荷突然降低现象。 57 西安石油大学硕士学位论文 当fM大于50s时,冷却速度对裂纹形成功影响不大,而对裂纹扩展功影响比较大, 即裂纹扩展功随冷却速度降低而增大。从组织角度来看,冷却速度降低,輿氏体组织变 得粗大,以网状结构的形态析出且比例越来越多。这样的焊接HAZ组织对裂纹形成功 影响不大。焊接HAZ出现起裂时,若裂纹沿着奥氏体-铁素体晶界扩展时,错综复杂的 网状的结构阻碍了裂纹继续向前扩展。裂纹要继续扩展,必须切断网状的组织结构,这 就需要消耗较多的能量,从而增大组织的冲击功。若裂纹沿着奥氏体晶内扩展时,裂纹 尖端形成应力集中。由于奥氏体是面心结构,共具有12个滑移系,在应力场作用下位错 开始滑移,在裂纹尖端形成塑性变形区,吸收了冲击能量,同时裂纹尖端钝化,裂纹继 续扩展的速度降低。综上因素,使得较慢冷却速度的焊接HAZ的裂纹扩展功较大。 因此在实际焊接过程中,釆用较慢的冷却速度,焊接HAZ组织对裂纹扩展的阻力 很大,即使产生裂纹也不利于扩展。而若采用较快的冷却速度,只要有裂纹产生,裂纹 扩展很快,构件就容易发生幵裂,将产生严重的后果。 的冷却速度与总功关系结果表明,随着冷却速度的降低(?j增大),虽然图4-9 在各 个t奶下冲击功存在着一定的分散性,冲击功A总体上是呈增大趋势。 t 图4-9冷却时间(t)与&关系曲线 这个规律与组织的变化是M 一致的:隨着冷却速度的降低,奥氏体相所占比例增加, 铁素体相所占比例减少。而奥氏体相是一种韧性比较好的组织,这对增加整体组织的冲 击功大有裨益。这个结果也说明在冲击功?随着冷却速度的降低(t/增大)而增大过程中, 其中韧性较85 好的奥氏体相的比例起了重要作用。同时,双相的组织形态也是随着冷却速 度的降低增大)而变化。随着冷却时间的延长,奥氏体组织越来越大,以‚抱团?的形 式析出,并且当fs/5较大时形成网状结构。这样的组织在抗冲击载荷时,能起到‚减震? 的作用,提高组织的冲击功。所以,冲击功為随着冷却时间的增加得益于奥氏体相 比例的增加和组织形态的变化。 58 第四章焊接热影响区组织和性能的热模拟试验研究 对于以铁素体为基的双相不锈钢而言,铁素体相所固有的各种脆化倾向,如475V 脆性、o相脆性和高温晶粒长大脆性等也都会在双相不锈钢中有所反映,只是由于奥氏 体的存在,其脆化倾向较铁素体不锈钢小。 双相不锈钢较好的韧性更多是奥氏体相的贡献,主要表现在- (1) 能抑制铁素体相中已产生裂纹的继续扩展; (2) 碳、氮等间隙元素在奥氏体相中的溶解度高,与单相铁素体不锈钢相比,高温 冷却时不易析出碳氮化物,从而能抑制晶粒脆化; (3) 阻止高温加热时铁素体晶粒长大。 实际双相不锈钢焊接中,要求遵守一定的焊接工艺规程,选择合适的焊接参数^过 髙的铁素体量会造成辉接脆化,为了避免过髙的铁素体量,不能釆用过快的焊接冷却速 度,因线能量与焊接速度有着一定关系,也就是说不能采用过低的线能量。当然,也要 避免采用过慢的冷却速度,即过高的线能量,它同样会导致焊接HAZ粗晶而使性能恶 b.改变?(固定时焊接HAZ组织的冲击韧性 图4-10为模拟HAZ试样(固定仏分别为7、20、50、100s)的冲击功与t奶 关系曲线,试验结果表明,当固定冲击功随着?5的增加先降低然后基本保持 不变。冲击功从ts/为7s时大约5196J减小至如为20s时大约I04J。随着冷却时间t的继续增大,冲击功為缓缓上升,但变化不m 大。 280-n=| _______________________________ ______ | 7s1 wj •姐 I 2i0- ?说 I mia i. i ?. T j i VD- 40- UH ..................... ......... ..... -------------------- ‘ p.,., r^r-t ta im 图4-10冷却时间&与凡关系曲线:固定 釆用JSM-35C扫描电子显微镜对冲击断口进行扫描,扫描照片见图如11。断口形貌 的观察结果表明,冲击试样断口大部分为圆形或補圆形的韧窝为主,形成了杯状凹坑群, 同时伴有少量的解理断口.如图4-lla),断口中韧窝数目较多,深度较浅,它对应着较 高的韧性值。其形貌特征为:四周为封闭的或不封闭的撕裂棱包围着的大小不等的凹坑, 在凹坑底部能看到有一些球形的夹杂物,在冲击过程中,夹杂物可能会与基体界面处脱 开形成显微孔洞,微孔长大、汇合,于是在断口表明留下韧窝。解理断裂通常只在体心 59 西安石油大学硕士学位论文 立方的铁素体相中主要沿着000}面发生,在某些情况下也可沿ill2Ul23j面发生。由于 解理断裂时裂纹是严格地沿着解理面直线扩展,极少有塑性变形发生,因而从理论上说, 单晶体的解理断口应是一个极平坦的表面。然而,22Cr双相不锈钢是多晶体,其相邻晶 粒取向略为不同,解理裂纹即使在晶内直线扩展,到晶界处其方向也会有所改变。如图 4-22 b)是一些取向不同的平坦、光滑的解理面。实际上,解理裂纹总是沿着一簇位于不 同髙度上具有相同晶面指数的相互平行的解理面扩展的。在不同高度的平行解理面之间 存在着解理台阶,众多解理台阶形成了河流花样,台阶棱对光有着较强的反射能力。 a)韧性区 b)解理区 图4-彳1 t^=50s的断口形貌(冲击功为124J) c.改变仏《(固定^=20s)时焊接HAZ组织的冲击韧性 图4^12为模拟HAZ试样(固定分别为3.6、7、18、37s)的冲击功与t关系曲线。!m 试验结果表明,当保持似t20S,随着^^的增大,冲击功逐渐变大,并且增 长速度很快,从 117J(t/^=3.6s)增至 245J(t=37s)。 /2fl 当固定?5=20S,焊接HAZ组织中铁素体的比例随着冷却时间的增加而减少; 反之,奥氏体的比例随着冷却时间的增加而增多,奥氏体由rm=3.6s时的28%增至 /m=37s时的36%。同时,奥氏体由原来的拉长带状,逐渐变粗大。在原来晶界处形成 的奥氏体都互连在一起,变成相互交织的网状结构。晶内形核的奥氏体也在长大,弥散 分布在组织内部。这些组织相比例和形态上的变化都使得HAZ组织的冲击郁性变好。 扫描电镜结果显示,冲击试样裂纹尖端起源于缺口根部,然后向整个横断面扩展。 裂纹扩展途径上既有穿晶裂纹也有沿晶裂纹,并伴有二次裂纹产生。断口形貌以韧窝为 主,还有少量的解理区。 当&4较小时,断口中韧窝尺寸较小,数目较多,深度较浅,断裂时的冲击吸收功 相应也较小,如图4-13 a)。当较大时,断口中主要是由小韧窝聚集而成的较大尺寸 的韧窝,其韧窝数量并不多但深度较大,故表现出较好的塑性,断裂时的冲击吸收功较 大’如图4-13b)。 60 第四章焊接热影响区组织和性能的热模拟试验研究 上述规律及其原因与前面己经分析过的组织与冷却速度的规律类似。这进一步说明, 61 西安石油大学硕士学位论文 在双相不锈钢钢焊接中选择合适的焊接冷却速度,所关注的应该是1200"C至800。C这段 温度范围内的冷却速度。这个温度段是22Cr双相不锈钢发生相变的关键区域,也就从根 本上决定了最终的焊接HAZ组织的性能。 3ZI ? I ------------------------------------ “t=20sj ? nrnxl OT28D -------- ? ive ? rta? 2d - ir j^f 40 - 1 1D 1DD 田4-12保持t^=20s,改变冷却时间tiw与At关系曲线 a)韧窝区(冲击功为80J) b)韧窝区(冲击功为198J) 图4-13冲击断口韧窝形貌 4.23冷却时间对模拟HAZ点蚀性能的影响 点腐蚀简称点蚀,又叫小孔腐烛或孔蚀,是一种腐蚀集中于金属表面的很小范 1:91围内, 并深入到金属内部的蚀孔状腐蚀形态,一般是直径小而深 c蚀孔的最大深度和金属平 均腐蚀深度的比值,称为点蚀系数。点腐蚀系数越大表示点蚀越严重。点腐蚀是一种破 坏性和隐患较大的腐蚀形态之一,是化工生产及海洋事业中经常遇到的问题,影响点烛 的主要因素有以下几个方面::1)表面结构的不均匀性。表面结构的缺陷部位易发生点腐 蚀;:2)溶液成份的影响:含氯离子的溶液最易引起点蚀;:3)含氧化性金属离子的氯化物 溶液的影响::4)溶液流速的影响:通常在静止的溶液中易形成点蚀;:5)金属成份对点蚀 的影响:与其它金属材料相比,腐蚀性金属材料有较高的点蚀敏感性。不锈钢的点蚀敏 感性比碳钢髙^研究表明钼、镜、铬、氮等都能提高不锈钢的抗点蚀能力,硫、碳等则 会降低不锈钢的抗点蚀能力。 62 第四章焊接热影响区组织和性能的热模拟试验研究 点蚀是双相不锈钢最有害的腐蚀形态之一,蚀孔往往又是应力腐蚀裂纹和腐蚀疲劳 的起始部位。钢表面的钝化膜由于钢中存在的缺陷、夹杂和溶质等的不均一性,使純化 膜在这些地方较为脆弱,在特定的腐蚀性溶液中容易被破坏,破坏的部分便成为活化的 阳极,周围区成为阴极S,两者的面积比非常小时,阳极的电流密度很大,活性溶解力D 速,遂成为许多针状的小孔。 目前不锈钢点烛试验的评定方法有化学浸泡法和临羿点蚀电位电化学测定法两类。 本研究采用化学浸泡法,按GB4334.7《不锈钢三氯化铁腐蚀试验方法》进行。试验釆 用的耐点蚀性能评价方法有腐蚀率、点蚀面积和最大点蚀深度三种: (1) 腐蚀率试验材料的耐点蚀性用腐蚀率,即单位面积、单位时间的失重表示, 单位是g/n^h。腐蚀率的计算兯式: 腐蚀率=?(4-9) S-t 式中:;,^表示试验前试样重量,g;妒卢表示试验后试样重量,g: S为试样面 2积, m; f为试验时间,h。 (2) 点蚀面积用MeF3 ROTOSCOPE金相显微镜拍出所有蚀坑的金相照片,然后 利用PHOTOSHOP软件统计出试样的表面蚀坑总面积。 (3) 最大点蚀深度先用游标卡尺量出试样的厚度,然后用树脂粉将试样镶嵌起来, 用显微镜边研磨试样边观察蚀坑深度的变化,直至试样表面的最深的蚀坑刚好磨掉为止。 再测量出此时试样的厚度,这样得到的厚度差就是最大点蚀深度。 22Cr双相不锈钢母材及其不同冷却速度下的模拟HAZ试样的耐点蚀性能的试验结 果如图4-14所示。 经过热循环的模拟辉接HAZ试样的腐蚀率都比母材组织要大。腐蚀率随着冷却 2速 度的降低先增大,在鉍为20s时的达到最大值1.52g/mli,然后下降,細为100s达到 最小值,再保持平稳。当大于100s时的腐蚀率和母材组织差不多。点蚀面积随冷却 速度关系曲线形状和腐蚀率相似,先增大后减小,再保持平稳,但都比母材的点蚀面积 大。最大点蚀深度的规律与前面两个参数不太一样,焊接HAZ组织的最大点蚀深度都 比母材组织小,随着冷却速度的降低先增大,为100s达到最大值,然后减小,在 为100s时最深烛坑与母材组织相当。 图4-15是模拟焊接HAZ组织经过72小时腐蚀后,试样表面的烛坑形貌。从图中可 以看到,烛坑大小不一,分布不均,有些地方比较密集,有些地方比较稀疏。新的蚀孔 的形成往往是由于原有的蚀孔的出现,使周围区域成为活性区,故点蚀的发生往往集中 在这些区域,因而累积成一片较大的腐蚀损伤区,也正是由于这些活性区域的存在,蚀 孔的发展往往横向进行,使得蚀孔多为较浅的形貌。 63 西安石油大学硕士学位论文 1J1.0ol2a42 S ^i^KMO^^^H^ o ft "i a)冷却速度与腐蚀率的关系 2.4-. ------- - 冷却时间^ (s) 冷却《间1„ <>) b)冷却速度与点蚀面积的关系 ―一不岡丨?时的*大点蚀深度 ——母钶屯胡的六点怯擇度 面4-15试样点蚀后的表面蚀坑形貌20X c)冷却速度与最大点蚀深度的关系 图4-14不同冷却速虔下的焊接HAZ组织的耐点蚀能力 4.3小结 64 第四章焊接热影响区组织和性能的热模拟试验研究 通过热模拟技术对22Cr双相不锈钢焊接HAZ组织和性能的研究,主要得出以下结 65 西安石油大学硕士学位论文 (1) 正常状态下22Cr的显微组织为约50%铁素体和约50%奥氏体的两相组织,经 过不同的热循环之后,两相的平衡结构被破坏,组织的连续性和均匀性跟原来有了较大 区别,铁素体中的位错密度远大于奧氏体,并且两相边界形成严重的位错缠结。 (2) 固定时,随着的增加,组织形态相似,两相比例基本保持不变,冲 击韧性先降低后保持平稳;画定时,随着的増加,奥氏体组织由带状变成树 枝状,輿氏体相比例增大,冲击韧性提高。因此,热循环参数比/奶更能表述22Cr 双相不锈钢焊接HAZ组织的相变过程。 (3) 冷却时间和fM对22Cr双相不锈钢焊接热影响区的显微组织及韧性的影响 是不同的,对这种材料来说,相转变在950?C以上的高温状态下完成,主要影响奥氏 体的析出量多少,而/奶则主要是影响中间相:如a相、碳化物、氮化物:的析出行为, 更能准确的反映焊接过程的HAZ组织转变。 (4) 模拟焊接HAZ的点腐蚀率比母材髙。随着冷却速度的降低,模拟焊接HAZ的 点腐蚀率先升髙,然后下降,冷却速度进一步下降,腐蚀率略有增大,当为20s达到 最大值,当fw为100s时达到最小值。点蚀面积与冷却速度关系曲线的变化趋势与腐蚀 率基本相似。模拟焊接HAZ的最大点蚀深度小于母材,且随冷却速度的降低先增大后 减小,在为100s时点蚀深度达到最大值。 第五章22Cr双相不锈钢管道现场焊接工艺研究 与奥氏体不锈钢相比,双相钢在许多方面有所不同,有自己的焊接特点和技术。尤 其对油气输送管道野外施工现场焊接,这种钢在国内甚至在国外像克拉2工程大规模工 程应用还是首次。双相不锈钢优良的性能是靠适当比例的两相组织来保证的,辉接工艺 参数对焊缝的组织有很大的影响,合适的焊接工艺参数和一定的技术措施相结合才能保 13ei证焊缝及热影响区的组织和性能。现场焊接是22Cr双相不锈钢管道成功应用与否的 关键工序之一,天然气管道的现场施工,焊接是最主要、最关键的工作之一。为了掌握 这种材料的焊接特点和技术,保证克拉2工程22Cr双相不锈钢管道的焊接质量,在热 模拟试验和大量的现场焊接技术研究的基础上,拟定了适合管道现场焊接的工艺,并对 工艺进行了评定,从而确了适合现场使用的焊接工艺规程,本章就焊接工艺评定的情况 作了论述。 5.1工艺评定试件的焊接 5.1.1原材料 焊接工艺评定试验原材料采用芬兰Outokumpu兯司提供的、由瑞典Avesta兯司生产 的规格为4> 508M5.9mm的22Cr双相不锈钢管材,其化学成分见表5-1,主要力学性能 值见表5-2,其显微组织为具有大约50%的铁素体和大约50%的奥氏体双相组织。 表5~1试验原材料的化学成分:质量分数H) 66 第五章22Cr双相不锈钢管道现场焊接技术研究 C Si Mil S P Cr Ni Mo N 0.014 0.38 1.45 0.001 0.021 22.67 5.69 3.23 0.170 表5-2试验原材料的主要力学性能 硬度 抗拉强度 屈服强度 夏比冲击功 延伸率 i&n / MPa Rp0.2 / MPa Ahv/i A/% 770 556 26 276 (-20r) HB290 5.1.2焊接工艺 a. 焊接方法 焊接采用多层多道焊工艺,根部打底焊缝和填充第一层焊缝采用钨极惰性气体保护 电弧烤方法:T1G)焊接,其余填充焊缝和盖面焊缝采用药皮焊条电弧焊方法(SMAW) 焊接。 b. 焊接接头准备 嬋接坡口采用机械加工方法进行,坡口形式为单面V型坡口,焊接接头及坡口尺寸 见图5-1,坡口角度为a =32.5?,钝边尺寸为p=0.5mm,坡口根部间隙b=2.5~3.5mm. 图5-1焊接接头形式及坡口尺寸 C.焊接材料 釆用瑞典Avesta兯司的焊接材料,牌号和规格为:TIG焊丝Avesta 2205, 4)2.0, 小2.4;焊条Avesta 2205-PW 2.5, 4>3.2,其熔敷金厲的化学成分和主要力学性能见表 5-3 和表 5"4。 表5-3焊接材料的主要1 It学成分:质量另 彈材名称 焊材牌号 C Si Mn Cr Ni Mo N 焊丝 Avesta 2205 0.02 0.5 1.6 23.0 8.5 3.1 0.17 焊条 Avesta 2205-PW 0.02 O.S 0.8 23.0 9.5 3.0 0.17 表5-4焊接材料的主要力学性能 焊材名称 焊材牌号 抗拉强度 屈服强度 Rp0.2 延伸率 夏比冲古功 i&w/MPa / MPa A/% Akv/l 焊丝 Avesta 2205 805 610 31 170 (^0"C) 焊条 Avesta 2205-PW 830 635 33 40 M0.C) d.焊接位置 管道现场焊接包括各种空间位置,对于工艺评定,选用难度最大的斜45?固定位置 (6G)。 e. 保护气体 67 西安石油大学硕士学位论文 焊枪保护气体可以采用混合气体,成分为98?99%Ar+l?2%N (混合前的纯度为 2 99.995%),添加氮的目的是防止焊缝金属的脱氮而引起耐腐蚀性能的降低。焊缝背面保 护气采用100%Ar (纯度为99.995%)。 f. 焊接预热和层间温度 焊前不预热,焊接层间温度限制在150T:以下,一般控制层间温度在70?120'C之间。 g. 焊接工艺参数 在研究的基础上,选用优化的焊接工艺参数见表5-5。焊接前管子内部充氩气排除 空气,以免焊缝背面氧化。焊接过程一直通氩气保护,直到焊缝厚度超过6mm才可去 除保护气。 5.1.3 焊后检验 焊后对揮缝进行了 X射线探伤,探伤结果符合Q/SY TZ 0110-2004《2205双相不锈 钢材料捍接施工及验收规范》要求。 表5-5焊接工艺参数 焊道 焊条:丝: 焊接 速度 电压 范围 电流 范围 线能量 (KJ/ 焊枪保 护极性 (正、 型号 (mm/min) (V) (A) mm) 气流 反: 规格 量 (l/min) (mm) 根部打底焊 直流正接 ER2209 2.0 9-12 80-110 40-70 0.8-1.5 8-15 填充第一层 直流正接 ER2209 2.4 10-13 120-160 80-130 0.8-1.5 8-15 填充其余层 直流正接 E2209 3.2 22-25 70-110 80-120 0.8-1.5 盖面焊 直流正接 E2209 3.2 22-25 70-120 50-100 1.0-2.0 5.2工艺评定试件的性能试验 5.2.1试验方法 对焊接工艺评定试件进行解剖取样,进行组织、力学性能和腐蚀性能试验,对拟定 的焊接工艺进行评定。工艺评定性能试验按Q/SYTZ 0110-2004《2205双相不锈钢材料 焊接施工及验收规范》:以下简称《规范》:进行。 a. 金相检验 金相检验在12点、6点、9点三个位置取样坯,加工全焊缝厚度横截面的金相试样, 每块试样的一个断面打磨抛光后作为检验面。 将试样在铁氰化钾型:配方:10-15克铁氰化钾Fe K (CN)e+10-30克氢氧化钾KOH 3 + 100毫升水:浸蚀试剂在60?100'C温度下浸蚀数分钟,然后用5倍放大镜进行宏观金 相检验,并用带有图像分析功能的金相显微镜进行嬋缝和热影响区微观组织检验和相比 例检验。 b. 接头拉伸试验 焊接接头拉伸性能在一、二、三、四每个象限各取一个试样样坯,加工成长度为 300mm,宽度为25mm的条状拉伸试样,焊缝位于试样中部,焊缝用砂轮打磨与母 68 第五章22Cr双相不锈钢管道现场焊接技术研究 材齐 平。拉伸试验在WE-600A型液压式材料万能试验机进行,试验按GB/T 228-2002《金属 材料室温拉伸试验方法》进行。拉伸试样在拉伸载荷下拉断,以拉伸试验时的最大载荷 除以试样在拉伸前测定的最小截面积,计算出抗拉强度:单& MPa)。 c. 侧弯试验 在一、二、三、四每个象限各取二个试样样坯,加工约230mm长,12.7mm宽的侧 弯试样,且其长边缘应磨成圆角。焊缝的内外表面余高应去除至与试件面表面平齐。 侧弯试验在WE-600A型液压式材料万能试验机进行,将试样以焊缝为中心放在下 模上,焊缝表面与模具成90。。施给上模:直径为90mm)压力,将试样压入下模内,直 到试样弯曲成近似U形,观察试样受拉面的幵裂情况。 d.刻槽锤断试验 在一、二、三、四每个象限各取一个试样样坯,加工长约230mm、宽25mm的刻槽 锤断试样:如图5-2所示:U用钢锯在试样两侧焊缝断面的中心:以根焊道为准:锯槽, 每个刻槽深度约为3mm。 刻槽锤断试样在WE-600A型液压式材料万能试验机拉断,观察断口的缺陷情况。 不去味焊缝加厚A 图5-2刻槽锤断试样示意图 e. 冲击韧性试验 在焊接接头平焊位置和立焊位置各取三组:每组3个:试样加工成尺寸为 10x10x55mm的标准夏比V型缺口冲击试样,三组试样的缺口分别位于焊缝中心,熔合 线及焰合线+5mm处,试样缺口沿厚度方向。试验在JBZ?300型冲击试验机进行,试 验温度为_40'C,试验过程按GB/T229-1994《金属夏比缺口冲击试验方法》标准进行, f. 点腐蚀试验 点腐蚀试验釆用化学浸泡法,在三氯化铁水溶液中按ASTMA48标准进行。在焊接 接头平焊、立焊和仰焊三个位置各取1个试样加工成12x25x40mm的矩形试样,对毎个 面 s和棱角用240粒度的砂纸手工打磨,测量尺寸,计算表面积S,清洗干净后在天平上 称 69 西安石油大学硕士学位论文 重:『一。然后在浓度为的FeCl水溶液中:成份配比:100克FeCl?6H0试剂溶 解于900ml332 蒸馏水)中24小时,试验温度221^浸泡24小时,试验温度为22?ir。24h 后取出试样,先在流水下用硬的毛刷清除试样上的腐蚀产物,再用超声波清洗干净。千 燥后再次称重:妒 2耐点蚀性用腐蚀率,即单位面积、单位时间的失重表示,单位用mdd(mg/dm_day) 表示。腐蚀率的计箅兯式:5-1): S-t 腐蚀率(5-1) 2式中:示试验前试样重量,mg;妒^示试验后试样重量,mg S为试样表面 积,dm; : r为试验时间,day。 g.应力腐蚀试验 在焊接接头平揮、立焊二个位置各取1个试样样S加工成直径为6mm的圆棒状腐蚀 拉伸试样。应力腐蚀试验按ASTMG36标准进行,实验条件:恒负荷,拉应力=50%ato.5(Ota5 为标准规定最低屈服强度448MPa) , 25%MgCl的沸腾溶液:温度约108’C),时间96 小时。 2 清洗试样后,按规定应力在应力环上:见图5-3)给试样加载,注入腐烛介质,缓 慢升温至溶液微沸,恒温控制96小时。试验结束后,从实验容器中取出试样,先进行清 洗,然后对试样表面进行宏观观察。 图5-3应力腐蚀试验装童 h.模拟环境的腐蚀试验 在焊接接头上取三个尺寸:LXB)为40X30!nm的试样。为了消除其它因素的影响, 除内表面外,其它5个面进行机械加工,并用120号砂纸打磨。焊缝内表面样保留原始 状态-试验目的是考核接触介质的内表面的耐腐蚀性能》 试验腐烛介质采用克拉2气田地层水模拟溶液,来用分析纯化学试剂配置,成分为 +222Na+r:5496.72mg/L Mg*:908. 56mg/L : Ca':8036. 72mg/L C1': 100676.9mg/L ; S04":974.62 mg/L; ;: aHC0":393. 38mg/L 试验温度为 60?C, C0分压为 13Psi, s2 5试验在美国Cortest兯司制造的344.4M0Pa的动态高压釜进行。清理干净试样表 面,进行尺寸测量和承重。试验前先通入高纯氮除氧4小时,在装上试样后将高压釜密 封, 70 第五章22Cr双相不锈钢管道现场焊接技术研究 继续通入高纯氮除氧2hr,升到设计温度后,通入C0升压。试验时间共24天。 试验结2 束后将试样表面用蒸馏水冲洗、无水酒精除水并烘干后,用PR-300MKII型电 子天平称重,计算试样的失重和平均腐蚀速率。 平均腐蚀速率的计算方法为: V= g-265miyfS 式中:g—试con 样的失重,单位为g; 材料的比重, 37.8g/cm; f一实验时间,单位为 2山 S—试样面积,单位为mm; 平均腐蚀速率,单位为mm/a。 5.2.2试验结果 a,金相检验 平焊、立焊、仰焊三个位置的金相试样宏观检验结果见表5-6,试样表面没有任何 缺陷,符合《规范》‚不允许有裂纹、未熔合和超出规定的气孔、夹渣?的要求。 三个试样微观组织和相比例检查结果见表5-7,焊缝和热影响区的显微组织见图54, 均为铁素体:黑色:和奥氏体:白色:两相组织。焊缝金属和热影响区的铁素体相比例 符合《规范》要求:焊缝铁素体含量为30?60%,热影响区铁素体含量为30—70% a 表5-6工艺评定试件低倍:5X)金相检验结果 试样位置 检验结果 宏观检验 平焊 宏观检验面无裂纹、未熔合、气 孔、 立焊 夹渣等缺陷 仰焊 表5-7工艺评定试件显微组织检验结果 微观金相检验 试样位置 检验结果 组织 铁素体含量:,) 平焊 焊缝 铁素体+奥氏体 40 ?50 铁素体+奥氏体 HAZ 50-65 立焊 焊缝 铁素体+奥氏体 40 ?50 铁素体+奥氏体 HAZ 50 ?65 仰焊 焊缝 铁素体+奥氏体 30 ?45 铁素体+奥氏体 HAZ 50 ?70 b.接头拉伸试验 工艺评定试件焊接接头拉伸试验结果见表5-8,远高于《规范》要求:每个试样的 抗拉强度应大于或等于管材的规定最小抗拉强度:621 MPa),且有较大的富裕量。 71 西安石油大学硕士学位论文 图5-4爆缝和热影响区的显微组织照片 表5-8工艺评定试件焊接接头拉伸试验结果 试样区号 1 2 3 4 试样尺寸mm 24.9X16.3 25.0X16.3 25.2X16.3 25.2X16.2 拉伸强度MPa 766 763 747 752 断裂位置 母材 母材 母材 母材 C.侧弯试验 弯曲试验后观察8个侧弯试样受拉面,没有任何裂纹存在,表明焊缝具有良好的塑 性和致密性’符合《规范》要求:弯曲后,试样拉伸弯曲表面上的焊缝和熔合线区域所 发现的任一裂纹或其他缺陷尺寸应不大于兯称管壁厚的丨/2,且不大于3.2mm。 d. 刻槽锤断试验 对4个刻槽锤断断口进行观察,没有超标缺陷存在,符合《规范》要求:每个刻槽 锤断试样的断裂面应完全焊透和熔合;任何气孔的最大尺寸应不大于1.6mm,且所有气 孔的累计面积不大于断裂面积的夹渣宽度应小于0.8mm,长度应不大于钢管兯称 壁厚的1/2,且小于3.2mm:相邻夹渣之间至少应有12.7mm无缺陷的焊缝金属。 e. 冲击韧性试验 •40X:下煤接工艺评定冲击韧性试验结果见表5-9,符合《规范》的要求:3个试样 冲击功最小值,焊缝和熔合线处试样为34J,熔合线+5mm处试样为54J。 表5-9工艺评定冲击勒性试验结果 取样位置 平焊位置 立焊位置 缺口位置 焊缝 熔合线 焊缝 熔合线 熔合线 熔合线 +5mm +5mra 41.5 155 260 43.0 112 345 冲击功(J) 43.5 103 370 40.0 155 332 45.0 115 360 40.0 90.0 365 43 124 330 41 119 347 冲击功 平均 值(J) 72 西安石油大学硕士学位论文 f. 点腐蚀试验 在浓度为6%的FeCl水溶液中浸泡24小时,测得平焊、立焊、仰焊三个位置试样 的3 2点腐蚀平均速率分别为1.57、】.57和0.00mdd(mg/dm •day),远低于《规范》规定的 最大lOmdd的要求,试样表面没有可见的腐蚀坑。 g. 应力腐烛试验 试样在规定的时间内没有断裂,仔细观察拉伸段表面,也没有裂纹和腐蚀坑的存在, 符合《规范》要求。 h. 模拟环境的腐蚀试验 在克拉2模拟现场腐烛环境下腐蚀24天后试样的表面情况见图5-5,测得3个试样 的平均腐蚀速率分别为0.0010 mm/a、0.0014 mm/a和0.0015 mm/a,远低于NACE RP-0775-91标准的轻度腐蚀级别:均匀腐蚀速率<0.025 mm/a ,点腐蚀速率< 0.127mm/a),试样表面没有可见的腐蚀坑。 图5-5模拟现场环境下腐蚀试验24天后试样表面 5.2J试验结果分析 与奥氏体不锈钢相比,22Cr双相不锈钢材料导热系数大,线膨胀系数小,又包含两 种组织,因此热裂倾向和变形小;与低合金高强钢相比,因组织中含有约50%的奥氏体, 因此冷裂纹倾向小。总的来说,22&双相不锈钢可焊性良好。 双相不锈钢优良的性能是靠适当比例的两相组织来保证的。焊接工艺参数对焊缝的 组织有很大的影响。焊接过程采用的线能量过低,工件冷却速度过快,焊缝及热影响区 会产生过多的铁素体和氮化物,从而降低焊接接头的腐蚀抗力和韧性。另一方面,焊接 过程采用的线能量过高,工件的冷却速度过慢,焊缝及热影响区可能析出金属间相,也 会使焊接接头的腐蚀抗力和韧性降低。可见,合适的焊接工艺参数和一定的技术措施相 结合才能保证焊缝及热影响区的组织和性能。 从工艺评定试验结果可以看出,焊接接头的抗拉强度远高于母材标准的下限要求 (>621MPa),接头拉伸性能不存在问题。接头弯曲180?后受拉面完好,表明接头的延 塑性良好。焊缝及热影响区在—401:低温下的夏比冲击功,不但满足一的要求, 且满足 73 ASTM A923标准234J的要求„按ASTM G48标准在6%FeCI溶液进行的点蚀试 验表明,3 焊接接头具有良好的耐氯离子局部腐蚀性能。 焊缝和热影响区均为铁素体和奥氏体双相组织,近缝区没有出现单相铁素体,也没 有发现金属间析出相的产生。焊接热影响区近缝区的铁素体含量最高为70%,满足技术 条件要求,可以保证塑韧性和耐蚀性。焊缝和热影响区其它部位中的铁素体含量在30? 50%范围,奥氏体相相对较多,对塑韧性和抗点蚀性有利。 由此可以看出,拟定的焊接工艺评定工艺规程正确,焊接工艺参数适当,评定结果 满足相关标准要求,焊接接头性能优良。 5.3小结 (1) 22Cr双相不锈钢的焊接有许多特点,掌握材料的焊接性能特点,采用适当的焊 接工艺,可以保证焊接接头的性能满足现场使用要求; (2) 通过合适的焊接方法和焊接材料的选用,以及焊接工艺参数的优化,22Cr双相 不锈钢焊接接头具有良好的力学性能和腐蚀性能,符合工程标准要求; (3) 22Cr双相不锈钢的焊接工艺复杂,技术要求高。在现场焊接过程中,根据工艺 评定结果,通过工艺规程和工艺纪律的详细制定以及严格执行,可保证22Cr双相不锈钢 管道的现场焊接质量。 ________________________________西安石油大学硕士学位论文 _________________________________ 第六章结论 本论文通过对22Cr双相不锈钢组织特征、相比例和析出相检验方法以及断裂韧性 的研究,掌握了材料的组织特征、相比例和析出相检验方法,为制定工程技术条件奠定 了理论基础和依据。在对材料焊接性研究的基础上,进行了焊接方法、焊接材料和工艺 参数的选择及工艺评定,确定了适合现场使用的焊接工艺技术。课题研究可以得出如下 结论: (1) 显微组织方面 a) 正常状态下的,22Cr双相不锈钢的显微组织由奥氏体相和铁素体相所组成,它在 —定程度上兼有奥氏体和铁素体钢的特征。 b) 在双相不锈钢中相比例的检测方法中,图像分析法适合在实验室使用,磁性仪法 适合现场无损检测使用。结合克拉2工程的特点,确定管材铁素体的相比例的指标为:原 材料40?60%,焊缝30?60%,热影响区30?考虑到现场焊接的困难,管道环焊 缝铁素体相比例为30?60%,热影响区30?70%。 c) 22Cr双相不锈钢在850?C左右的敏感温度下加热容易产生析出相,对材料的塑韧 性和耐蚀性有极大地伤害。判别有害析出相的检验方法包括金相法、冲击试验法和腐烛 试验法。为保证克拉2工程质量,釆用冲击试验法和腐蚀法对材料和焊接接头的有害析出 相进行了鉴别。冲击试验法的验收指标为冲击功最低54J (原材料和热影响 74 第五章22Cr双相不锈钢管道现场焊接技术研究 区:和34J (焊 缝);腐蚀法的验收指标为试验温度25C (对原材料:和22’C〔对焊接件),腐蚀速率小 于等于lOmdd。 (2) 断裂韧性方面 a) 试验22Cr双相不锈钢管材具有髙的冲击吸收功、低的籾脆转变温度:FATT)和 高的CTOD值,表明这种材料可以满足低温服役条件,具有良好的延性止裂能力和防止 低温脆性断裂能力。 b) 试验22Cr双相不锈钢管材的冲击功完全满足通过研究确定的工程技术指标:_ 30。C下,管体横向的夏比冲击功平均值最低100J,单个最小值75L且有很大的裕量, 用于克拉2高压天然气管道具有良好的安全性。 c) 试验22Cr双相不诱钢管材具有的良好钿性与其显微组织密切相关。试验材料在成 型、焊接后进行了固溶处理,具有最佳的显微组织和相比例:tx和丫各占约50%),没有金 属间析出相存在,因而表现出最佳的韧性。 d) 试验22Cr双相不锈钢冲击试验在转变温度附近出现断口分离。断口分离与晶粒 尺寸和相比例分布不匀的带状组织有关。断口分离会使测得的冲击功值高,给人们错觉, 因而,对于出现严重断口分离现象的材料,从延性止裂的角度出发,夏比冲击功要求值 应适当提髙。 75 第六章结论 (3)焊接性方面 a) 正常状态下22Cr的显微组织为约50%铁素体和约50%奥氏体的两相组织,经过 不同的热循环之后,两相的平衡结构被破坏,组织的连续性和均匀性跟原来有了较大区 别,铁素体中的位错密度远大于奥氏体,并且两相边界形成严重的位错缠结。 b) 固定时,随着?5的增加,组织形态相似,两相比例基本保持不变,冲击 韧性先降低后保持平稳;固定?j=20s时,随着(的增加,奥氏体组织由带状变成树枝 状,奥氏体相比例增大,冲击韧性提高。因此,热循环参数比更能表述22Cr双 相不锈钢焊接HAZ组织的相变过程。 c) 冷却时间Om和对22Cr双相不绣钢焊接热影响区的显微组织及韧性的影响是 不同的,对这种材料来说,相转变在950'C以上的髙温状态下完成,^?主要影响奥氏体 的析出量多少,而则主要是影响中间相:如o相、碳化物、氮化物:的析出行为,hvs 更能准确的反映焊接过程的HAZ组织转变。 d) 模拟焊接HAZ的点腐蚀率比母材高。随着冷却速度的降低,模拟择接HAZ的点 腐蚀率先升髙,然后下降,冷却速度进一步下降,腐蚀率略有增大,当/m为20s达到最 大值,当为100s时达到最小值。点蚀面积与冷却速度关系曲线的变化趋势与腐烛率 基本相似。模拟焊接HAZ的最大点蚀深度小于母材,且随冷却速度的降低先增大后减 小,在为100s时点蚀深度达到最大值。 (4)现场焊接工艺方面 a) 22Cr双相不诱钢的焊接有许多特点,掌握材料的焊接性能特点,采用适当的焊接 工艺,可以保证现场焊接接头的性能满足使用要求; b) 通过合适的焊接方法和焊接材料的选用,以及焊接工艺参数的优化,22Cr双相不 锈钢焊接接头具有良好的力学性能和腐蚀性能,符合工程标准要求; c) 22Cr双相不锈钢的焊接工艺复杂,技术要求高。在现场焊接过程中,根据工艺评 定结果,通过工艺规程和工艺纪律的详细制定以及严格执行,可保证22Cr双相不锈钢管 道的现场焊接质量。 致谢 本文是在高惠临教授、冯耀荣教授级高工的精心指导和悉心关怀下完成的。在研究 生的整个过程中,导师自始至终给予了作者本人学习和研究工作上的严格要求。导师渊 博的知识、严谨的治学态度、敏锐的思维以及忘我的工作热情使学生在学习和生活中受 益匪浅,并将成为学生学习的榜样和前进的动力。在论文完成之时,谨向导师高惠林教 授、冯耀荣教授级高工表示忠心的感谢,感谢这些年来对作者多方面的关怀和指导。 在论文工作进行过程中,部分工作是与石油大学赵国仙高工,王荣教授,西安交通 大学的张建勋教授共同完成的,得到他们的大力支持与帮助,同时管材研究所李金凤高 工、徐瑛髙级技师、李爱萍高级技师、李西琴实验员也指导了许多试验研究,他们为论 文的顺利完成做了大量贡献。另外,课题组的其他同学也给予了无私的帮助,使作者能 76 参考文献 圆满完成硕士阶段的学习和工作,他们是霍春勇高工、赵新伟高工、宫少涛工程师、熊 庆人高工、吉玲康高工、庄传晶髙工、余大涛工程师等。在此对他们表示忠心的感谢。 最后,感谢在攻读硕士研究生期间曾在工作和生活中关心过作者的所有老师和同学, 向 一直支持作者的家人深表谢意, 参考文献 [1] 吴玖.双相不锈钢[M].北京:冶金工业出版社,1999:1?5, 31?36, 88. 49-53. 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