張帥謀,張雪峰,王小平
(1.安徽機(jī)電職業(yè)技術(shù)學(xué)院,蕪湖241000;2.新疆油田公司工程技術(shù)研究院,克拉瑪依384000)
奧氏體-鐵素體雙相不銹鋼(DSS)具有優(yōu)良的耐腐蝕性、延展性、韌性和焊接性,常用做焊接結(jié)構(gòu)材料[1]以及核工業(yè)中制造核反應(yīng)堆壓力容器的蒙皮材料和冷凝管材料[2-3]。然而雙相不銹鋼也存在明顯的缺點(diǎn),就是其焊接接頭耐腐蝕能力與母材相比有明顯的下降,以及焊接過程中受高溫?zé)嵫h(huán)作用由顯微組織變化而引起的力學(xué)性能的下降。
DSS中含有鉻和鉬元素,在長(zhǎng)時(shí)高溫作用下,會(huì)沉淀析出金屬間化合物(Fe,Ni)x(Cr,Mo)y,即σ相。對(duì)于DSS而言,σ相的析出發(fā)生在鐵素體相內(nèi),時(shí)效溫度越高,析出的時(shí)間就越短,析出量也就越多。
2205型不銹鋼為用量最大的雙相不銹鋼,其碳含量較低,時(shí)效過程中碳化物形成的可能性很小,σ相一般析出于鐵素體基體上[4]。σ相的出現(xiàn)會(huì)導(dǎo)致雙相不銹鋼發(fā)生脆性斷裂,加之雙相不銹鋼的顯微組織為裂紋擴(kuò)展提供了通道,因此會(huì)降低材料的韌性和斷裂韌度。有文獻(xiàn)指出,雙相不銹鋼焊縫金屬中的鐵素體含量相對(duì)較多,故接頭焊縫金屬的力學(xué)性能相對(duì)母材的有所降低[5]。因此,對(duì)焊接接頭中σ相的析出規(guī)律以及影響因素的研究受到廣泛重視,尤其是對(duì)不同溫度時(shí)效處理后σ相析出機(jī)制的研究,可以指導(dǎo)控制雙相不銹鋼焊接件在敏感溫度下的停留時(shí)間,對(duì)工業(yè)生產(chǎn)具有重要的指導(dǎo)意義。鑒于此作者采用脈沖式直流逆變TIG焊接工藝對(duì)2205雙相不銹鋼進(jìn)行了焊接,并在不同溫度下對(duì)焊接接頭進(jìn)行時(shí)效處理,研究了時(shí)效溫度對(duì)接頭顯微組織和沖擊性能的影響。
母材尺寸為300mm×150mm×8mm,焊絲采用直徑為2mm的ER2209焊絲。母材和焊絲的化學(xué)成分見表1。
參照 GB/T 985-2008,在母材上加工出60°的V型坡口,鈍邊為1mm,間隙為3mm,坡口設(shè)計(jì)及焊道布置如圖1所示。采用YC-300WX4型脈沖式直流逆變TIG焊機(jī)進(jìn)行鎢極惰性氣體保護(hù)焊(GTAW),采用小線能量,多層焊,保護(hù)氣體為98%(體積分?jǐn)?shù))Ar+2%N2,焊接工藝參數(shù)見表2。焊前對(duì)坡口區(qū)作脫脂處理,控制層間溫度在150℃以下。
表1 母材和焊絲的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.1 Chemical composition of base metal and weld metal filler(mass) %
圖1 坡口及焊道設(shè)計(jì)示意Fig.1 Groove and welding bead design sketch
將上述焊件先在1 100℃固溶處理1h,隨后在水介質(zhì)中淬火;然后進(jìn)行等溫時(shí)效處理,時(shí)效溫度分別為600,700,800℃,保溫3h,隨爐緩冷。
表2 焊接工藝參數(shù)Tab.2 Welding progress parameters
按照NB/T 47014-2011,沖擊試樣的縱軸線垂直于焊縫軸線,缺口軸線垂直于母材表面。焊縫區(qū)沖擊試樣的缺口軸線位于焊縫的中心線上,如圖2所示。
根據(jù)ISO 148-2009,分別在時(shí)效前后的雙相不銹鋼接頭焊縫與母材上制備尺寸為55mm×10mm×4.8mm的夏比V型缺口沖擊試樣,如圖3所示,在RKP-300型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn),試驗(yàn)機(jī)的沖擊總能量為300J,擺錘的沖擊速度為5.1m·s-1,試驗(yàn)環(huán)境為室溫。
圖2 沖擊試驗(yàn)取樣示意Fig.2 Sampling for impact test:(a)location in test plate and(b)sampling location in welding zone
金相試樣經(jīng)打磨、拋光后采用K3Fe(CN)6+KOH(堿性鐵氰化鉀)溶液進(jìn)行腐蝕,溫度為85℃,時(shí)間為5min,采用10XD-PC型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織;采用S-570型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察沖擊斷口形貌;采用D8ADVANCE型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析,銅靶,Kα射線,2θ掃描范圍為20°~80°,掃描速度2(°)·min-1;采用X-Max50型能譜儀測(cè)σ相的成分;依據(jù)GB/T 13305-2008《不銹鋼中α相面積含量金相測(cè)定法》測(cè)母材和焊縫區(qū)α鐵素體的面積分?jǐn)?shù)。
圖3 沖擊試樣的形狀和尺寸Fig.3 Shape and size of impact sample
已有研究發(fā)現(xiàn),雙相不銹鋼在850℃時(shí)效時(shí),析出物主要為脆性σ相,該相會(huì)嚴(yán)重影響材料的力學(xué)性能[6]。焊接接頭在600,700,800℃時(shí)效后均析出了σ相,這里不一一列出,僅給出了800℃時(shí)效前后的XRD譜,如圖4所示。
對(duì)析出的σ相進(jìn)行EDS分析,結(jié)果見表3。由于σ相是一種在600~950℃由鐵素體轉(zhuǎn)變而成的硬而脆的金屬間化合物[7]。根據(jù)鐵-鉻-鎳(鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為70%)三元合金相圖[8]可知σ相具有四方晶體結(jié)構(gòu),每個(gè)晶胞有30個(gè)原子,主要成分為鐵和鉻,而且富含鉬、硅等元素。由表3可知,在母材與焊縫金屬中均析出了σ相。這是由于在高溫下,鐵素體中鉻、鉬等元素的含量比奧氏體中的高,而這些合金元素在鐵素體內(nèi)的擴(kuò)散速度亦比奧氏體內(nèi)的快100倍[9],故雙相不銹鋼在高溫下時(shí)效時(shí)易在鐵素體內(nèi)和晶界上析出σ相。
由圖5可以看出,經(jīng)1 100℃固溶處理后,母材的晶粒細(xì)小而均勻,粒徑約為5μm,鐵素體和奧氏體兩相的面積比約為1∶1;焊縫金屬由針狀?yuàn)W氏體和鐵素體組成,沒有σ相析出,計(jì)算得的奧氏體和鐵素體的面積分?jǐn)?shù)分別為65%和35%,
圖4 在800℃時(shí)效前后焊接接頭的XRD譜Fig.4 XRD patterns of welded joint before and after aging at 800℃:(a)before aging,weld metal;(b)after aging,base metal and(c)after aging,weld metal
由圖5還可看出,時(shí)效后母材中的奧氏體組織發(fā)生了變化,在鐵素體基體邊界上析出了σ相;焊縫金屬中的鐵素體基體上有σ相析出。對(duì)比相同溫度下的母材和焊縫金屬的顯微組織可以看出,時(shí)效處理后,焊縫金屬中的σ相尺寸比母材中的更大。此外,隨著時(shí)效溫度升高,σ析出相更多、更大,而且母材和焊縫金屬中的晶粒均有長(zhǎng)大的趨勢(shì)。
表3 不同溫度時(shí)效后焊接接頭中σ相的EDS分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Tab.3 EDS analysis results ofσphase in welded joint after aging at different temperatures(mass) %
由表4可見,時(shí)效前,雙相不銹鋼母材的沖擊功為110J,比焊縫金屬的(78J)高29%。這與它們中的奧氏體、鐵素體含量以及分布有關(guān),母材中α鐵素體的面積分?jǐn)?shù)為50%,低于焊縫區(qū)的(65%),且焊縫區(qū)α鐵素體的分布不均勻,從而導(dǎo)致焊縫金屬的沖擊功降低。
與時(shí)效前相比,時(shí)效后母材和焊縫金屬的沖擊功均大幅降低,在800℃時(shí)效處理后,母材和焊縫金屬的沖擊功分別降低了90.9%和93.5%??梢?,時(shí)效溫度對(duì)2205雙相不銹鋼沖擊性能的影響很大,雙相不銹鋼母材和焊縫金屬的脆化程度隨著時(shí)效溫度的升高而增大。這一規(guī)律亦可從圖5的顯微組織中得到驗(yàn)證。
圖5 不同溫度時(shí)效前后焊接接頭的顯微組織Fig.5 Microstructure of welded joint before and after aging at different temperatures:(a)base metal,before aging;(b)weld metal,before aging;(c)base metal,aging at 700℃;(d)base metal;aging at 700℃;(e)base metal,aging at 800℃;(f)weld metal,aging at 600℃;(g)weld metal,aging at 700℃and(h)weld metal,aging at 800℃
表4 時(shí)效前后焊接接頭的室溫沖擊功Tab.4 Room temperature impact energy of welded joint before and after aging J
由圖6可以看出,時(shí)效前,母材和焊縫金屬的沖擊斷口上均存在均勻且較深的韌窩,表現(xiàn)出了良好的韌性;與焊縫金屬相比,母材斷口上的韌窩和撕裂棱更均勻。
在600,700,800℃時(shí)效后,母材的沖擊斷口上均存在脆斷特征,呈解理斷裂,如圖6(c)所示;焊縫金屬的沖擊斷口上出現(xiàn)了明顯的解理面,均表現(xiàn)為脆性斷裂,如圖6(d)所示。時(shí)效處理后,在母材和焊縫的顯微組織中均有大量σ相析出,如圖5所示,σ相的密度越大,材料的脆性就越大。
圖6 不同溫度時(shí)效前后焊接接頭沖擊斷口的SEM形貌Fig.6 Impact fracture SEM morphology of welded joint before and after aging:at different temperatures(a)base metal,before aging;(b)weld metal,before aging;(c)base metal,aging at 800℃;and(d)weld metal,aging at 800℃
(1)2205雙相不銹鋼焊接接頭時(shí)效后,在母材的鐵素體基體邊界上、焊縫金屬中的鐵素體基體上均析出了σ相,而且焊縫金屬中σ相的尺寸比母材中的更大。
(2)在不同溫度時(shí)效處理后,焊接接頭的沖擊功均降低;時(shí)效溫度越高,焊接接頭的脆化傾向越大。
(3)時(shí)效前,焊接接頭沖擊斷口上存在均勻且較深的韌窩;時(shí)效處理后,焊接接頭表現(xiàn)出脆斷特征,出現(xiàn)明顯的解理面。
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