浙江至德鋼業(yè)有限公司通過SEM和EDS研究了采用不同焊接工藝后超級雙相不銹鋼UNSS32750焊接接頭的兩相比例及成分變化,并采用臨界點蝕溫度和酸法測試比較了不同焊接工藝接頭的耐點蝕和晶間腐蝕性能.結(jié)果表明,焊接中較高的熱輸入、加填焊絲和背面采用氮氣保護焊的方法可以穩(wěn)定焊接接頭中的奧氏體相的比例,并且較高的熱輸入,使得焊接接頭冷卻速度相對較慢,有助于鉻的擴散而消除晶界貧鉻現(xiàn)象,減小晶間腐蝕傾向;而與此相反的是較高的熱輸入,會導致兩相中元素分配不均衡使鐵素體相優(yōu)先發(fā)生腐蝕,從而惡化材料的整體耐點蝕性能。

 超級雙相不銹鋼由于含有相同比例的奧氏體和鐵素體相而兼具奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的優(yōu)良特性,如良好的力學性能和耐蝕性能.尤其是具有奧氏體不銹鋼優(yōu)良的抗點蝕性和鐵素體不銹鋼優(yōu)良的抗應力腐蝕破裂性,因此廣泛應用在苛刻的環(huán)境中,如石油、天然氣、海洋和化工等領(lǐng)域.雖然材料本身具有優(yōu)良的耐蝕性能,但由于焊接等加工方法對接頭組織所產(chǎn)生的嚴重影響會惡化材料的整體耐蝕性.因為焊接過程的快速冷卻會導致鐵素體相含量過高,破壞原有的兩相比例.雖然可以通過焊條中含氮,鎳等元素的添加一定程度上穩(wěn)定奧氏體相的存在,但仍然會對其耐蝕性帶來影響。至德鋼業(yè)針對超級雙相不銹鋼SAF2507,研究了焊接工藝對接頭處耐點蝕性和晶間腐蝕性的影響。

 一、試驗方法

 試驗用母材為瑞典Avesta公司生產(chǎn)的SAF2507超級雙相不銹鋼,板厚2mm,固溶態(tài),焊絲材料為瑞典Sandvik生產(chǎn)的25.10.4.L.母材及焊絲材料的化學成分見表。焊接接頭的耐腐蝕性能是影響該鋼種使用壽命的關(guān)鍵因素.對于超級雙相不銹鋼來說,主要是使焊縫金屬和焊接HAZ均保持有適量的鐵素體和奧氏體組織,這就對焊接工藝提出了較高要求,如焊接方法、熱輸入、冷卻速度、氣體保護、填充材料的成分等.對于雙相不銹鋼薄板或管的焊接通常采用鎢極氬弧焊的方法.文中即采用TIG焊,氬氣保護,氣體流量12~15L/min.焊接工藝參數(shù)見表。

 1. 焊接接頭形貌觀察

 對4個不同焊接工藝試片的焊接接頭部位進行切割,尺寸為40mm*20mm*2mm,隨后對截面進行打磨、拋光.采用Behara浸蝕劑(0.3gK2S2O5,20mLHCl和80mLH2O)[4]進行浸蝕,浸蝕時間約為5秒。采用日本JSM)6480掃描電子顯微鏡對焊接接頭形貌進行觀察,并用英國牛津INCA能譜儀對奧氏體和鐵素體相的部位進行成分測試,為減小結(jié)果誤差,對每相選取三個不同區(qū)域測試,取其平均值。

 2. 相的體積分數(shù)

 測定采用美國ASTME562標準，測定不同焊接工藝條件下焊縫區(qū)域的奧氏體相體積分數(shù),即采用網(wǎng)格交點計數(shù)法,測定方法如下：

   a. 在放大的金相試樣圖像上劃出網(wǎng)格線。

   b. 從該試樣的網(wǎng)格線中分別選取三個不同的6*6網(wǎng)格區(qū)域。

   c. 當以奧氏體為記數(shù)基準時,在每個區(qū)域中如果網(wǎng)格一個交點落在奧氏體相上,則記奧氏體含量為1,如果一個網(wǎng)格交點落在奧氏體、鐵素體兩相組織交界上則記為0.5,落在鐵素體相中則記為0。

   d. 用落在奧氏體相上的點數(shù)比上該區(qū)域總的網(wǎng)格點數(shù),即為該區(qū)域奧氏體相所占的體積分數(shù)。

   e. 取三個區(qū)域奧氏體相體積分數(shù)的平均值作為該試樣最終的奧氏體相體積分數(shù)。

  3. 耐點蝕性

  在腐蝕介質(zhì)為6%FeCl3+1%HCl的溶液中,測試臨界點蝕溫度.即將打磨、拋光后的焊接接頭試樣浸入腐蝕溶液中，從40℃開始試驗,每24小時升溫5℃為一周期,直至平行于軋制方向上的試驗面上,出現(xiàn)離散的肉眼可見的點蝕，這時的試驗溫度即為臨界點蝕溫度(CPT),邊緣部分出現(xiàn)的點蝕不計。

 4. 晶間腐蝕性

  采用65%酸法按照國家標準GB/T4334.3)2000的要求進行。

二、結(jié)果與討論

 1. 形貌及成分分析

 母材與四個不同焊接工藝的焊接接頭處的形貌見圖。

 由圖可見,母材的奧氏體和鐵素體相之間分界清晰,兩相組織均勻,約各占50%.由于所產(chǎn)生的熱影響區(qū)非常狹窄、不明顯,故只對焊縫區(qū)域進行觀察,發(fā)現(xiàn)焊縫部位兩相的形貌發(fā)生了較大變化,其中C相以羽毛狀存在,分布均勻性變差,同時兩相的比例也發(fā)生了變化,1號~4號試樣的奧氏體相比例分別為43%,39%,44%和48%.雙相不銹鋼在焊接過程中從液相凝固后,一直保持鐵素體組織,直至鐵素體溶解度曲線溫度,隨后部分鐵素體轉(zhuǎn)變成奧氏體.兩相的含量一方面取決于焊縫金屬的成分,另一方面還取決于焊接冷卻速度.一般認為雙相不銹鋼中奧氏體相含量最少應該達到30%,焊接接頭才具有較好的耐蝕性[7].試驗結(jié)果顯示所有試樣的焊接接頭處奧氏體相含量均高于30%.其中奧氏體相最多的是4號試樣,最少的是2號.這是因為4號試樣的焊接工藝為加填焊絲同時采用較高的熱輸入,由于焊絲中含有較高含量的奧氏體穩(wěn)定元素氮,鎳,促使了凝固過程中奧氏體相的轉(zhuǎn)變,而較高熱輸入使冷卻速度較慢也促使了鐵素體向奧氏體相的轉(zhuǎn)變;同樣加填焊絲的1號以及背面氮氣保護的3號也具有較高的奧氏體含量也是分別由于焊絲和氮氣的作用所致.從以上分析可以看出,為了減少焊接過程對雙相不銹鋼中相的比例的影響,保證奧氏體相的穩(wěn)定存在,較高的熱輸入以及采用含有穩(wěn)定奧氏體相的元素的焊絲具有重要作用.為了了解焊接工藝對接頭處鐵素體相和奧氏體相中主要合金元素含量的影響,分別對各試樣的兩相進行了成分分析,結(jié)果如表3所示.

 由表可見,焊接工藝對主要合金元素在兩相中的分配比例產(chǎn)生了一定影響,尤其是對鎳和鉬的影響較大.雙相不銹鋼中含有兩類元素,一類是穩(wěn)定鐵素體相的元素,如鉻,鉬等,一類是穩(wěn)定奧氏體相的元素,如氮,鎳等。比較1號和4號試樣可以發(fā)現(xiàn),4號試樣奧氏體相中鎳含量明顯高于鐵素體相,而鐵素體相中鉬含量高于奧氏體相,而1號試樣兩者差別不大,說明較高的熱輸入由于冷卻速度較慢使鎳、鉬元素有充分的時間進行擴散而分別富集在對應的奧氏體相和鐵素體相中。比較1號和2號試樣可以發(fā)現(xiàn),雖然兩者具有相同的熱輸入,但2號試樣元素的分配差別較大,鎳和鉬同樣在奧氏體和鐵素體相中分配不均勻,說明自熔焊接工藝容易產(chǎn)生凝固偏析,使合金元素偏析在對應的相中;但同樣采用自熔焊的3號試樣由于氮氣的參與對合金元素的分配產(chǎn)生了影響,使合金元素的分配趨于相近,即促使鎳向鐵素體相轉(zhuǎn)移,鉬向奧氏體相轉(zhuǎn)移,說明氮具有一定的調(diào)整元素分配的作用。

 2. 耐點蝕性

 母材以及1號~4號試樣的臨界點蝕溫度測試結(jié)果分別為75,70,60,65,60℃母材具有較高的臨界點蝕溫度是因為超級雙相不銹鋼中較高的鉻、鎳、鉬和氮所致。經(jīng)過焊接后,焊接接頭處的臨界點蝕溫度均有所下降,其中1號變化最小,3號次之,2號和4號最差.結(jié)合試樣的焊接工藝可以發(fā)現(xiàn),1號試樣與2號,3號相比,在焊接中加填了焊絲,而且與4號相比具有較低的熱輸入。由表1焊絲成分可以看出,焊絲中除了含有與母材相近的25%鉻之外,還含有9.5%鎳和3.96%鉬,均較母材6.91%鎳和3.83%鉬含量高,所以從成分的平均含量上可以初步判斷加焊絲的焊接接頭具有較好的耐點蝕性能.但由于雙相不銹鋼中含有鐵素體和奧氏體兩相,而元素在兩相中的分配會有所差異。結(jié)合表的成分含量分析結(jié)果,1號試樣的元素在兩相中的分配差別不大,即鐵素體和奧氏體相中各元素的含量相近,所以兩相均呈現(xiàn)了較好的耐點蝕性。而4號雖然也填加了焊絲,但由于較高的熱輸入使得各元素在兩相中的分配不均勻,奧氏體形成元素容易富集在奧氏體相中,特別是氮在奧氏體相中具有較高的溶解度,導致鐵素體相中由于缺乏對耐點蝕具有突出貢獻的氮而優(yōu)先發(fā)生腐蝕.由圖2的焊縫處點蝕形貌可以充分證明點蝕是發(fā)生在鐵素體相上,而奧氏體相幾乎完好存在,并阻止點蝕區(qū)域的擴展.

 3. 耐晶間腐蝕性

 當雙相不銹鋼敏化加熱時,富鉻的碳化物(Cr23C6)會優(yōu)先在D/C相的D相一側(cè)析出,由于鉻在D相中擴散速度快,析出Cr23C6所造成的貧鉻區(qū)很快得到鉻的補充而容易消除,所以雙相不銹鋼由于Cr23C6析出導致貧鉻造成的晶間腐蝕傾向較小。但不銹鋼,特別是高鉻高鉬鋼可能會由于金屬間化合物R相的析出導致晶間腐蝕.因為R相是一種鐵鉻化合物,因為其富含鉻,同時又由于容易在晶界析出而導致其周圍同樣出現(xiàn)貧鉻區(qū)或由于其本身的溶液而產(chǎn)生晶間腐蝕現(xiàn)象,R相的析出溫度一般在500~800℃,所以在焊接接頭處容易產(chǎn)生晶間腐蝕的敏感性.測試晶間腐蝕的65%酸法,又稱為Huey法,其腐蝕電位是基于以下氧化)還原反應建立的,即3H++NO3+2e=HNO2+H2O該電位相當于R相出現(xiàn)選擇性腐蝕溶解的電位,因此,對R相在晶界析出而引起的晶間腐蝕傾向極其敏感,同時也可以檢驗貧鉻導致的晶間腐蝕敏感性。48小時的晶間腐蝕試驗結(jié)果顯示母材以及1號~4號試樣的腐蝕速率分別為0.01,0.04,0.06,0.02和0.01g/(m2#h).由此可見4號耐晶間腐蝕性較好,與母材相近,3號次之,1號和2號較差,尤其是2號腐蝕速度已達到母材的6倍。結(jié)合焊接工藝分析其原因,2號試樣由于采用不加焊絲的對接自熔焊方式,焊接接頭部位含有較高的鐵素體相,由于鐵素體中富集較多鉬元素，促進了金屬間相的析出,故表現(xiàn)出較差的耐晶間腐蝕性;3號雖然也采用自熔焊,但氮氣的參與一方面使奧氏體相含量增多,另一方面通過調(diào)節(jié)鉬在兩相之間的分配能夠延緩R相的析出;此外,1號焊接工藝采用較4號低的熱輸入,冷卻速度相對較快,不利于鉻的擴散而增大了由于晶界貧鉻而產(chǎn)生的晶間腐蝕敏感性。所以加填焊絲同時采用較高熱輸入或背面氮氣保護的焊接工藝有助于減小焊接接頭的晶間腐蝕傾向,甚至可以達到與母材相同的耐晶間腐蝕性能。

三、結(jié)論

 1. 較高的熱輸入、同時采用含有穩(wěn)定奧氏體相元素的焊絲的焊接工藝以及背面氮氣保護可以穩(wěn)定雙相不銹鋼中兩相的比例。

 2. 耐點蝕性試驗結(jié)果證明,采用加填焊絲或背面采用氮氣保護的焊接工藝可以提高焊接接頭的耐點蝕性能。但較高的熱輸入,會導致元素分配不均衡使鐵素體相優(yōu)先發(fā)生腐蝕,從而惡化材料的整體耐點蝕性能。

 3. 與耐點蝕研究結(jié)果相反的是較高的熱輸入,使得焊接接頭冷卻速度相對較慢,有助于鉻的擴散而消除晶界貧鉻現(xiàn)象,減小晶間腐蝕傾向.反面氮氣保護能夠減少R相的析出,也有助于減小焊接接頭的晶間腐蝕傾向。

 4. 由于焊接工藝中熱輸入的高低對于點蝕和晶間腐蝕的敏感性影響結(jié)論相反,而點蝕或晶間腐蝕的發(fā)生與材料所使用的介質(zhì)密切相關(guān),所以對超級雙相不銹鋼焊接工藝的選擇要結(jié)合使用的介質(zhì)而定,從而有針對性地避免相應局部腐蝕的發(fā)生。