蓋紅德 ，唐 杰 ，戴家輝 ，洪加桐 ，任國良，黃秀華，柳長磊，張明賢，衣寶葵

（1.山東省特種設(shè)備檢驗研究院，山東 濟南 251010；2.青島荏原環(huán)境設(shè)備有限公司，山東青島 266200）

0 前言

超級雙相不銹鋼UNS S32750（ASTM A240M-10B）是瑞典SANDVIK公司在20世紀80年代研發(fā)的第三代雙相不銹鋼。因其超低碳、高鉬和高氮的成分設(shè)計，超級雙相不銹鋼S32750可焊接性良好，機械性能優(yōu)異，且耐點腐蝕、應(yīng)力腐蝕和晶間腐蝕性能優(yōu)良，廣泛應(yīng)用于石油化工、天然氣、海洋工程、印染和造紙等領(lǐng)域[1-4]。超級雙相不銹鋼S32750的應(yīng)用過程中涉及大量的焊接結(jié)構(gòu)，因此開展超級雙相不銹鋼焊接方面的研究對于保證工程焊接質(zhì)量及其推廣應(yīng)用具有重要意義。

目前國內(nèi)關(guān)于雙相不銹鋼焊接方面的研究比較多[5-7]，但對于超級雙相不銹鋼焊接方面的研究較少，更缺乏厚壁板焊接接頭組織和性能方面的相關(guān)研究信息。青島荏原環(huán)境設(shè)備有限公司承接的日本核電站用海水泵工程中，涉及大量壁厚為6～80 mm的超級雙相鋼S32750焊接，因此為了獲得良好的焊接接頭性能，研究了焊接線能量對焊接接頭組織和性能的影響規(guī)律。在此，進行了不同焊接線能量下的試驗，并對比分析焊接接頭的鐵素體含量、沖擊韌性、金相組織及硬度，最終獲得超級雙相不銹鋼S32750厚壁板的最佳焊接線能量，為超級雙相不銹鋼焊接積累了實踐經(jīng)驗。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

（1）母材采用瑞典SANDVIK公司制造的UNS S32750（ASTM A240M-10B）超級雙相不銹鋼。焊絲采用日本TASETO公司生產(chǎn)的GFW-329J4M藥芯氣保焊絲（φ=1.2 mm），母材和焊絲的化學(xué)成分如表1所示。

表1 母材和焊絲的化學(xué)成分Tab.1 Chemical composition of base metal and welding material %

1.2 焊接工藝參數(shù)

將母材加工成尺寸為300 mm×200 mm×40 mm的板材，采用X型坡口對接接頭形式。焊接方法采用混合氣體保護焊，混合氣體中氮氣的含量為2%，其余為CO2，具體焊接參數(shù)見表2。為獲得焊接質(zhì)量較高的焊接接頭，焊接過程中采用多層多道焊，坡口形式、裝配及焊接順序見圖1。層間溫度控制在100℃以下，以減少焊縫在脆性區(qū)間的冷卻時間，降低脆性相析出的可能性。利用工裝控制焊接速度，保證其速度均勻。

表2 焊接工藝參數(shù)Tab.2 Welding parameters

圖1 S32750焊接接頭示意Fig.1 Schematic diagram of S32750 welding joint

1.3 測試方法

經(jīng)檢驗，各試樣表面不存在咬邊、裂紋、未焊透、氣孔及夾渣等缺陷。根據(jù)JB/T4730-2005標準，各試樣X射線檢測I級合格。之后使用德國Helmut Fischer公司FMP30型鐵素體測量儀測量鐵素體含量；采用德國Zeiss公司AxioObserver型光學(xué)金相顯微鏡觀察焊接接頭顯微組織；利用Akashi Corporation公司MVK-HO顯微維氏硬度計測試焊接接頭硬度分布。

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 鐵素體含量檢測及分析

要獲得具有優(yōu)異性能的雙相不銹鋼焊接接頭，就必須使焊接接頭保持有合適比例的鐵素體相和奧氏體相，焊接接頭中的相比例是衡量焊接質(zhì)量的重要指標。在此測量了不同試樣的鐵素體含量，鐵素體含量與線能量關(guān)系見圖2。

圖2 線能量對S32750焊接接頭鐵素體含量的影響Fig.2 Effect of heat input on ferrite content of S32750 welding joint

雙相不銹鋼為鐵素體+奧氏體雙相組織。在焊接過程中，其奧氏體相逐漸轉(zhuǎn)變成鐵素體相，在熔合線附近奧氏體相完全固溶成為鐵素體單相組織。隨后在冷卻過程中奧氏體相從鐵素體相晶界和晶內(nèi)析出形成雙相組織[8]。由圖2可知，除1號試樣外，其他試樣的焊縫和熱影響區(qū)中鐵素體相含量低于母材，并且隨著線能量的增加，焊縫中鐵素體相比例逐漸降低，這是因為焊絲中的Ni含量比較高，Ni能促進鐵素體相向奧氏體相轉(zhuǎn)變，同時多層多道焊的后續(xù)焊道對前層焊道有熱處理作用，有利于奧氏體相的析出，線能量越高，冷卻速度越慢，越有利于奧氏體析出。但1號試樣因焊接線能量過低，不利于奧氏體析出，所以焊縫鐵素體含量過高。

若焊接線能量過小，冷卻速度過大，則奧氏體相析出量較少，且會形成具有魏氏體特征的二次轉(zhuǎn)變產(chǎn)物，導(dǎo)致焊接接頭韌性及耐蝕性能的惡化；但線能量過大，冷卻速度過小，易在熔合線附近析出σ相（金屬間脆化相），會導(dǎo)致焊接接頭耐腐蝕性能下降、韌性變差。因此，為了保證合適的相比例，使焊接接頭具有良好的耐腐蝕性能和較高的沖擊韌性，應(yīng)避免使用過大或過小的線能量，所以試樣2、3的線能量6～18 kJ/cm較合適。

2.2 焊接接頭硬度分布情況及分析

焊接接頭各區(qū)域的硬度變化實質(zhì)上是反映了這些區(qū)域由于金相組織變化而產(chǎn)生的性能方面的差異，因此測量了各試樣焊接接頭顯微硬度。每個區(qū)域測量3個點，每個點測量3次，取其平均值，焊接接頭硬度與線能量關(guān)系如圖3所示。

圖3 線能量對焊接接頭硬度的影響Fig.3 Effect of heat input on hardness of S32750 welding joint

如圖3所示，各試樣焊縫硬度均高于母材硬度。對于1號試樣，這是由于焊縫中鐵素體含量高于母材，而鐵素體的硬度高于奧氏體導(dǎo)致的；而對于2、3、4號試樣，則是由于高線能量增強焊縫中奧氏體中氮的間隙固溶強化作用[9]。硬度測量結(jié)果也顯示隨著線能量的提高，各試樣焊縫的硬度逐漸提高，4號試樣硬度大幅提高，這是因為高線能量會導(dǎo)致焊縫中逐漸出現(xiàn)σ相和二次奧氏體相，其含量隨線能量增加而增加，且它們的硬度遠高于奧氏體相和鐵素體相，致使硬度值升高[10]。

2.3 金相組織觀察及分析

S32750母材的原始顯微組織如圖4所示。由圖4可知，在鐵素體相上近似均勻分布著條塊狀奧氏體組織，奧氏體相和鐵素體相界限清晰,奧氏體含量略高于鐵素體。

圖4 S32750母材的原始顯微組織Fig.4 Original microstructure of S32750 base metal

各試樣焊縫的顯微組織如圖5所示，相對于母材，各試樣焊縫區(qū)域兩相的形態(tài)變化較大，其中奧氏體相以羽毛狀或條塊狀存在，分布均勻性變差。在條塊狀組織中，奧氏體相被鐵素體相包圍，且塊狀奧氏體相中還有點狀鐵素體相。圖5中還顯示，各試樣的兩相比例也發(fā)生了變化。隨著線能量的提高，焊縫中奧氏體含量逐漸提高，且除1號試樣外，焊縫奧氏體的含量均略高于母材，這與前面鐵素體含量測試的結(jié)果相符合。從各試樣焊縫區(qū)域金相組織對比圖片中可以看出，隨著焊接線能量的提高，σ相和二次奧氏體相開始析出。其中線能量最大的4號試樣焊縫中出現(xiàn)了大量的σ相和二次奧氏體相（見圖 5d）。

σ相硬而脆，析出量只要達到5%就會使力學(xué)及耐腐蝕性能嚴重惡化[11]；多層焊接時，后續(xù)焊道可能導(dǎo)致部分鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)榧毿》稚⒌膷u狀二次奧氏體，其Cr、Mo、N含量比奧氏體低，會嚴重降低焊縫的耐腐蝕性能。所以超級雙相不銹鋼S32750在多層多道焊時應(yīng)避免采用過高的線能量，以防止因冷卻速度過慢而引起σ相和二次奧氏體相的析出；也應(yīng)避免采用過低的線能量，以防止焊縫中奧氏體含量過低。通過對焊縫金相組織的分析，試樣2、3的線能量6～18 kJ/cm較合適。

圖5 各試樣焊縫的顯微組織Fig.5 Microstructure of weld specimens

3 結(jié)論

對超級雙相不銹鋼S32750焊接接頭的鐵素體含量、沖擊韌性、金相組織和硬度的研究結(jié)果表明，S32750厚壁板采用氣體保護焊焊接時，選用合適的焊接線能量，可使焊接接頭具有良好的兩相組織，防止σ相和二次奧氏體相等有害金屬相的產(chǎn)生，保證焊接接頭具有良好的力學(xué)性能和耐腐蝕性能，為實際生產(chǎn)中超級雙相不銹鋼的焊接提供了科學(xué)依據(jù)。

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