陳琦 欒廣貴 吳天明 林晶

1.概述

雙相不銹鋼焊接的關鍵是在焊接熱循環(huán)結束后要使焊縫金屬和熱影響區(qū)均保持有適量的鐵素體和奧氏體組織。焊接熱輸入量的控制：熱輸入過小，則冷卻速度過快，不利于鐵素體向奧氏體轉變，造成焊縫和熱影響區(qū)中鐵素體過多；熱輸入過大，則冷卻速度過慢，會導致晶粒長大以及σ相等析出脆化。這些都會對雙相不銹鋼焊接后的使用性能產生影響。

本文針對某石化換熱器在檢測時發(fā)現接管管口處存在的裂紋進行分析，得出焊縫處的應力腐蝕裂紋起源于表面的點蝕坑，在較高焊接殘余應力時，導致應力腐蝕裂紋的產生和擴展，焊縫附近的接管因焊接導致碳化物析出，引起晶界的耐腐蝕性能下降。在介質腐蝕作用下，產生晶間型應力腐蝕裂紋，角焊縫上的熱裂紋是由焊接引起的，與設備運行工況和介質無關。

2.情況介紹

此臺換熱器自2006年4月投入使用，在生產不平穩(wěn)時通過該管口向換熱器內輸送約318℃、10MPa的高壓蒸汽，每年通高壓蒸汽約120h。由于在高壓蒸汽管線上安裝有限流孔板（ROP），高壓蒸汽經過ROP后壓力降至3.0MPa后再經過控制閥調流量和壓力，實際進入換熱器的蒸 汽壓力約1.5MPa，溫度約200℃。接管材料是：ASME A790—S31803，壁厚等級是SCH.80S，8.56mm，φ4mm，與接管連接的筒體材料是：ASMEA240—S31803，厚度22mm，主要技術參數如表1所示。

3.取樣部位宏觀分析

對存在裂紋的接管進行取樣，圖1為接管內壁，存在裂紋和表面溝槽。圖2為剖開的接管，可以清楚地看到接管內壁情況以及角焊縫上的未焊透缺陷。圖3是試樣接管內壁，可以看到靠近換熱器內壁側腐蝕嚴重，裂紋粗大，結合其他的圖片顯示，整個裂紋分布的區(qū)域位于焊縫的熱影響區(qū)，而遠離焊縫的接管內壁光滑，無裂紋缺陷。圖4是筒體與接管的焊接區(qū)，用肉眼就可以看到焊縫區(qū)上的點蝕坑及以蝕坑為起源擴展的裂紋。有少量裂紋擴展延伸至筒體母材，但在筒體母材上未發(fā)現有裂紋。

4.化學成分分析

為確認本次取樣的材料化學成分，對樣品上的接管、焊縫和筒體母材均進行了化學成分分析（見表2）。接管、筒體母材的材料均符合ASME標準要求，為S31803雙相不銹鋼材料。接管和焊縫的C含量高于筒體母材的C含量。焊縫的Ni含量比S31803標準高，其他元素均符合S31803化學成分的標準范圍，符合E312—16焊條要求（具體焊條型號未知）。

5.金相組織分析

本次對接管、焊縫進行了金相檢測，以掌握在組織上有無異常現象存在。圖5為兩個金相試樣及金相照片的部位示意。

圖6為焊縫與接管熔合線上的裂紋，可以看到熔合線處晶粒明顯粗大，鐵素體比例高。圖7～圖9為接管A區(qū)的一條裂紋，裂紋沿管道軸向方向擴展。圖10、圖11為接管內壁側B、C三個區(qū)域的金相組織，可以看到明顯的晶間腐蝕。

表1 主要技術參數

圖1 接管內壁

圖2 剖開的接管

圖3 試樣接管內壁

圖4 換熱器內壁

圖12為加強圈角焊縫第一層焊道上的裂紋，該裂紋為焊接熱裂紋。圖13為E區(qū)接管母材組織，組織中鐵素體和奧氏體比例符合雙相鋼要求。但是從圖13可以看到，晶界上有 碳化物析出。

6.掃描電鏡分析

對試樣進行掃描電鏡分析，圖14～圖16可以看到接管組織中存在較多碳化物析出，同時斷口呈現冰糖塊狀形貌特征，顆粒狀較明顯，為晶間腐蝕。焊縫有二次奧氏體析出，晶間存在較多氧化物、碳化物和金屬間化合 物σ相等。

7.分析討論

在焊接過程中，當熱影響區(qū)的溫度超過雙相不銹鋼的固溶處理溫度，晶粒將發(fā)生長大，而且發(fā)生γ(奧氏體)→α(鐵素體)相變，γ 相明顯減少，α相增多。一些鋼的高溫近縫區(qū)會出現晶粒較粗大的α鐵素體組織。如果焊后的冷卻速度較快，將抑制α→γ的二次相變，使熱影響區(qū)的相比例失調，使α鐵素體＞70%時，二次轉變的γ 奧氏體也變?yōu)獒槧詈陀鹈珷?，具有魏氏體組織特征，導致力學性能及耐腐蝕性能的惡化。

雙 相不銹鋼焊縫金屬為鑄態(tài)組織，屬于鐵素體凝固模式，一次凝固相為單相鐵素體。高溫下鐵素體相的高擴散速率得以使合金元素快速均勻化，容易消除凝固偏析，即使少量的鎳、鉬元素顯微偏析對于奧氏體相的形成也無較大影響。焊縫金屬從熔點冷卻至室溫時，和焊接HAZ 的高溫區(qū)轉變一樣，部分鐵素體會轉變成奧氏體，兩相的平衡數量和α/γ 比值的大小無論對焊縫的抗裂紋能力，還是對焊縫的力學性能和耐腐蝕性能都有重要影響。

表2 化學成分（質量分數） （%）

圖5 兩個金相 試樣及金相部位

圖6 接管與焊縫熔合線裂紋局部

圖7 接管裂紋局部（接管A區(qū)）

焊縫金屬冷卻時，在 600～1 000℃時也還會有金屬間相（σ相等）和二次奧氏體(γ2)的析出，這與填充金屬的成分、焊接熱輸入等有關。

影響焊縫金屬組織轉變的因素主要有：

(1)焊接熱輸入的影響 焊接熱輸入不僅能影響焊縫兩相中合金元素的分配，還能影響焊縫金屬的兩相比例。采用高熱輸入焊接時，盡管會使凝固組織的鐵素體晶粒長大，但是在此情況下的冷卻速度較低卻會促使較多的奧氏體轉變，可以得到足夠數量的奧氏體；相反，采用低熱輸入的焊接，即高的冷卻速度，相對的奧氏體數量也少。這種奧氏體相的轉變，屬于擴散控制的轉變過程，焊接時很難達到相的平衡狀態(tài)，由此還會發(fā)生其他相的析出反應。

（2）析出相的影響 雙相不銹鋼焊接時，有可能發(fā)生三種類型的析出，有時會降低鋼的耐腐蝕性和韌性。這些析出物是：鉻的氮化物(Cr2N，CrN)、二次奧氏體(γ2)、金屬間相（σ 相等）。

關于氮化物的析出，當焊縫金屬鐵素體數量過多或為純鐵素體組織時，很容易有氮化物的析出，這是由于在高溫時，氮在鐵素體中的溶解度增加，快速冷卻時溶解度又下降的緣故；尤其在靠近焊縫表面的部位，由于氮的損失，使鐵素體數量增加，氮化物更容易析出，這對焊縫金屬的耐腐蝕性有直接的影響。焊縫金屬若是健全的兩相組織，氮化物的析出量則很少。因此為了增加焊縫金屬的奧氏體數量，在填充金屬中提高鎳、氮元素量是有效的；另一方面也應避免采用過低的熱輸入進行厚壁件的焊接，以防止純鐵素體晶粒的生成而引起氮化物的析出。

圖8 接 管內壁的裂紋（接管A區(qū)）

圖9 接管內壁的沿晶裂紋（接管A區(qū)）

圖10 接管內壁的沿晶裂紋（接管B區(qū)）

圖11 接管 內壁的沿晶裂紋（接管C區(qū)）

圖12 加強圈角 焊縫裂紋（焊接熱裂紋）

圖13 接管母材組織（E區(qū)）

圖14 接管內壁的沿晶腐蝕

圖15 接管晶界上的碳化物析出

圖16 接管內壁表面冰糖狀形貌

關于二次奧氏體的析出，在含氮量高的超級不銹鋼（N 為0.3%）多層焊接時會出現。由于后續(xù)焊道采用高的熱輸入時，部分鐵素體會轉變成細小分散的二次奧氏體(γ2)，這種γ2 也和氮化物一樣會降低焊縫的耐腐蝕性，尤其以表面影響更大。為抑制γ2 的析出，一是通過增加填充金屬的奧氏體量來控制焊縫金屬的鐵素體量，二是需注意熱輸入的控制，避免根部焊道采用低熱輸入，尤其是當第二道熱輸入較高時更是如此，其目的是在第一焊道后即得到最大的奧氏體轉變和相對平衡的元素分配，這樣在后續(xù)焊道再加熱時，能夠有最少的Cr2N 和γ2 析出，因此，對多層焊接時，開始2～3 道焊接參數的選擇也很重要。

關于σ相的析出，一般說焊接時采用較高的熱輸入和較低的冷卻速度有利于奧氏體的轉變，減少焊縫金屬的鐵素體量，但是熱輸入過高和冷卻速度過慢又會帶來金屬間相的析出問題，一般焊縫金屬不常發(fā)現有σ相析出，但在焊接材料或熱輸入選用不合適時，也有可能出現σ相。

綜上所述，為了獲得最佳的性能結果，一般必須采用足夠高的熱輸入以保證在焊縫HAZ 奧氏體的再形成，通常焊縫金屬的奧氏體量控制在60%～70%，但是也不希望過高的熱輸入，最高層間溫度控制在150℃。

8.結語

雙相不銹鋼換熱器產生裂紋的原因是：

（1）焊縫處的應力腐蝕裂紋起源于表面的點蝕坑，焊縫夾雜等在焊縫表面首先形成點腐蝕坑。當存在較高焊接殘余應力時，導致應力腐蝕裂紋的產生和擴展。

（2）焊縫附近的接管因焊接而較長時間位于敏化溫度范圍內，導致碳化物析出，引起晶界的耐腐蝕性能下降。在介質腐蝕作用下，接管內壁產生晶間腐蝕，因高溫水蒸汽的沖刷，而使得接管內壁表面的晶粒脫落，形成溝槽狀的表面形貌。同時在接管的部分區(qū)域，由于存在較大拉應力，因此裂紋沿壁厚方向擴展，產生晶間型應力腐蝕裂紋。

（3）角焊縫上的熱裂紋是由焊接引起的，與設備運行工況和介質無關。

以上幾種裂紋均發(fā)生在焊接接頭附近，焊接導致焊縫中析出二次奧氏體、氧化物、σ相等，使焊縫耐腐蝕性能變差，焊接產生的熱量同時也導致接管碳化物析出，引起晶界腐蝕。