張望成，李強，黃聰，曾憲山

（湖南湘投金天新材料有限公司，湖南 益陽 413000）

UNS N10276 是在鎳基體中加入Mo、Cr 和W 等合金元素組成的鎳基合金，在各類酸、堿性的苛刻腐蝕條件下具備良好的耐腐蝕性能，被廣泛應(yīng)用于石油化工、煙氣脫硫和環(huán)保水處理等領(lǐng)域[1-3]。

鎳基合金焊管的壁厚均勻，同心度好，且生產(chǎn)成本及環(huán)保優(yōu)勢明顯，因此，鎳基合金焊管的使用范圍正在進一步擴大。但由于UNS N10276 鎳基合金中含有較高的Mo、Cr 等合金元素，使得其在焊接過程中容易發(fā)生元素偏析，形成金屬間化合物和其他微觀組織的變化[3-7]，最終影響鎳基合金焊管的耐腐蝕性能，因此可以進行固溶處理來改善焊管的耐腐蝕性能[8-9]。目前N10276 鎳基合金的相關(guān)研究較多，而針對直縫焊管組織、力學性能和耐腐蝕性能的研究不多。本文以冷軋態(tài)帶卷，經(jīng)冷彎成型和非熔化極鎢極氬弧焊制備UNS N10276 直縫焊管為研究對象，在1 150 ℃進行8～30 min 的固溶處理。以探明不同固溶處理保溫時間對其組織演變規(guī)律和性能的影響。

1 試驗材料與方法

以冷軋帶卷為原材料制備的UNS N10276 焊管為試驗材料，其化學成分如表1 所列。從規(guī)格為Φ50.8 mm×1.5 mm 的焊管上連續(xù)按順序截取長度為400 mm 的試樣4 個，并編號為1#、2#、3#、4#。利用ZKQF-4-13 型箱式真空氣氛電阻爐對編號為2#、3#和4#的3 個試樣分別進行固溶處理，試樣隨爐升溫，升溫速率為20 ℃/min，固溶溫度均為1 150 ℃，固溶時間設(shè)定為8、15、30 min。固溶結(jié)束后，將試樣快速風冷至室溫，避免在550～950 ℃的敏化區(qū)間[10-11]停留。

采用XJZ-6A 型光學顯微鏡，CMT5105 型電子萬能試驗機和Wolpert402MVA 型自動轉(zhuǎn)塔顯微維氏硬度計，分別對上述4 個不同狀態(tài)的試樣進行組織觀察，拉伸性能和硬度檢測。在上述焊管的焊縫位置分別截取片狀樣品，先進行機械研磨和拋光，再放入丙酮溶液中進行超聲波清洗去除表面油脂和污物，按ASTM G28—2015 標準中A 方法對試樣進行24 h 晶間腐蝕試驗。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 固溶時間對UNS N10276 焊管組織的影響

圖1 所示為上述4 個UNS N10276 焊管試樣焊縫、熱影響區(qū)和母材的顯微組織。從圖1（a）—圖1（f）可以看出，1#和2#試樣不同區(qū)域內(nèi)的對應(yīng)組織一致，焊管的焊縫區(qū)域為等軸枝晶狀的鑄態(tài)奧氏體組織；而母材組織為等軸奧氏體并伴隨有明顯的退火孿晶[12-13]，這可能與該合金具有層錯能較低的面心立方晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)[14]；在交界處，熔化的焊縫與母材組織的分界線明顯，且由于焊接熱輸入的影響，使得靠近焊縫熔合區(qū)的部分母材奧氏體晶粒出現(xiàn)了成倍的長大。對比1#、2#試樣的顯微組織可知，雖然2#試樣在1 150 ℃經(jīng)過了8 min 的固溶處理，但由于固溶時間不夠長，試樣各區(qū)域未發(fā)生再結(jié)晶。

從圖1（g）—圖1（i）3#試樣的顯微組織可以看出，經(jīng)1 150 ℃，15 min 的固溶處理后，試樣的各區(qū)域組織發(fā)生了明顯的變化，焊縫熔合區(qū)不再是枝晶狀的鑄態(tài)組織，而是通過再結(jié)晶形成了等軸組織，且晶粒較為細??；焊管母材同樣發(fā)生了再結(jié)晶，原來的退火孿晶組織消失，被細小等軸晶粒取代；焊縫熔合區(qū)和母材仍存在一定的分界線，但因組織差異減小，分界線變得不明顯。

從圖1（j）—圖1（l）4#試樣的顯微組織可以看出，經(jīng)1 150 ℃，30 min 的固溶處理后，試樣的焊縫熔合區(qū)和母材晶粒因為固溶處理時間的增加，再結(jié)晶后晶粒長大非常明顯，這可能是由于第二相溶解后失去對晶粒長大的抑制作用[15-17]；同時焊縫融合區(qū)和母材組織分界線消失。

圖1 不同狀態(tài)下UNS N10276 焊管不同區(qū)域內(nèi)的顯微組織Fig.1 Microstructure of the UNS N10276 welded tube in different areas under different states

2.2 固溶時間對UNS N10276 焊管力學性能的影響

表2 所列為4 個UNS N10276 焊管試樣的拉伸性能，由表2 可知，不同狀態(tài)下的焊管性能差異明顯試樣，2#試樣經(jīng)過1 150 ℃，8 min 固溶處理后的強度較1#試樣未經(jīng)固溶處理的略微下降；當固溶時間增加至15 min，3#試樣的強度出現(xiàn)明顯的上升，超過了1 000 MPa；當固溶時間繼續(xù)增加至30 min，4#試樣的強度明顯下降，且低于未固溶處理的1#試樣的強度。

表2 不同狀態(tài)下UNS N10276 焊管的拉伸性能Table 2 Tensile properties of the UNS N10276 welded tube under different states

經(jīng)8 min 的固溶處理后，試樣顯微組織未發(fā)生明顯的變化，此時處于回愎階段，可能是組織內(nèi)一部分缺陷消除，強度略微下降，但仍存在大量空位、位錯等缺陷[14]，所以強度未明顯降低；當固溶時間增加至15 min，試樣發(fā)生了再結(jié)晶，且晶粒細小，約為12～20 μm；由于晶界長度的大量增加對位錯運動的阻礙增加，出現(xiàn)強度明顯升高的現(xiàn)象；當固溶時間繼續(xù)增加至30 min，在此過程中，試樣組織完成再結(jié)晶且由于保溫時間長，晶粒長大明顯，出現(xiàn)強度下降[18]，相較于未經(jīng)固溶處理的原始組織，孿晶界消失，組織內(nèi)部缺陷減少，導致經(jīng)1 150 ℃、30 min 固溶處理試樣強度低于未經(jīng)固溶處理的試樣。

圖2 所示為不同條件下試樣不同位置的硬度情況，從圖2 中可以看出，試樣的整體硬度分布呈“W”形，焊縫與母材的硬度較高，而熱影響區(qū)的硬度較低。硬度的變化趨勢與強度的變化趨勢一致，固溶處理8 min 后，試樣硬度降低；固溶時間增加至15 min時，試樣硬度上升明顯，各位置硬度均超過未進行固溶處理試樣，最高HV 硬度達276；當固溶時間繼續(xù)增加至30 min，此時試樣的HV 硬度最低，約為180，可能由于長時間的固溶處理后組織差異減小，成分微觀偏析消除[19]，出現(xiàn)試樣各位置硬度接近的現(xiàn)象。

圖2 不同狀態(tài)下UNS N10276 焊管不同區(qū)域內(nèi)的硬度Fig.2 Hardness of the UNS N10276 welded tube in different areas under different states

2.3 固溶時間對UNS N10276 焊管晶間腐蝕性能的影響

圖3 所示為各試樣按ASTM G28 標準A 方法進行晶間腐蝕試驗后試樣的形貌，從圖3 中可以看出，經(jīng)晶間腐蝕試驗后，試樣出現(xiàn)了不同程度的腐蝕，1#、2#試樣出現(xiàn)了明顯的腐蝕，且焊縫的減薄程度大于母材；4#試樣同樣出現(xiàn)了一定程度的腐蝕，但焊縫與母材的腐蝕程度差異減??；而3#試樣未發(fā)生肉眼可見的腐蝕，表面仍較為光亮。

圖3 晶間腐蝕后試樣形貌Fig.3 Specimen morphology after intergranular corrosion

表3 所列為不同試樣的晶間腐蝕試驗結(jié)果，由表3 可知，腐蝕速率結(jié)果與試樣的腐蝕形貌呈現(xiàn)的腐蝕程度相對應(yīng)，固溶處理提高UNS N10276 焊管焊縫的耐晶間腐蝕性能。1#未固溶試樣的腐蝕速率達9.125 mm/a；3#固溶15 min 試樣的耐腐蝕性能最好，腐蝕速率僅為1.744 mm/a，優(yōu)于固溶處理8 min的2#試樣和固溶處理30 min 的4#試樣。其原因可能是固溶處理能重新溶解UNS N10276 焊管在制備過程中析出的碳化物或金屬間化合物，消除成分偏析，提高耐晶間腐蝕性能[20]，而固溶處理30 min 后試樣耐腐蝕性能反而降低，可能是因為固溶時間過長，部分晶粒異常長大造成耐腐蝕性能下降。

表3 晶間腐蝕試樣結(jié)果Table 3 Intergranular corrosion test results

3 結(jié)論

1）當固溶時間為15 min 時，焊管焊縫與母材組織由于再結(jié)晶的原因，兩者之間組織差異變小，此時焊管組織晶粒細小，約為12～20 μm。

2）焊管的強度和硬度隨著固溶時間的增加，先下降后上升，然后再下降。當固溶時間為15 min 時，焊管的強度和硬度最高。

3）固溶處理能提升焊管的耐晶間腐蝕性能，焊管的晶間腐蝕速率隨固溶時間的增加先減小后增加。當固溶時間為15 min 時，焊管晶間腐蝕速率最小，僅為1.744 mm/a。

4）為獲得綜合性能良好的UNS N10276 焊管，可以采用1 150 ℃，保溫15 min 的固溶處理工藝。