必一体育:镍基合金（Inconel625 N06625）工艺

　　复合管、材质为Inconel625/X65钢，堆焊后对Inconel625堆焊层进行化学分析、金相组织观察和性能测试。结果表明，基管层与堆焊层形成致密的冶金结合，冶金结合界面处无气孔、裂纹及熔合不良等冶金缺陷，堆焊后界面剪切强度平均为469MPa 臣。碳钢基管材料的冷裂纹敏感系数P—=0.23，化学成分见表1，力学性能见表2。

　　由表1可见，X65钢属于微合金Nb、V、Ti控轧控冷管线钢，具有较合理的碳当量（C=0.40）。显微组织主要是针状铁素体、块状铁素体和少量片状珠光体组成的复合组织（图1），晶粒度为12级。针状铁素体具有较高的屈服强度和良好的冲击韧性，针状铁素体内部隐约可见浮凸和亚晶条纹，晶内具有高密度位错，晶间析出 M/A 岛画

　　Inconel625/X65双金属冶金复合管采用堆焊方式制作，内壁焊道搭接形成了波浪起伏形态，特别是在小弯曲半径热煨弯过程中由于堆焊层波峰波谷产生的应力集中极易导致在外弧焊道搭接位置沿周向开裂，为此需在热煨弯前通过打磨消除内壁堆焊层波浪。Inconel625/X65双金属冶金复合管热煨弯工艺参数见表3。为了得到较好的强韧性匹配，热煨弯后需要对弯管进行整体的调质热处理，其热处理工艺参数见表4。

　　壁厚截面硬度测试按照ASTME92-2016标准进行。弯管直管段、起弯段、止弯段、弯曲段内外弧拉伸试样、冲击试样沿管径轴向取样，拉伸试验采用 φ8.75mm 圆棒拉伸试样按照 ASTM A370-2017 标准在WEW-300B型万能材料试验机上进行，冲击试样采用10mm×10mm×55mmV型标准缺口试样，缺口沿壁厚方向，按照ASTMA370-2017要求在JB-300B冲击试验机上进行。显微组织分析在XJL-03金相显微镜和TESLA-BS-300型扫描电子显微镜上进行。耐蚀层点腐蚀试验按ASTM G48-2011方法A进行，晶间腐蚀试验按ASTM A262-01 Practice E 进行。

　　根据API-5LD-2015标准要求按图2所示对弯管壁厚截面不同位置进行硬度测试，壁厚截面维氏硬度测试结果见表5。由表5可以看出，各截面不同位置硬度均匀，基管层硬度均小于248HV10的要求，沿壁厚由外向内硬度值呈递减趋势，冶金复合弯管经过多次加热，堆焊热影响区硬度值最小（平均为

　　从表6可以看出，冶金复合弯管不同位置抗拉强度、屈服强度性能良好且稳定。依据冶金弯管所处极端工况要求在-50℃进行低温冲击试验，试验结果显示不同位置冲击吸收功在208～240J，远远满足单个冲击吸收功≥73J的要求。对低温冲击试样断口进行扫描电镜观察（图3），显示断裂形貌为韧窝状，说明裂纹起裂属于韧性起裂，裂纹扩展也是韧性扩展。由此说明冶金复合弯管具有优良的强韧性。外观检验发现冶金复合弯管内外表面平滑无褶皱、无可见裂纹、水下试验后的尺寸检验显示其弯曲半径、弯曲角度、管体椭圆度、壁厚减薄率均满足API-5LD-2015规范要求。依据相关规范对冶金复合弯管内壁进行PT（渗透检测）、UT（检测）、MT（磁粉检测）检验均未发现任何缺陷。

　　冶金复合弯管经历了淬火热处理的高温加热奥氏体化及快速冷却过程，所形成的非平衡组织具有向稳态转化趋势，回火热处理工艺为这种转变提供了热力学条件，以此获得具有良好力学性能和尺寸稳定性的热煨冶金复合弯管m。同时，基管材料X65采用微合金设计理念，当加热温度为950℃时，未溶元素Nb. V、Ti等的碳、氮化合物通过质点钉扎晶界的机制显著阻止奥氏体晶粒的长大，从而为冶金复合弯管强韧性的提高奠定了良好的组织基础图。

　　图4为冶金复合弯管不同位置的金相组织。冶金复合弯管直管段主要显微组织为粒状贝氏体和多边形铁素体，晶粒度为11级（图4（a））；弯曲段内弧、外弧显微组织均是贝氏体铁素体和粒状贝氏体，晶粒度均为10级，弯曲段经历多次热加工后比直管段晶粒略有长大，贝氏体铁素体和粒状贝氏体组织以扩散及切变机制从原奥氏体晶界形成（图4（b）、（c）），并以致密平行的板条束向晶内生长，使得原奥氏体晶界隐约可见，由于受拉应力作用弯曲段外弧金相组织沿变形方向呈纤维组织形态；堆焊层晶粒形貌为柱状树枝晶，组织为奥氏体组织，晶粒非常细小（图4（d））。

　　点蚀和晶间腐蚀是引起不锈钢局部腐蚀的最本质、最重要也是危害最大的两类腐蚀行为因。为了评估冶金复合弯管堆焊层经过多次热加工及热变形后的耐蚀性能，选用ASTMG48-2011方法A进行点腐蚀试验，测得腐蚀率为0.18g/m²，远小于4g/m²的要求值，试验后试样在20倍显微镜下观察未发现麻点或蚀坑（图5），表明堆焊层耐点蚀性能良好。选用ASTMA262-2014Practice E 进行晶间腐蚀试验，试样在铜-硫酸铜-16%硫酸溶液中进行24h沸腾后，经背弯180°后在5倍放大镜下检验，试样无晶间腐蚀裂纹（图6），表明耐蚀层抗晶间腐蚀性能良好。

　　（上接第96页）比母材减少2.7%～3.3%，这是由于焊接过程中Al元素比Ti元素更为活泼，被优先烧损，导致含量减少。随着激光功率的增加，焊缝中心区域铝元素含量略有减少但不明显，考虑到对比样本容量较少和测量存在的误差，并不能就此表明随着激光功率增加会导致烧损加剧，从而使得焊缝中心区域Al元素减少；对比母材和焊缝中心区域的V元素变化可以发现，经过激光填丝焊接后V元素含量变化不明显。上堆高和下余高影响最大，其次为焊缝熔宽。

　　（2）激光功率的增加导致焊缝区晶粒粗大，晶粒内部针状马氏体数量增多且方向性较差。激光焊接时Al元素烧损较为明显，相比母材减少了2.7%～3.3%，Ti元素含量略有上升。

　　（1）激光功率对焊缝成形有很大影响，激光功率的变化对焊缝熔深影响最大，其次就是上堆高和下余高，而对熔宽影响最小。在焊接功率不变的情况下，焊接速度的变化对焊缝熔深和熔宽的影响最大，其次就是上堆高和下余高。送丝速度的变化对焊缝位置力学性能优良、尺寸稳定的双金属冶金复合弯管。

　　（2）经多次热加工后弯曲段基管金相组织为贝氏体铁素体和粒状贝氏体，耐蚀层晶粒形貌为柱状树枝晶，奥氏体组织，晶粒非常细小。