双金属复合管界面结合性能概述

时间：2024-07-28

董阳，周好斌，苏航，付安庆，尹成先

（西安石油大学材料科学与工程学院，陕西西安 710065；2.中国石油天然气集团公司管材研究所，石油管材及装备材料服役行为与结构安全国家重点实验室，陕西西安 710077）

双金属复合管是一种刚度高、强度大、耐蚀性能和耐磨性能优异的结构和功能材料。双金属复合管通过特殊的变形和连接技术，将基体和衬层紧密结合在一起，将两种金属的优势最大化地发挥出来，克服了单一金属的性能缺陷，将制造成本降低，能够适应复杂应力、腐蚀和摩擦等特殊工况及环境的要求，在核电、石油化工、海洋工程、电力电子、机械制造、建筑装饰等领域具有广阔的应用前景。

双金属冶金复合管主要通过爆炸焊、钎焊、粉末冶金、热挤压、喷射成型等技术，在基材和覆材之间形成冶金复合界面[1-2]。双金属冶金复合管的性能，与冶金复合界面的特征如界面显微组织、析出相、孔洞、元素互扩散层等密切相关。为了保障双金属冶金复合管在复杂油气开采环境中的安全应用，需要解决以下三方面的基础理论问题：1）双金属冶金复合界面微观结构的定量表征，以及其与界面结合性能的本构关系；2）双金属冶金复合界面的氢渗透扩散及损伤问题；3）双金属冶金复合界面的局部腐蚀损伤问题。

1 双金属复合管界面微观组织的调控

国内外学者针对各类冶金复合工艺的设计和优化开展了大量研究后普遍认为，双金属复合材料的结合性能，与扩散界面的微观特征密切相关。研究者发现，不锈钢/碳钢、钛/碳钢等碳势差较大的双金属复合材料，在C 元素的充分扩散作用下，复合界面两侧分别存在明显的渗碳层（低碳金属侧）和脱碳层（高碳金属侧）[3-8](图1)。在界面附近的渗碳层内，扩散的C 原子与合金原子结合，并优先在晶界处析出M23C6 型、MC 型等脆性碳化物，形成敏化区，导致界面附近的晶间结合力及耐蚀性降低[5-6]。尽管在C 元素强烈的结合作用下，Cr 等合金元素很少能够扩散至界面碳钢侧，使得碳化物在碳钢侧较少出现[6]，但由于脱碳影响了珠光体形成，进一步导致铁素体因缺少珠光体钉扎而晶粒粗大，因此，脱碳层的强度及硬度均较低[9]。此外，对于铝基/铜基[10]、钛基/不锈钢[11]等化学成分差异较大的异种合金复合材料，高温加工/热处理可激活界面合金元素的扩散机制，诱发脆性金属间的化合物析出[12]，使得界面结合性能降低。由上述研究可以看出，冶金复合材料的界面是影响整体性能的关键，化学成分梯度和温度的共同作用，使得界面往往成为其薄弱环节。从微观组织形貌可以看出，影响界面结合性能的因素主要有：1）敏化区碳化物颗粒的化学成分、形貌、粒径、体积分数和空间分布，对界面结合能力起主导作用；与此同时，碳化物颗粒在轧制过程中会断裂，形成孔洞。孔洞与颗粒的交互作用，会导致材料发生非均匀变形，造成局部应力集中。孔洞大小、形貌及其与颗粒的交互作用，同样会影响材料整体的界面结合能力；2）异种金属的协同变形能力[13]。不锈钢侧碳化物颗粒的析出行为及碳钢侧的脱碳行为，会导致材料的硬度、硬度梯度发生变化，改变载荷过程中的协同塑性变形能力及应变梯度效应，同样会影响材料整体界面结合能力。

图1 不锈钢/碳钢复合界面微观特征示意图

鉴于此，在通过界面两侧元素相互扩散获得冶金结合的同时，如何优化界面显微组织和控制有害相的析出，是提高界面结合性能迫切需要解决的难题。研究者发现，采用真空轧制等多道次热加工工艺，虽然可以实现复合界面内铁素体晶粒的细化，减少孔洞等缺陷分布[8]，但随着累计变形量及高温处理时间的增长，复合界面附近扩散析出的碳化物也明显增多，反而对界面结合强度造成了不利影响[6]，因此需要优化轧制工艺参数。此外，研究者也尝试适当降低热处理温度，以抑制复合界面内脆性相的析出，进而优化界面结合性能。Bina 等[14]优选了爆炸焊铜/304L 不锈钢复合板的退火温度，在界面元素充分扩散的同时，有效避免了金属间化合物及熔化区的形成，材料强度及韧性均较热处理前有显著提高。类似地，Kosturek 等[15]也发现，620℃退火的爆炸焊Inconel625/P355NH 钢复合板，其剪切强度远高于910℃退火的复合板。

从上述分析可以看出，影响双金属冶金复合管界面结合性能的因素众多。由于多参数、高维度、多因素耦合影响的复杂性，如何通过微观组织调控界面结合性能，目前仍止步于定性的解释。

2 双金属复合管界面氢扩散及损伤机理

我国中石化普光气田和中石油西南油气田的开采环境，往往因含高H2S（最高达到 18%），导致管柱和管线的应力腐蚀开裂频发。在此类严酷的酸性工况条件下，氢引起的材料脆化是诱发开裂的关键因素之一。双金属冶金复合管作为一种经济高效的管材解决方案，其在服役过程中与临氢环境直接接触，氢致损伤程度及机理尚不清楚。如上所述，异种金属复合界面在冶金过程中形成的析出相、夹杂物、孔洞、晶界、位错等缺陷，都可能会成为氢陷阱，从而改变氢的扩散、捕获、合并等动力学过程，进而影响复合管在临氢环境中的损伤机制。氢可以在各种类型的晶格缺陷中被捕获和运输[16]，在析出相、夹杂物、孔洞等不可逆氢陷阱（高约束能）中，氢原子难以迁移，而位错、晶界等可逆氢陷阱（低约束能）中的氢原子则容易逃逸。但是，当氢陷阱发生交互作用时，氢原子会自发由低约束能向高约束能处迁移。近些年来，析出相作为氢陷阱，对氢的捕获、分布、传输及其与氢的反应等，受到国内外学者的关注。研究发现，在较大的非共格析出相中，碳化物界面可以有效地捕集氢，且相对于碳化物本体，碳化物-基体界面捕集氢的能力更强。原子探针层析（APT）、三维原子探针（3DAP）等先进技术的应用，都证实了氢在碳化物（TiC、NbC、VC、Cr-C、Mn-C、 Mo-C 等）-基体的界面处聚集。因此，冶金复合界面处的析出相、孔洞以及两者的耦合作用，都会影响氢致裂纹的萌生和扩展，而界面两侧不同金属对氢的敏感程度，也会对氢致裂纹的扩展造成显著的影响。

冶金复合界面的结构复杂性，导致其的氢损伤机制仍不清楚。要构建显微结构特征与宏观氢致开裂之间的本构关系，还需要在以下两个方面开展攻关研究：1）表征界面氢陷阱的微观特征及捕获氢的能力；2）澄清界面在临氢环境中的开裂行为与微观机制。

3 双金属复合管界面局部腐蚀行为

异种金属的电势差异，势必会在双金属复合界面产生电偶作用，导致其在服役环境中存在电偶腐蚀风险。目前，大量的电偶腐蚀研究，主要集中在探讨偶对材料特征、几何因素以及环境因素对电偶腐蚀行为及机理的影响。从宏观尺度出发，胡强飞等人[17]研究了 Fe、Cu、Al 等3 种金属的排列方式对电偶腐蚀行为的影响，借鉴“三元相图”思维，定性地构建了3 种金属条件下的电偶腐蚀模型，结果表明，电偶腐蚀速率依次为：Al 在中间＞Cu 在中间＞Fe 在中间。由以上研究可以看出，电偶对中间存在过渡层，对整个体系的电偶腐蚀有明显的抑制或加速作用。而对于冶金复合管界面，因其结构、成分、微观组织的复杂性，很难确定其在电偶腐蚀过程中所起的作用及其对腐蚀演化机理的影响。

除宏观电偶腐蚀外，点蚀也是双金属冶金复合管界面失效的重要原因之一。点蚀的演变过程分为点蚀诱导和点蚀生长两个过程[18]，其中点蚀诱导过程主要有两种机制：钝化膜破裂机制和夹杂物溶解机制[19]。从夹杂物溶解机制角度出发，除了常见的MnS 夹杂溶解导致点蚀发生外[20]，有研究认为，析出碳化物会与周围基体形成微电偶，加速钝化膜的溶解，导致点蚀出现。而双金属冶金复合管界面的显微结构比较复杂，除了夹杂物、析出相、孔洞等缺陷外，在界面两侧有明显的成分梯度（碳钢侧的脱碳层和不锈钢侧的碳化物层），导致在点蚀诱导过程中，钝化膜破裂及夹杂溶解机制可能同时存在，点蚀诱导机理需要进一步深入研究。