异种金属焊接接头是油气集输系统的重要组成部分，易发生环境敏感开裂导致失效，严重影响油气运输安全并造成巨大经济损失[6~12]。为提高集输系统的服役安全性和经济性，需深入研究异种金属焊接接头在酸性油气环境中的环境敏感开裂行为及其影响因素与机理，进而提出针对性的解决思路与方法。本文综述了异种金属焊接接头的硫化物应力腐蚀开裂(SSCC)研究进展，在分析焊接接头微观组织结构的基础上，讨论了SSCC的机理及影响因素，并对异种金属焊接接头SSCC的研究提出了展望。

油气田异种金属焊接接头一般分为焊缝、熔合区和热影响区。其中熔合界面、热影响区的组织变化对异种金属焊接接头的抗SSCC性能有着至关重要的影响。

异种金属熔化焊接过程中，熔池的边界会出现熔合区，该区域与母材成分大体相同而与熔池成分相差较大。熔合区在焊接过程中持续受到熔池对流、机械搅拌和热循环等多方面影响，加之焊缝与母材之间存在化学成分的差异，形成了独特的微观组织。

宏观偏析是熔合界面处的常见现象，通常表现为大范围内微观组织的不均匀分布[13]。由于金属间液相线差异，异种金属焊接接头熔合界面容易形成部分混合区(PMZ)[14]。Buntain等[15]研究表明，在X80/Inconel625焊接接头中，X80母材具有更高的液相线温度，因此熔化的X80在进入熔池后会快速凝固，形成PMZ。通常情况下，流动液体在固体壁上的速度为零，因此PMZ紧邻熔合界面形成，其形态一般可分为连续型和不连续型，前者表现为平行于熔合界面的条带，而后者则具有沙滩、半岛和岛屿等多种形貌[16]。不同形貌的PMZ在微观组织上存在差异，如图1所示。海滩PMZ仅由板条马氏体构成，而半岛PMZ则由马氏体和铁素体半岛共同组成[17]。

图1   海滩PMZ和半岛PMZ的SEM图像

Fig.1   SEM images of the beach PMZs (a) and the peninsula PMZs (b)

化学成分和温度梯度是马氏体组织在熔合界面处形成的原因。Dai等[18]对8630/Inconel625异种金属焊接接头研究表明，靠近熔合边界的8630钢区域主要为马氏体。液相线温度差的增大加快了熔池冷却速度，进而导致稀释区变窄并促进马氏体相变[16]。在X80/Inconel 625、F22/Inconel 625、8630/Inconel 625等焊接接头的熔合界面还存在马氏体薄层，其宽度和形态取决于焊接稀释率的大小，并受焊后热处理(PWHT)的影响[19]。Dodge等[20]研究了PWHT对8630/Inconel625焊接接头熔合界面的影响，表明焊接后熔合边界处存在的马氏体薄层经过650℃ × 1 h的PWHT后转变为回火马氏体。不仅如此，在未经PWHT的F22/Inconel 625接头中同样观察到了类似纳米级宽度的马氏体，但经650℃ × 10 h的PWHT后演变为回火形态的马氏体带；进行650℃ × 100 h的PWHT后马氏体片层几乎完全消失，取而代之的是碳化物带。值得一提的是，两种接头经过650℃ × 100 h的PHWT后都在靠近熔合边界区观察到一个过渡区域，然后才是碳化物带。不同PWHT条件下熔合界面的TEM图像如图2所示[21]。

图2   F22/Inconel625和8630/Inconel625焊接接头在不同PWHT条件下的TEM像[21]

Fig.2   TEM images of F22/Inconel 625 and 8630/Inconel 625 weld joints at different PWHT conditions: (a) F22/Inconel 625 as-weld condition, (b) F22/Inconel 625 at (650 ± 5)℃ for 10 h, (c) F22/Inconel 625 at (650 ± 5)℃ for 100 h, (d) 8630/Inconel 625 as-weld condition, (e) 8630/Inconel 625 at (675 ± 5)℃ for 1 h, (f) 8630/Inconel 625 at (675 ± 5)℃ for 10 h[21]

在焊接热输入作用下，母材发生明显组织和性能变化的区域称为热影响区[22]。首先，热输入会驱使碳迁移，导致紧邻熔合界面的母材形成脱碳区，该区域主要由铁素体组成。除脱碳区外，热影响区还可细分为粗晶区、细晶区和临界区，这些区域所受到的热输入的影响依次减弱。热输入对粗晶区的宽度和晶粒大小有决定作用。细晶区位于临界区和粗晶区之间，折中的位置使其既会受到热输入的影响，又承受了较快的冷却速率，导致晶粒无法在再结晶阶段充分生长，最终形成细小的晶粒。临界区一般与母材相邻，所受热输入的影响最小，其微观组织、晶界类型和力学性能等一般与母材接近。

Deng等[23]比较了X80钢粗晶热影响区经热循环作用后的显微组织变化，表明板条状贝氏体经950℃热处理后转变为块状铁素体和粒状贝氏体，经1350℃热处理后又重新形成。Sadeghian等[24]研究了热输入对S32750/X65异种金属焊接接头组织结构的影响，表明提高钨极氩弧焊(GTAW)的热输入会导致热影响区中铁素体含量降低，且在低热输入条件下热影响区由贝氏体和铁素体构成，但在高热输入条件下会产生珠光体。Zhao等[25]研究表明，X80钢经焊接热循环后，临界热影响区由无序分布的铁素体组成；细晶热影响区则以多边形铁素体和粒状贝氏体为主；粗晶热影响区中则形成了板条贝氏体组织。此外，冷却速率对热影响区的微观组织也有显著影响。Li等[26]研究表明，当冷却速率从10℃·s-1提升到20℃·s-1时，X80钢热影响区的组织为粒状贝氏体、板条状贝氏体和准多边形铁素体。当冷却速率进一步增加到40℃·s-1以上时，热影响区组织以粗大的板条贝氏体为主，且具有清晰的原奥氏体晶界。当冷却速率降低到1℃·s-1以下时，可以观察到少量的珠光体。

此外，焊接工艺也是影响热影响区微观组织的关键因素。本课题组对比了GTAW与冷金属过渡(CMT)焊接接头热影响区的微观组织，表明CMT焊接工艺能极大地降低稀释率，并能减小X80/Inconel 625接头热影响区的宽度[27]。此外，在CMT焊接接头的堆焊层中几乎没有观察到焊接缺陷，原因是低热输入有效限制了母材熔化，降低了熔化母材与熔池不均匀混合的概率。虽然CMT焊接接头的熔合界面处也存在马氏体薄层，但在重叠区的回火作用下，马氏体层中形成了逆变奥氏体。不难看出，低热输入的焊接工艺对热影响区微观组织有积极影响。

PWHT可以将热影响区存在的硬脆相回火，从而降低硬度并消除残余应力。本课题组研究了不同PWHT条件下X80/Inconel 625 CMT异种金属焊接接头的微观组织，表明经620℃ × 20 h PWHT后非搭接区域的热影响区由板条马氏体/贝氏体、粗大的铁素体以及马奥岛转变为含细小的铁素体及少量的残余奥氏体的组织。高温下碳的扩散导致板条马氏体/贝氏体溶解，促进了铁素体的形核与长大，而马奥岛中马氏体分解后保留下残余奥氏体。搭接区域的组织由粒状贝氏体、细小的铁素体、少量的珠光体以及弥散分布的马奥岛转变为铁素体和少量残余奥氏体。670℃ × 10 h PWHT有助于消除热影响区中的硬脆相，搭接区域主要组织为铁素体，而非搭接区域的组织主要由细小铁素体和少量马氏体组成[28]。

此外，在9Ni/Inconel 625焊接接头中，575℃下的单一PWHT将热影响区的硬度从350 ± 9 HV降低到257 ± 7 HV，而通过双重回火制度(670℃ × 2 h + 600℃ × 2 h)可将硬度降低到246 ± 7 HV[3]。尽管双重回火的热影响区具有较低的硬度和更高的奥氏体体积分数，但与575℃的单一回火相比，该PWHT工艺在提高抗开裂性能方面并没有很好的效果。

综上所述，PWHT可以改变热影响区的微观组织结构，但不同的异种金属焊接接头所对应的最优PWHT制度并不相同，需进行针对性的研究。

SSCC主要是指金属在拉应力和H2S腐蚀介质共同作用下发生的脆断现象，其突发性高，危险性大。在酸性油气环境中，钢材表面被腐蚀产生氢原子，而H2S环境中HS-的存在抑制了钢材表面氢分子的形成，促进氢原子扩散到钢材中，而钢材内部的缺陷(位错或界面)则会捕获扩散的氢原子，当缺陷内的H含量达到裂纹萌生阈值时，在应力作用下SSCC裂纹就会发生[29]。SSCC通常被认为是氢致开裂的特例，由扩散氢主导[30]。因此，NACE MR0175标准中将SSCC定义为，在湿H2S环境下，由腐蚀和应力(外加应力/残余应力)共同引起的金属开裂行为[31]。

最近的研究结果表明，在低应力下仅依靠氢的作用很难引起连续开裂，腐蚀对异种金属焊接接头的SSCC同样有重要影响。Dai等[18]认为异种金属焊接接头的SSCC是应力腐蚀开裂与氢致开裂的综合作用。Zhou等[32]研究表明，由于X60管线钢和Inconel 625合金之间的电偶效应加速了与阴极金属相邻的金属阳极的腐蚀，在熔合界面处形成了腐蚀台阶，加剧了界面处的应力集中和氢吸附(图3a)。如图3b所示，腐蚀进一步导致台阶高度增加，在应力作用下熔合界面积累大量位错导致结合力降低，且裂纹尖端吸收的氢增强了位错滑移和塑性应变，当应力足以撕裂弱熔合边界时，微裂纹成核，在腐蚀作用下沿熔合界面扩展导致SSCC形核[33]。但由于位错堆积，裂纹尖端产生塑性变形，导致裂纹钝化，SSCC裂纹扩展停止(图3c)，此时阳极溶解在重新激活裂纹扩展过程起重要作用[34]，其一是因裂纹扩展暴露的新鲜金属缺乏腐蚀产物膜的保护导致其更易溶解，其二是阳极溶解使得裂纹前沿更加尖锐，重新激活裂纹扩展，如图3d。综上所述，SSCC最可能的机制是拉应力下氢脆和腐蚀的综合作用。然而，有学者提出，强腐蚀作用可能会使裂纹尖端钝化从而阻碍裂纹生长，抑制SSCC发展[35]。对于熔合界面而言，强烈的电偶腐蚀作用是否反而会阻碍局部缺陷或微裂纹向宏观裂纹的发展还不得而知。此外，腐蚀对SSCC裂纹萌生和扩展的影响是否存在差异尚未被完全揭示，未来仍需加强SSCC机理研究。

图3   X60管线钢和Inconel 625合金异种金属焊接接头SSCC裂纹扩展示意图[32]

Fig.3   Schematic of crack growth of the dissimilar metal welded joint of X60 pipeline steel (base metal) and Inconel 625 alloy (weld metal) in SSCC test using four-point bending with 80% AYS in H2S solution (5% NaCl + 0.5% HAc with 0.1 MPa H2S)[32]: (a) stress concentration and dislocation occurred at the fusion boundary after immersion, (b) micro-crack nucleated when stress concentration was high enough to tear the fusion boundary, (c) crack growth was suspended due to crack blunting, (d) anodic dissolution could keep the crack tip sharp and reactivate the crack growth

CO2与H2S通常共存于酸性油气环境中，CO2分压会影响焊接接头的抗SSCC性能。Zhou等[32]分别研究了X60/Inconel 625焊接接头在不同环境下的SSCC行为，结果表明焊接接头的熔合界面在含H2S的溶液中完全断开，但在只含CO2的环境未发生开裂。Jeon等[36]研究了高碳钢(T95、C-110、Q-125)在含不同比例CO2的H2S环境中的SSCC行为，结果表明：当CO2的分压从0提高到20%时，3种钢的SSCC敏感性都在增强，表现为断裂延伸率随着CO2分压上升而降低。这是因为CO2分压增加会降低溶液的pH值，提高H原子浓度进而加剧氢的渗透作用，从而导致SSCC敏感性增加。但在CO2分压>20%的情况下，SSCC敏感性反而随着CO2分压的升高而降低，因为高CO2分压促进合金表面形成了致密的FeCO3膜，对氢渗透有抑制作用[37]。到目前为止，CO2分压对SSCC的影响机制还未完整阐明，还需对此进行深入研究。

环境温度主要通过影响氢的速率扩散而影响SSCC。Haldorsen等[38]研究了F22/Inconel 625焊接接头在充氢环境下80和4℃的SSCC行为。4℃下焊接接头发生明显开裂，而80℃下焊接接头的抗开裂能力显著提高，这表明SSCC对温度非常敏感[35]。在80℃下对F22/Inconel 625焊接接头原位预充氢48 h后，对其施加阴极保护的同时分别在80、60、40、20和4℃进行拉伸实验，结果表明4℃时焊接接头的韧性最低，但可能受阴极保护的影响。撤去阴极保护再进行上述实验步骤后可见，焊接接头的抗开裂能力显著提高，并在80℃时韧性达到最大值。这些结果表明，高温下的异种金属焊接接头具有更强的抗开裂性能。因此，Dodge等[39]认为，低温下韧性更低更可能是受到氢吸收的影响，F22/Inconel 625焊接接头更容易在低温下发生断裂。然而，Laureys等[40]认为，在低于室温的温度下，氢的扩散速率太慢，无法在陷阱和关键区域大量积聚，氢脆发生的概率减小；而在高温下，氢的迁移率大大增强，捕获减少，脱捕更容易。Xing等[41]指出，升高温度有利于氢移动并增加表面氢浓度，但限制了缺陷附近氢的积累，降低了氢脆发生的概率。此外，温度升高还会加速熔合界面的电偶腐蚀，但能否促进SSCC还未得到彻底揭示。综上所述，环境温度对异种金属焊接接头影响较为复杂，在未来的工作中还需进一步研究温度对SSCC的影响及机制。

焊接接头的熔合界面和热影响区是SSCC敏感区域，其中PMZ、马氏体、碳化物和贝氏体以及界面类型都对SSCC有重要影响。

马氏体是一种脆硬相，非常容易发生氢致开裂。马氏体中的高密度位错提供了大量氢捕获位点，增加马氏体的补氢能力；氢在马氏体中的扩散系数和扩散通量较低，表明氢更容易残留在马氏体及其界面，当氢浓度达到临界值时诱发裂纹萌生[42]。如前所述，异种金属焊接接头熔合界面处会不可避免地形成纳米级马氏体层，具有较高的SSCC敏感性[43]。本课题组研究证实CMT焊制备的X80/Inconel 625焊接接头的非搭接区域存在连续分布于熔合界面的新鲜马氏体，是诱发SSCC裂纹萌生和扩展的主要原因[19]。针对F22/Inconel 625、8630/Inconel 625等焊接接头的研究也得到同样结果[4]。本课题组研究表明搭接区的薄马氏体层在焊接回火作用下部分转变为逆变奥氏体，逆变奥氏体的氢溶解度更高，有效地缓解了马氏体界面的氢聚集，降低了熔合界面的SSCC敏感性[44]。

一般来说，包含马氏体的PMZ对SSCC的敏感性更高[45]。Dodge等[46]对8630/Inconel 625异种焊接接头分析后认为，海滩状PMZ主要由板条马氏体构成。本课题组研究了PMZ对X80/Inconel 625焊接接头SSCC的影响，结果表明海滩PMZ和半岛PMZ均会促进SSCC萌生[65]。与不含PMZ的熔合区相比，包含PMZ的熔合区中的裂纹会优先沿着Inconel 625/PMZ界面生长，尺寸较大的PMZ导致局部阳极溶解和氢聚集，PMZ与Inconel 625和X80交界处形成的腐蚀缺陷很容易转变为裂纹[47]。不仅如此，海滩PMZ比半岛PMZ表现出更高的SSCC敏感性。与海滩PMZ相比，半岛结构中更严重的阳极溶解可以加速裂纹萌生，但经过普通熔合区时裂纹尖端会发生钝化，阻碍了裂纹扩展。上述研究证实了含有PMZ焊接接头更容易发生SSCC。

焊接或者PWHT过程中，异种金属焊接接头中的Ni、Mn、Ti等合金元素易与C结合形成碳化物，影响异种金属焊接接头的SSCC敏感性。Li等[48]研究了X65/Inconel 625合金焊接接头的SSCC行为，结果表明在焊接过程中，C在熔合界面处聚集，生成硬脆碳化物，增加了SSCC敏感性。Fenske等[14]探究了8630/Inconel 625焊接接头微观组织与SSCC之间的关联，表明热处理过程中C在靠近熔合界面的平面生长区中堆积，并促使大量M7C3型碳化物析出，这些碳化物的存在导致该区域硬度增加并提供了更多的氢捕获位点，提高了SSCC裂纹萌生的可能性。

文献[35]还报道了F22/Inconel 625焊接接头在未经PWHT状态下，裂纹沿着熔合边界扩展，但经过650℃ ×1 h、650℃ × 10 h、650℃ × 100 h的PWHT后，所有的裂纹都是通过平面生长区扩展，而经650℃ × 100 h的PWHT后，平面生长区中生成的M7C3型碳化物被认为是氢脆敏感性升高的原因。然而，Zhao等[49]研究表明碳化物等第二相可以提高熔合界面的抗SSCC能力。弥散分布的碳化物等可以使氢在金属内均匀分布，缓解了氢聚集程度，延长了氢浓度达到开裂阈值的时间。

氢原子被金属吸收后，在热影响区中，很容易被高硬度的脆性相的边界捕获。贝氏体作为“硬相”组织易引发裂纹的萌生，并促使裂纹沿其边界扩展，对提升SSCC性能极为不利。在铁素体/退化珠光体(F/DP)、铁素体/针状铁素体(F/AF)和铁素体/贝氏体(F/B) 3种不同显微组织的焊接接头中，氢捕获效率按DP、BF和AF的顺序增加，AF效率最高[50]。尽管贝氏体的氢捕获效率低于AF，但贝氏体微观结构的SSCC敏感性比AF更高。此外，贝氏体中渗碳体和铁素体的界面面积很大，这使其具有更多的氢捕获位置[51]。以条状贝氏体为主的焊缝组织对氢原子的捕获效率高于AF，导致焊缝组织比AF具有更高的抗开裂性能[52]。但Da等[53]认为粒状贝氏体由于捕获的氢很少而具有较好的抗开裂性能。

综上所述，不同形态的贝氏体对氢的捕获效率有所不同，粒状贝氏体因其较低的氢捕获效率而具有更高的抗开裂性能，在未来工作中可以对粒状贝氏体比例与抗开裂性能之间的关系进一步研究。

异种金属焊接接头的SSCC敏感组织区域主要为熔合界面和热影响区，熔合界面为典型的大角度界面，而热影响区的大角度界面和小角度界面的比例一般在55%~60%和40%~45%，界面类型对SSCC有重要作用[54]。Arafin等[55]研究了X65管线钢的应力腐蚀开裂，结果表明大角度界面比小角度界面具有更高的能量，可以为裂纹提供快速扩展的路径，而小角度界面可以提高其抗晶间腐蚀开裂能力。然而，Xu等[56]认为，当晶粒细化后，更多的大角度界面在裂纹扩展过程中会消耗更多的能量并引起裂纹转向，可以提高X80钢环焊缝的抗开裂能力。不仅如此，小角度界面还被认为对抗裂性能不利，因为当裂纹平行于小角度界面扩展时消耗能量较少，阻碍裂纹扩展的能力较弱，并且起到连通原奥氏体界面的作用，使得裂纹由穿晶转变为沿晶扩展[57]。

此外，Type-Ⅱ型界面也被认为是大角度界面。Nelson等[58]认为Type-Ⅱ型界面是裂纹扩展的潜在路径。而Hou等[59]证实了Type-Ⅱ型界面是裂纹从热影响区扩展到熔合界面的关键通道，这是因为Type-Ⅱ型界面以随机大角度界面为主，具有较弱的抗裂纹扩展能力。除此之外，Zhang等[60]认为界面平直度也会影响组织的抗开裂性能。高温奥氏体晶粒长大，界面平直度增加，冷却后生成了粗大的贝氏体铁素体，导致大角度界面含量减少，位错密度也有所降低，对氢的捕获作用减弱，提高了抗开裂性能。

本课题组研究了X80/Inconel 625熔合界面区域内不同相界面的SSCC敏感性，表明奥氏体-马氏体相边界(A-M)比马氏体-铁素体相边界(M-F)更容易发生开裂[47]。奥氏体和马氏体均对氢具有较强的限制能力，而铁素体却可以为H提供逃逸通道。铁素体与马氏体之间界面取向差较小，可以降低氢在相界面处的集中倾向，而奥氏体与马氏体之间的半共格Курдюмов-Sachs关系容易导致相界面形成位错缠结，加剧氢偏聚。此外，由于马氏体硬度峰和软化区的存在，A-M和M-F相界面两侧产生了明显的硬度差。在外加应力作用下，由硬度差产生的变形会导致应力集中，从而吸引氢聚集并增强氢脆的效果[61]。此外，De等[62]研究表明铁素体与马氏体之间的变形是相容的，而奥氏体却容易在变形中转变为新鲜马氏体，加剧A-M相界的应力集中。因此A-M相界的开裂敏感性高于M-F。

综上所述，虽然PMZ、马氏体、碳化物和贝氏体以及界面类型都对SSCC敏感性有影响，但由于形貌、尺寸、补氢能力等差异，各组织的影响程度存在差异。一般来说，含有宏观PMZ的熔合界面区域的敏感性最高，随后是马氏体/贝氏体组织，而碳化物因类型、尺寸、分布的不同，既可能促进SSCC又可能对SSCC起抑制作用，界面等对SSCC的影响也还存在分歧，需进一步探讨。但值得一提的是上述敏感组织对SSCC的影响一般均是以界面作为“桥梁”。大量研究证实界面的SSCC敏感性高于单相组织。例如Cao等[63]研究表明，界面处具有比基体更低的Volta电位，可能具有更高的氢敏感性。本课题[64]研究表明，在含有PMZ的熔合界面区域，裂纹优先出现在奥氏体(A)-马氏体(M)-铁素体(F)的三相交界处，并沿A-M界面扩展，而在马氏体内部并未观察到裂纹，主要原因是，(1)相间氢扩散速率的差异导致氢在界面大量堆积；(2)界面处原子键结合能低于单相组织且化学元素有差异，更容易在氢和腐蚀作用下萌生裂纹；(3)界面处存在元素偏析，易形成第二相成为裂纹萌生位点。

应力是发生SSCC的必要条件。在SSCC产生过程中，应力的主要作用是使金属发生应变，产生滑移，促进SSCC裂纹形核、扩展直至断裂。异种金属焊接接头存在一定的焊接残余应力，可能对焊接接头的抗SSCC性能不利。Luo等[65]将焊接残余应力减小后，SSCC敏感性大幅度下降，因此有效地减少残余应力是焊接接头抗SSCC性能提升的重要措施。

除此之外，外加应力对异种金属焊接接头的影响更大。Dai等[18]对F22/Inconel 625和8630/Inconel 625异种金属焊接接头的外加应力进行了研究，并分别验证了在H2S环境下外加应力与SSCC敏感性之间的关系(图4)。图中“f”表示样品完全断裂，“c”表示样品有裂纹萌生但未完全断裂，“p”表示样品没有任何裂纹。该图表上的虚线用于划分两个区域，上部区域代表断裂的样品，下部区域代表未断裂的样品。由图可见，异种金属焊接接头随着外加应力的增加，未断裂的样品越来越少直至没有，这是由于外加应力会促进局部氢浓度的增加，从而提高焊接接头的SSCC敏感性[66]。

图4   微应变阈值与SSCC敏感性之间的关系[18]

Fig.4   Results of the SSCC tests with different micro-strain levels (× 10-6): (a) F22/Inconel 625, (b) 8630/Inconel 625. The “f” means that the tested samples were failed and separated, “c” means that the tested samples were cracked, and “p” means that the samples did not crack after the 5-d exposure[18]

综上所述，残余应力会提高焊接接头的SSCC敏感性，而外加应力会导致异种金属焊接接头接头内部位错浓度与氢浓度上升，同样使异种金属焊接接头的SSCC敏感性增加，最终造成裂纹萌生或加剧裂纹扩展。

焊接工艺通过影响焊接接头的组织结构对SSCC敏感性有显著影响。如前所述，在使用CMT焊接的X80/Inconel 625焊接接头堆焊层中几乎没有观察到类似PMZ的焊接缺陷，降低了SSCC敏感性[19]。Lee等[67]在对A106钢管使用多种焊接工艺组合焊接并进行了SSCC敏感性评估后发现，单独使用药芯焊丝气体保护焊或药芯焊丝气体保护焊+钨极氩弧焊比单独使用钨极氩弧焊或钨极氩弧焊+药芯焊丝气体保护焊工艺焊接的样品具有更好的SSCC抗性，几乎没有发生断裂。

合理的PWHT制度能够均匀化组织，降低焊接过程中的残余应力，提升焊接接头性能。Dai等[18]评估了不同的PWHT制度对F22/Inconel 625、8630/Inconel 625异种金属焊接接头SSCC的影响，结果表明PWHT可以提高F22/Inconel 625和8630/Inconel 625异种金属接头的抗SSCC能力，如图5所示。从应力-应变测试结果来看，F22/Inconel 625异种接头在未经PWHT的条件下，施加0.15%应变后断裂，而经过650℃ × 10 h的PWHT之后，抗脆断能力大幅提升；8630/Inconel 625异种接头在未经PWHT下，施加0.1%应变后断裂，而经过670℃ × 10 h的PWHT之后，施加0.15%应变后才断裂。如图6所示，Dodge等[68]评估了不同PWHT制度对F22/Inconel 625和8630/Inconel 625异种接头抗氢致开裂性能发现，PWHT能有效提高两种焊接接头的抗氢致开裂能力，但存在一个最佳的PWHT制度。在8630/Inconel 625焊接接头中，675℃ × 1 h的PWHT表现出最高的裂纹扩展阻力，而675℃ × 100 h的性能接近焊接状态，675℃ × 10 h PWHT的抗裂性能介于二者之间。在碳含量较低的F22/Inconel 625接头中，未经PWHT的接头呈现出最小的裂纹扩展阻力，而在650℃ × 10 h PWHT条件下表现出最大的裂纹扩展阻力，与上述结果相同的是，650℃ × 100 h PWHT导致裂纹扩展阻力降低至接近未经PWHT状态[17]。综上所述，合理的PWHT制度是提升异种金属焊接接头抗SSCC能力的关键手段。

图5   660℃下样品硬度测试的失效时间趋势与M-DHCT失效时间趋势之间的对比[21]

Fig.5   Comparison of time-to-failure trend (blue dashed curve) inferred from hardness results and the time-to-failure trend of M-DHCT results (red dashed curve)[21]

图6   不同PWHT时间下F22/Inconel 625和8630/Inconel 625的抗裂纹扩展阻力[68]

Fig.6   Single specimen unloading compliance crack growth resistance curves for the dissimilar joints fabricated for test work: (a) F22-625 and (b) 8630-Alloy 625 with various PWHT times[68]

不同异种金属焊接接头所对应的最优PHWT制度不同。Bourgeois等[4]研究了多次PWHT对F22/Inconel 625和8630/Inconel 625两种焊接接头SSCC行为的影响，表明经过650℃ × 10 h + 300℃ × 20 h PWHT后两种异种接头的SSCC敏感性都降低了。但经过650℃ × 10 h + 500℃ × 20 h PWHT的结果显示8630/Inconel 625接头中的SSCC敏感性增加，而F22/Inconel 625中的敏感性略有降低。

本课题组研究表明，620℃ × 6 h、620℃ × 10 h、620℃ × 20 h、650℃ × 6 h、650℃ × 10 h、650℃ × 20 h、670℃ × 6 h、670℃ × 10 h、670℃ × 20 h等多种PWHT制度中，仅有620℃ × 20 h的PWHT制度才能明显提升X80/Inconel 625的抗SSCC性能[19]，热影响区和熔合界面均未发生明显开裂。因为该热处理条件下既能保证组织回火，又能保证焊接接头熔合界面两侧的强度差异不大。同时，微观组织得到优化，非搭接区的热影响区组织主要为铁素体和少量细小马氏体；而搭接区热影响区的组织主要为铁素体。

SSCC是油气田异种金属焊接接头的常见失效形式之一，主要发生于熔合界面区域。焊接方法、PWHT制度导致的微观组织结构变化对SSCC有显著影响。同时，在载荷和环境等外在影响因素方面也取得了一定的研究成果，但仍存在一些问题亟待解决。首先，在SSCC的机理方面，缺少腐蚀作用的定量研究。其次，在微观组织结构方面，碳化物、界面等对SSCC的影响还存在分歧，需进一步探讨。最后，温度、CO2等因素对SSCC的影响研究较少，各个因素及其交互作用尚不清楚。