SUS304/Q235B双金属冶金复合螺旋管激光-CMT复合焊+埋弧焊接头组织及性能

席敏敏， 李中祥， 黄胜， 田磊， 王强强， 姜帆， 赵西岐

(1.宝鸡石油钢管有限责任公司，陕西 宝鸡 721008；2.国家石油天然气管材工程技术研究中心，陕西 宝鸡 721008；3.上海宝世威石油钢管制造有限公司，上海 200941；4.长庆油田公司第一采油厂，陕西 延安 716099)

0 前言

近年来，随着中国城市建设的飞速发展，市政供水的水质安全问题与相应的管网建设工作也得到了广泛关注[1]。市政供水管道工程应用中发现，PCCP管易出现水泥砂浆内衬开裂、脱落，普通防腐钢管内涂层的耐久性能不佳，这些问题均会对水质安全产生不利影响[2]，造成水质污染或爆管等严重危害。目前，某些发达国家饮用水输送管材大多采用不锈钢管，材质一般为304/304L，316/316L不锈钢[3]。国内部分地区也已在饮用水输送管道工程建设中采用不锈钢复合管，如云南地区已在国内首先推广不锈钢冶金复合管用于饮用水输送[4]；绍兴市自来水有限公司自2000年起就开始了内衬不锈钢机械复合管材的应用，并于2003年得到全面普及应用，2008年绍兴市二次供水管理办法出台，该办法规定建筑给水全部采用内衬不锈钢复合管[5]。

相比于不锈钢管，不锈钢复合管在保证水质安全的同时，经济性更高[4-5]；而相较于机械复合的内衬不锈钢复合管，不锈钢冶金复合管不锈钢复层与碳钢基层界面结合强度更高，可有效避免管壁内侧不锈钢复层在使用过程中出现分层及塌陷的问题[6-7]。但是，由于不锈钢冶金复合管的基层与复层为成分差异较大的不同材质，在焊接制管过程中不可避免会存在不锈钢复层一侧焊缝合金元素稀释、碳钢基层一侧焊缝裹入过量合金元素的情况，进而导致内、外焊缝产生高硬相，焊接接头力学性能及耐腐蚀性能也会相应降低[8-11]。因此，对不锈钢冶金复合钢管的焊接方法进行探索、创新，对复合管焊接接头的组织及性能进行研究，对于提升冶金复合螺旋管的产品质量、保证市政供水水质清洁以及管道的安全运行十分重要。

该研究立足于工艺装备相对成熟、生产效率较高的螺旋焊管生产线，创新性地引入激光-CMT复合焊用于钢管内焊，同时保留了埋弧焊外焊工艺，焊接接头关键性能得到了有效提升，开发的激光-CMT复合焊+埋弧焊螺旋冶金复合钢管在满足高品质输水管线要求的同时兼具较高的性价比，对于国内清洁供水钢管产品的结构拓展具有较强的现实意义。

1 焊接方法

双金属冶金复合管一般采用分层施焊，包括对基层、过渡层及复层的焊接。其中，基层多采用MAG、埋弧焊、高频电阻焊等焊接方法，过渡层及复层多采用TIG、激光焊、带极电渣堆焊及等离子焊等焊接方法。对于SUS304/Q235B双金属冶金复合管，由于复层SUS304不锈钢与基层Q235B碳钢在合金成分上存在较大差异，焊接时在过渡界面附近容易产生淬硬的马氏体组织，增大焊缝冷裂纹倾向和硬度超标风险；同时，受熔合比的影响，焊缝局部区域合金成分被过渡稀释而导致相比例失衡，从而降低焊缝抗腐蚀性能及综合力学性能。无论采用何种焊接方法，以上问题均不可避免，只能通过选择合理的焊接方法与焊接工艺匹配来降低影响。

对于采用螺旋成形的焊接钢管，相比于其他焊接方法，双面埋弧焊无疑是一种兼具可行性、效率及成本优势的焊接方法。但是，对于SUS304/Q235B双金属冶金复合材料，Q235B基层可采用埋弧焊，而SUS304复层厚度仅为1～2 mm，若复层采用埋弧焊，则会受到埋弧焊大热输入特点的影响而卷入较多基层母材，造成复层焊缝合金元素稀释，致使焊接接头力学性能及耐腐蚀性能下降。故而，对于SUS304复层的焊接，可考虑选用焊接热输入较小的焊接方法。

激光-电弧复合焊接技术是一种将物理属性和热量空间分布均不相同的两种(激光和电弧)热源复合在一起，通过其优缺点的互补，进行焊接的一种新型焊接技术，其兼具了激光焊能量密度高、穿透能力强和电弧焊接头成形好，装配要求低的优点，其原理如图1所示[12]。激光和电弧的相互作用机理为：电弧的加热提高了激光的利用率，激光的引入对电弧起到一定的稳定和诱导增强作用，激光等离子体和电弧等离子体的相互吸引使电弧得到压缩增强[13]。激光-电弧复合焊按照热源类型可以分为：激光-GTAW复合焊、激光-GMAW复合焊、激光-CMT复合焊、激光-多电弧复合焊等。其中，冷金属过渡技术(Cold metal transfer,CMT)在焊接过程中熔滴发生短路过渡，可降低热输入、避免熔滴穿透，能够实现无飞溅和良好的冶金连接[14]。激光-CMT复合焊综合了激光焊和CMT的优势，已在机械、化工及汽车制造等领域得到推广应用[15]。

图1 激光-电弧复合焊接原理图

将激光-CMT复合焊应用于SUS304/Q235B双金属冶金复合螺旋管内焊(复层的焊接)，充分发挥了激光-CMT复合焊的优势；同时在外焊(基层的焊接)时采用埋弧焊，并使用普通Q235B匹配的埋弧焊丝+烧结焊剂，在保证焊接效率与焊接质量的同时，节约了生产成本。

2 试验材料与方案

2.1 试验材料

试验母材为SUS304/Q235B热轧复合卷板，SUS304复层厚度1.3 mm，Q235B基层厚度6.7 mm。SUS304复层填充金属选用规格为φ1.2 mm的ER310不锈钢焊丝，保护气体为纯Ar。Q235B基层焊接材料选用规格为φ4.0 mm的H08Mn2SiA低合金钢焊丝，匹配SJ101G氟碱型烧结焊剂。卷板及焊丝化学成分见表1。

表1 试验用卷板及焊丝化学成分(质量分数，%)

2.2 试验方案

采用“一步法”的生产工艺试制规格为φ810 mm×(1.3+6.7) mm的冶金复合螺旋管，先内焊后外焊，内焊(复层的焊接)采用激光-CMT复合焊，外焊(基层的焊接)采用埋弧焊(Submerged arc welding, SAW)，焊接工艺参数见表2。焊接坡口如图2所示。研究通过实施多组焊接工艺参数匹配试验，完成焊接工艺参数的优选。

表2 焊接工艺参数

图2 焊接坡口示意图

3 试验结果与分析

3.1 焊接接头宏观形貌

SUS304/Q235B双金属冶金复合螺旋管激光-CMT复合焊+埋弧焊接头宏观形貌如图3所示。在激光-CMT复合焊的内焊与埋弧焊的外焊条件下，形成了特殊的接头形貌。内焊焊缝形貌整体类似Y形，上部V形区域主要由CMT焊接而成，下部I形区域主要由激光焊(Laser beam welding, LBW)焊接而成，类似于传统的过渡层焊缝；外焊单丝SAW焊缝形貌呈V形。内、外焊道成形良好，未见裂纹、未熔合及咬边等缺陷。由图3可见，激光-CMT复合焊时，CMT热源主要作用于复层一侧，且焊道仅裹入极少量的基层母材；LBW热源主要作用于靠近复层一侧的部分基层，存留焊道区域高度约0.6 mm、宽度仅0.5 mm左右，远小于内焊为埋弧焊时焊道的高度及宽度。外焊时，部分LBW焊道熔化于SAW焊道中，外焊埋弧焊道整体位于碳钢基层一侧。

图3 焊接接头形貌

在试验研究过程中发现，对于螺旋成形焊管来说，由于成形过程受力较为复杂，合口稳定性控制难度较大，但在冶金复合螺旋管复层一侧激光-CMT复合焊时，激光热源能量密度集中，合口稳定性已成为影响焊接稳定性与焊缝形貌的主要因素，故而在实际生产过程中必须严格控制。

3.2 焊接接头合金元素分布

对图3b中的视域3及视域4，分别按照图4a的位置1、图4b的位置2与位置3进行EDS线扫描，结果如图5所示。EDS线扫描位置1由SUS304不锈钢复层一侧内焊焊缝(CMT区域)至复层母材，由图5a扫描结果可见，复层一侧内焊焊缝(CMT区域)与复层母材Cr，Ni含量基本相当。EDS线扫描位置2由Q235B基层母材至复层一侧内焊焊缝(CMT区域+LBW区域)再至基层母材，由图5b扫描结果可见，复层一侧内焊焊缝(CMT区域+LBW区域)中的Cr，Ni合金元素远高于基层母材。EDS线扫描位置3由复层一侧内焊焊缝(LBW区域)至基层一侧外焊焊缝，由图5c扫描结果可见，复层一侧内焊焊缝(LBW区域)中的Cr，Ni合金元素远高于基层一侧外焊焊缝，但整体Cr，Ni含量低于CMT区域焊缝。对图3b中的视域4进行EDS面扫描，而扫描结果如图6所示。Cr，Ni元素集中分布于SUS304不锈钢复层母材及焊缝。SUS304复层母材与CMT焊缝中的Cr，Ni元素含量未见较大差异，LBW焊缝中的Cr，Ni含量稍低于CMT焊缝，LBW与SAW熔合区Cr，Ni元素含量明显降低，SAW焊缝中Cr，Ni合金元素含量与Q235B基层母材未见较大差异。

图4 EDS线扫描位置

图5 EDS线扫描结果

通过对焊接接头进行EDS线扫描与面扫描结果可见，在激光-CMT复合焊+埋弧焊工艺下，形成了特殊的接头形貌，SUS304复层一侧仅LBW焊缝中的Cr，Ni元素有所稀释，且Q235B基层一侧SAW焊缝中也未卷入大量Cr，Ni合金元素。由于LBW焊缝在整体焊缝中所占比例极小，合金元素稀释造成的不利影响也可得到有效的控制。

图6 EDS面扫描结果

3.3 焊接接头微观组织

SUS304/Q235B双金属冶金复合螺旋管焊接接头微观组织如图7所示。图7a为内焊、外焊交界区。在激光-CMT复合焊区域中，CMT热源与LBW热源作用下的焊道熔合线分界清晰；外焊(SAW)焊道仅熔化部分LBW焊道，未涉及CMT焊道。图7b为内焊CMT热源作用下的焊缝组织，为奥氏体(γ)+δ铁素体+碳化物析出相。其中，奥氏体为主要组织，沿熔池凝固方向生长；δ铁素体及碳化物析出相为次要组织，δ铁素体以网格状或条状分布于奥氏体周边，碳化物析出相以点状断续分布于奥氏体晶界。该焊缝组织在形成过程，以δ铁素体为初始析出相，当冷却温度进入到γ+δ双相区后，发生δ→γ转变，奥氏体通过消耗部分δ铁素体不断长大，形成针片状形态，残余富Cr、贫Ni的δ铁素体以网格或条带形态分布于奥氏体晶界和柱状晶晶界，最后在奥氏体晶界析出碳化物，最终形成以奥氏体为主、δ铁素体与碳化物析出相为辅的焊缝组织。多项研究表明，该种以奥氏体为主，同时含有少量δ铁素体的奥氏体不锈钢焊缝组织，有利于提高焊缝抗热裂纹及晶间腐蚀的能力[16-17]。图7c为内焊LBW热源作用下的焊缝组织，主要为奥氏体+δ铁素体+马氏体。在LBW热源作用下，熔化的Q235B碳钢基层与填充金属ER310共同形成该处焊道，Cr，Ni元素被稀释，在熔池凝固过程中，以δ铁素体为初始析出相，随着温度的降低，发生δ→γ转变，由于奥氏体稳定化元素Ni的大量稀释，从而发生马氏体相变，最终形成奥氏体+δ铁素体+马氏体的焊缝组织。图7d为外焊(SAW)焊缝组织，判断主要为针状铁素体+先共析铁素体+侧板条铁素体+珠光体。在熔池凝固过程中，以奥氏体为初始析出相，随着温度的降低，发生γ→α转变，在冷却到较高温度下时，由奥氏体晶界析出先共析铁素体；继续冷却下，由奥氏体晶界先共析铁素体侧面以板条状向晶内生长形成侧板条铁素体；继续冷却至较低温度时，在奥氏体晶界内析出针状铁素体；凝固过程同时发生共析转变所形成的铁素体与渗碳体的共析组织-珠光体；最终形成了针状铁素体+先共析铁素体+侧板条铁素体+珠光体的焊缝组织。该焊缝组织以交织分布的针状铁素体为主，具有较好的力学性能。

图7 焊接接头微观组织

3.4 焊接接头力学性能

对SUS304/Q235B双金属冶金复合螺旋管焊接接头进行拉伸、弯曲及冲击性能检验，试验结果见表3。焊接接头拉伸、冲击及弯曲性能均符合GB/T 32958—2016《流体输送用不锈钢复合钢管》及GB/T 31940—2015《流体输送用双金属复合耐腐蚀钢管》的要求。

表3 焊接接头拉伸、冲击及弯曲试验结果

焊接接头硬度取点测量位置如8所示，试验结果如图9所示。Q235B基层一侧热影响区硬度为145～171 HV10，焊缝硬度为193～285 HV10；由于基层一侧内焊(LBW)焊缝中高硬相马氏体组织的存在，硬度达到285 HV10。SUS304复层一侧母材硬度为250～263HV10，焊缝硬度为199～224 HV10。整体满足GB/T 31940—2015《流体输送用双金属复合耐腐蚀钢管》中规定的基层硬度不大于248 HV10、复层硬度不大于300 HV10的要求。GB/T 32958—2016《流体输送用不锈钢复合钢管》对焊接接头硬度的规定为双方协议。

图8 焊接接头硬度取点测量位置

图9 焊接接头硬度取点测量位置与结果

3.5 焊接接头抗腐蚀性能

从管体及焊缝各取1个试样，按照GB/T 4334—2008《金属和合金的腐蚀不锈钢晶间腐蚀试验方法》E法进行晶间腐蚀性能检测，试样尺寸15 mm×2 mm×50 mm，弯心直径4 mm，2个试样均未发生腐蚀，如图10所示，且弯曲后无裂纹，满足GB/T 31940—2015《流体输送用双金属复合耐腐蚀钢管》的规定。

图10 晶间腐蚀试验结果

4 结论

(1)采用激光-CMT复合焊+埋弧焊的工艺，成功实现了SUS304/Q235B双金属冶金复合螺旋管的生产试制，焊接接头综合力学性能与耐晶间腐蚀性能均达到相关标准要求，为该焊接工艺方案下不锈钢双金属冶金复合螺旋管的批量化生产提供了技术支撑。

(2)焊接接头内焊(CMT区域)焊缝微观组织为奥氏体+铁素体+碳化物析出相，内焊(LBW区域)焊缝微观组织为奥氏体+铁素体+马氏体，Q235B基层焊缝微观组织为铁素体+珠光体，焊缝微观组织设计合理。

(3)焊接接头抗拉强度平均值为451 MPa，焊缝及热影响区-10 ℃冲击吸收能量平均值分别为167 J和236 J，焊接接头正弯、背弯180°拉伸面无裂纹(弯轴直径45 mm)，焊缝硬度最高值为285 HV10；管体及焊缝晶间腐蚀试验后弯曲180°拉伸面无裂纹(弯轴直径4 mm)。研究开发的复合管抗晶间腐蚀性能优良，试验结果满足相关标准要求。