喷瓷管道焊接热敏感性研究

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1　前言
0 j) k. ?' ~! d! m  W7 e1 R　　喷瓷管道是将玻璃釉经过高温火焰喷枪喷熔在管道内外壁上形成一种无机非金属涂层，该涂层不老化，耐蚀性优异，大幅度提高了管道的使用寿命。但是，管道接口在焊接过程中，由于焊接电弧热的高温作用会使喷瓷涂层熔化、剥离及耐蚀性变化，如不解决焊口的防腐问题，将严重影响管道的使用寿命。目前，国内外有不少学者从事在金属基体上熔敷耐蚀陶瓷及玻璃涂层的研究，而瓷层焊接热敏感性的研究尚未见报道。本报告采用热模拟技术再现喷瓷管道焊接热影响区中各微区组织，以深入探讨近缝区基体及瓷层的性能变化规律，研究焊接热循环的影响，对喷瓷管道的生产应用具有重要意义。
2　试验方法
8 b5 g% t7 ?" g% m$ T　　试验用喷瓷管道基体金属为Q235，尺寸为φ159mm×6mm，其成分见表1。采用石油天然气-氧气火焰喷熔玻璃釉料，热喷玻璃釉料组成见表2。

表1　Q235基体金属的化学成分
" Q( K* b+ q& W: STable 1　Chemical composition of base metal Q235

元素	C	Si	Mn	S	P
含量(wt%)	0.18	0.25	0.50	0.022	0.018

焊接热模拟试验在Gleeble-1500型热模拟试验机上进行，试样尺寸为100mm×10mm×6mm带瓷层试样。根据实际管道手工电弧焊工艺制定模拟热循环规范参数，具体数据见表3。不同热循环作用后，试样沿均温区剖开，抛光浸蚀，测定组织硬度；然后喷金，用扫描电镜（SEM）观察金属及瓷层的微观形貌；用X射线衍射（XRD）分析表面瓷层的相组成。 表2　热喷玻璃釉料组成 Table 2　Components of　sprayed frit

成分	Na2O	Al2O3	B2O3	SiO2	Co2O3	MnO2	MoO3	WO3	NiO
分类
底釉	22.32	7.08	14.71	31.26	—	0.11	18.5	5.03	1.0
面釉	22.32	7.08	14.71	27.71	0.75	0.11	21.3	5.03	—

表3　模拟热循环规范参数 . ^6 ]/ l* R! S8 y( \! p5 s  mTable 3　Technological parameters of thermal simulation

组号	加热时间 & N! s2 e. a  [8 Z5 m0 q" R0 m$ OS	峰温 7 x" h2 G1 g5 O4 zTmax，°C	峰温停留 时间，S	Tmax~800°C冷却时间，S	800~500°C冷却时间，S
1	13.5	1350	0.5	12	16
2	12.0	1200	0.5	8	16
3	9.5	950	0.5	3	16
4	7.0	700	0.5	—	13

3　结果与分析 3 {) j+ @, g- I( @% t$ P$ B$ Y3.1　热循环作用后基体金属的组织与性能 + i1 m1 D9 w) b9 I2 ]　　不同热循环作用后基体金属的组织及硬度变化见图1和表4。试验结果表明，喷瓷管道受不同焊接热循环作用后，基体金属的组织发生显著变化，组织硬度也发生变化 。峰温700℃ 时，组织为F（铁素体）+P（珠光体）；峰温950℃时，组织为细小F+P；峰温1200℃、1350℃ 时组织转变为B（贝氏体）+F+P。随峰温升高，组织硬度由HV132增加到HV212。 　　另外，高峰温作用后（1200℃，1350℃）基体金属中产生了大量的晶间裂纹（图1a,b）。低峰温950℃作用后没有裂纹产生（图1c），峰温700℃作用后，又有大量晶间裂纹产生（图1d）。形成裂纹的原因，一方面由于高温作用后，基体金属组织转变成了脆性B组织，B与F、P性能差别大，晶界容易产生裂纹；另一方面喷瓷时采用氮气保护，基体金属中溶解有一定量的氮，氮的扩散与聚集，也增加了晶界的脆性，在热应力作用下容易开裂。峰温950℃作用时，基体金属组织细化，相当于Q235钢焊接热影响区的细晶正火区，其韧性、塑性很好，不容易产生裂纹；峰温700℃作用时，基体金属接近珠光体转变区，即临界区，基体金属组织出现临界区脆化［6］。由于700℃作用后，基体金属的晶界脆化及氮、内应力共同作用导致晶间产生裂纹。临界区温度范围内的开裂机制还有待深入研究。 7 x5 @# ~7 T3 r9 P! Y8 L

http://www.c-cnc.com/news/file/2008-1/2008112104432.gif

图1　不同热循环条件下基体金属组织
Fig.1　Microstructure of base metal
heat-cycled at different peak temperatures
& Y  ^8 |# s' q3 A( U(a) 1350℃；(b) 1200℃；(c) 950℃；(d)700℃

表4　热模拟后基体金属硬度
Table 4　Average hardness of base
9 E1 N) I3 `  W9 r$ [( Wmetal after thermal simulation

3 @9 ]6 f2 m- g: X: l# i, F

峰温(°C)	原始试样	1350	1200	950	700
硬度HV(1kg)	130	212	186	145	132

3.2　不同热循环作用后瓷层相组成 　　X射线衍射分析结果表明，峰温1350℃热循环作用后，喷瓷层全部由玻璃相组成，没有晶相析出；峰温1200℃、950℃、700℃和原始试样的瓷层主要由玻璃相组成，但有Na2MoO4（MoO3）y晶相析出,见图2。

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图2　不同热循环条件下瓷层X射线衍射谱
2 m3 P  O6 }/ N( }2 b3 i" uFig.2　X-ray diffraction patterns of enamel coating
4 p$ e+ A$ a6 L6 o5 Kheat-cycled at different peak temperatures

3.3　金属-瓷层的界面形貌
　　SEM观察结果表明，峰温1350℃、1200℃作用后，金属与瓷层界面产生大量的气泡，主要原因是高温加热时，从金属、瓷釉及金属与瓷釉的界面析出气体，焊接热循环的冷却速度快，使气体来不及通过瓷层逸出，从而产生气泡。除气泡外，金属与瓷层的界面结合良好，无界面裂纹产生（图3a，b）；峰温950℃、700℃作用后，金属与瓷层界面无气泡产生，却形成了大量的界面裂纹（图3c，d）。分析认为这主要是金属与瓷层的线膨胀系数不同，焊接热循环作用时，金属与瓷层之间产生很大的内应力，在内应力作用下致裂。

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图3　金属-瓷层的界面形貌
- t3 H( v/ Y! Q. M( p% ]Fig.3　Interface image of metal-enamel
(a)1350℃；(b)1200℃；(c)950℃；(d)700℃

4　结论
　　(1)热循环对喷瓷管道基体金属组织有显著影响，随峰温提高，基体硬度提高，组织由F+P转变成B+F+P;峰温为1350℃、1200℃和700℃ 时，基体金属中产生大量晶间微裂纹。
; w2 W, B8 x- {　　 (2)热作用后瓷层相结构发生变化，峰温为1350℃时，瓷层相结构为全玻璃态；峰温低于1200℃时， 不同峰温的瓷层相组成变化不大，以玻璃态为主，有Na2MoO4（MoO3）y 晶相析出。
　　 (3)热作用后金属-瓷层界面形貌变化很大。峰温为1350℃、1200℃时，界面产生大量气泡，但无界面裂纹；峰温为950℃、700℃时，界面无气泡，但有界面裂纹产生。
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