鄭韶先，汪軍平，趙錫龍，史偉

(1.蘭州交通大學(xué),蘭州,730070；2.蘭州蘭石檢測(cè)技術(shù)有限公司,蘭州,730314)

0 序言

鐵素體不銹鋼(ferritic stainless steel，F(xiàn)SS)與奧氏體不銹鋼(austenitic stainless steel，ASS)異種接頭被廣泛用于石化、核電站、船舶與汽車制造業(yè)、真空及低溫設(shè)備等.然而，F(xiàn)SS 對(duì)焊接熱輸入很敏感，采用常規(guī)方法焊接時(shí)形成的熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)晶粒因極易粗化而顯著降低接頭的塑性與韌性[1]，這是FSS 存在的主要焊接性問題，采用盡量小的焊接熱輸入是解決該問題的根本途徑.ASS 焊接時(shí)因焊接過程中熱輸入過高，使得HAZ 及焊縫區(qū)易產(chǎn)生晶間貧Cr，以致在服役過程中易發(fā)生晶間腐蝕而加速工件失效.同時(shí)文獻(xiàn)[2]表明接頭內(nèi)殘留的過多δ 鐵素體還會(huì)發(fā)生選擇性腐蝕，尤其是當(dāng)部分熔合區(qū)及其附近HAZ 內(nèi)存在數(shù)量較多的蠕蟲狀δ 鐵素體時(shí)，該區(qū)域?qū)⒊蔀檎麄€(gè)接頭中耐腐蝕性最差的區(qū)域[3].ASS 接頭的焊縫區(qū)耐腐蝕性一般可通過選擇合適的焊絲成分及較小的焊接熱輸入加以改善，而接頭HAZ 的耐腐蝕性一般只能通過降低焊接熱輸入進(jìn)行改善.顯然，F(xiàn)SS 與ASS 異種不銹鋼焊接時(shí)將同時(shí)面臨上述焊接性問題.

文獻(xiàn)[4-5]采用低熱輸入的焊劑帶約束電弧超窄間隙焊(ultra-narrow gap welding，UNGW)及冷金屬過渡(cold metal transfer，CMT)焊進(jìn)行了FSS的焊接，當(dāng)UNGW 接頭的HAZ 寬度為0.63 mm 時(shí)其粗晶區(qū)寬度為0.37 mm，而當(dāng)CMT 接頭的HAZ寬度為1.6 mm 時(shí)其粗晶區(qū)寬度為0.46 mm.劉臘臘等人[6]采用激光束焊接FSS 時(shí)所得接頭的HAZ寬度僅為0.1～ 0.2 mm，并且HAZ 內(nèi)未形成明顯的晶粒粗化區(qū).Reddy 等人[7]采用電子束焊接FSS/ASS 異種不銹鋼時(shí)，所得接頭的FSS 一側(cè)HAZ 寬度約為0.2 mm，HAZ 內(nèi)未形成晶粒粗化區(qū)且過熱區(qū)內(nèi)的晶粒與母材相當(dāng).盡管能量密度較高的激光束和電子束在焊接FSS/ASS異種不銹鋼時(shí)較常規(guī)電弧焊方法更具優(yōu)勢(shì)，但卻存在焊接成本較高的問題.

鎢極惰性氣體保護(hù)(tungsten inert gas，TIG)冷焊，因其具有焊接熱輸入極低、操作簡(jiǎn)便、易于實(shí)現(xiàn)自動(dòng)焊、焊接的精度較高且成本較低等優(yōu)點(diǎn)，目前主要用于厚度在0.4～ 3.0 mm 的薄板焊接.鄭韶先等人[8]在研究中發(fā)現(xiàn)，采用TIG 冷焊將φ1.6 mm的ER347L 焊絲熔敷到1Cr17 表面或在1Cr17 表面進(jìn)行重熔時(shí)，所形成的HAZ 寬度約為0.15～0.25 mm，HAZ 晶粒未見明顯粗化.基于TIG 冷焊所具有的焊接優(yōu)點(diǎn)和UNGW 在厚壁工件焊接方面的優(yōu)勢(shì)[9]，文中提出了FSS/ASS 厚壁異種不銹鋼的“TIG 冷焊+UNGW”組合焊接工藝.與常規(guī)弧焊工藝相比，該組合焊接工藝可從根本上解決FSS 焊接時(shí)HAZ 晶粒易粗化的問題，并能有效避免ASS的部分熔合區(qū)及其附近HAZ 內(nèi)蠕蟲狀δ 鐵素體的形成，從而可顯著提高FSS/ASS 異種不銹鋼接頭的力學(xué)性能和耐腐蝕性.

文中采用“TIG 冷焊+UNGW”組合焊接工藝進(jìn)行1Cr17/1Cr18Ni9Ti 異種不銹鋼的焊接，對(duì)所得接頭的組織及性能進(jìn)行了測(cè)試與分析.該研究將為FSS/ASS 異種不銹鋼的焊接提供一種新的方法及思路.

1 試驗(yàn)方法

采用手工TIG 冷焊在工件表面進(jìn)行ER347L焊絲的熔敷，熔敷時(shí)鎢極與工件之間形成電弧并快速加熱熔化焊絲和母材，在電弧熄滅后的焊接間隔時(shí)間內(nèi)熔池以極快的凝固速度形成一個(gè)具有一定尺寸的圓形焊點(diǎn).如此周期性的進(jìn)行焊接，并將相鄰焊點(diǎn)的中心間距控制在0.5 mm，同時(shí)相鄰焊點(diǎn)的焊接間隔時(shí)間應(yīng)控制為1.5 s，以盡量降低焊點(diǎn)的溫度，從而有效防止因該焊點(diǎn)與下一焊點(diǎn)的溫度場(chǎng)相疊加而使下一焊點(diǎn)的HAZ 發(fā)生顯著的晶粒粗化.熔敷完一焊道后再進(jìn)行熔敷下一焊道，并且將相鄰熔敷焊道的中心間距控制為2 mm.表1為TIG 冷焊所用焊接工藝參數(shù).表1 中前5 層采用φ0.8 mm 的ER347L 焊絲進(jìn)行小電流熔敷，有利于進(jìn)一步防止母材HAZ 晶粒發(fā)生粗化；而其余層采用φ1.6 mm 的ER347L 焊絲以較大電流熔敷，這將更有利于提高熔敷效率.如此經(jīng)多層熔敷后，最終將熔敷層的總厚度控制為7.5 mm.并將帶有熔敷層的工件按圖1 所示進(jìn)行裝夾，I 形坡口寬度為6 mm，采用細(xì)顆粒焊劑約束的UNGW 方法[9]及φ1.6 mm 的ER347L 焊絲以每層單道焊進(jìn)行焊接，每焊一道需清渣一次，直至將整個(gè)I 形坡口填滿，UNGW 參數(shù)如表2 所示.

表1 TIG 冷焊參數(shù)Table 1 Parameters of TIG cold welding

圖1 工件坡口示意圖Fig.1 Diagram of the workpiece groove

表2 UNGW 焊接參數(shù)Table 2 Welding parameters of UNGW

試驗(yàn)所用FSS 為1Cr17 不銹鋼，其尺寸為120 mm × 80 mm × 10 mm；所用ASS 為1Cr18Ni9Ti不銹鋼，其尺寸為120 mm × 80 mm × 16 mm，1Cr17與1Cr18Ni9Ti 的顯微組織如圖2 所示.墊板材質(zhì)為1Cr18Ni9Ti 不銹鋼，其尺寸為260 mm × 30 mm ×4 mm.表3 為1Cr17，1Cr18Ni9Ti 母材及ER347L焊絲的化學(xué)成分.細(xì)顆粒焊劑為SJ601，顆粒度為20～ 30 目.TIG 冷焊采用 WS-250G 型智能精密多功能冷焊機(jī)，UNGW 采用YD-500AG 型脈沖電源.

表3 母材及ER347L 焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 3 Chemical compositions of base metals and ER347L wire

圖2 母材顯微組織Fig.2 Microstructure of base metal.(a) 1Cr17 base metal;(b) 1Cr18Ni9Ti base metal

板式拉伸試樣尺寸如圖3 所示.沖擊試樣V 形缺口分別選擇開在UNGW 焊縫區(qū)中心、1Cr17側(cè)熔敷層中心、1Cr17 母材HAZ 及1Cr18Ni9Ti 和1Cr17 母材上，其余均符合GB/T 2650—2008《焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》.拉伸試驗(yàn)和沖擊試驗(yàn)所用設(shè)備分別為HUT605A 型電液伺服萬能試驗(yàn)機(jī)和ZBC2602N-3 型沖擊試驗(yàn)機(jī)，顯微硬度試驗(yàn)采用FM-700 型顯微硬度計(jì).晶間腐蝕試驗(yàn)設(shè)備選用ICT-4 型晶間腐蝕儀，試驗(yàn)用介質(zhì)為65%的硝酸溶液且進(jìn)行3 個(gè)腐蝕周期，每個(gè)周期48 h，其余均符合GB/T 4334—2008《金屬和合金的腐蝕不銹鋼晶間腐蝕試驗(yàn)方法》 .電化學(xué)測(cè)試采用CHI660D型電化學(xué)分析儀及三電極系統(tǒng)，測(cè)試試樣為工作電極，Pt 片電極為輔助電極，飽和甘汞電極(SCE)為參比電極.試驗(yàn)前采用線切割切取1Cr18Ni9Ti 母材、1Cr17 母材、熔敷層、UNGW 焊縫區(qū)及完整接頭(由兩側(cè)熔敷層、UNGW 焊縫區(qū)及很少量的1Cr18Ni9Ti 和1Cr17 母材組成)作為電化學(xué)測(cè)試試樣，并且該試樣經(jīng)打磨和拋光處理.測(cè)試時(shí)，試樣預(yù)留1 cm2的有效工作面積，其余面均用環(huán)氧樹脂封裝且在測(cè)試試樣背面接有導(dǎo)線，掃描速率為0.001 V/s，電化學(xué)試驗(yàn)選用介質(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的NaCl 溶液,電壓掃描范圍為-0.4～0.1 V.顯微組織選用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的CrO3溶液電解腐蝕，其電解電流及電解時(shí)間分別為4 A 和90 s；采用HAL100 型光學(xué)顯微鏡和GeminiSEM 500 型掃描電鏡進(jìn)行顯微組織、沖擊斷口形貌及晶間腐蝕形貌的觀察與分析.

圖3 板式拉伸試樣示意圖(mm)Fig.3 Diagram of the plate tensile sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 組合焊接頭的橫截面形貌及顯微組織

圖4 為組合焊接頭的橫截面形貌，其中UNGW焊縫由打底焊縫和蓋面焊縫組成，蓋面焊縫區(qū)的柱狀組織及熔敷層的層狀組織清晰可見.因冷焊熔敷時(shí)的熱輸入很低，肉眼不能直接觀察到在母材上形成的HAZ.此外，在熔敷層上的個(gè)別位置處可觀察到有微小氣孔形成，這是由冷焊熔敷時(shí)熔池冷卻速度過快所導(dǎo)致.

圖4 組合焊接頭橫截面形貌Fig.4 Cross section macromorphology of the combined welding joint

圖5 為組合焊接頭蓋面焊不同區(qū)域的顯微組織.從圖5a可以看出，1Cr17 側(cè)母材HAZ 的寬度約為210 μm，晶粒未發(fā)生粗化，其組織主要由鐵素體等軸晶及晶界馬氏體組成，并且在鐵素體等軸晶內(nèi)有少量Cr 的碳、氮化物析出.不均勻混合區(qū)呈典型的柱狀組織，其在熔合線處以F 凝固模式外延生長(zhǎng)，柱狀組織為鐵素體，而鐵素體晶界及晶內(nèi)分布有馬氏體.

圖5 組合焊接頭蓋面焊不同區(qū)域的顯微組織Fig.5 Microstructure of the covering weld of combined welding joint at the different zones.(a) both sides of fusion line of 1Cr17 base metal;(b) cladding layer on the 1Cr17 side;(c) both sides of fusion line of UNGW on the 1Cr17 side;(d) weld center of UNGW;(e) both sides of fusion line of UNGW on the 1Cr18Ni9Ti side;(f) both sides of fusion line of 1Cr18Ni9Ti base metal

如圖5b 所示，在距1Cr17 母材熔合線較遠(yuǎn)的熔敷層處，其組織主要由以A 凝固模式凝固的細(xì)小奧氏體胞狀晶構(gòu)成.導(dǎo)致該區(qū)域以A 凝固模式進(jìn)行凝固的原因在于TIG 冷焊時(shí)熱輸入極低，以致點(diǎn)狀熔池冷卻速度極快，枝晶尖端產(chǎn)生的過冷度使奧氏體作為凝固初始析出相的穩(wěn)定性超過了δ 鐵素體，因而點(diǎn)狀熔池金屬由正常凝固條件下的FA 凝固模式轉(zhuǎn)變?yōu)榭焖倌虠l件下的A 凝固模式[2]；同時(shí)在沿熔敷界面附近區(qū)域存在有少量δ 鐵素體，該δ 鐵素體的形成主要是由于熔敷的ER347L 焊絲的Creq/Nieq比值比1Cr18Ni9Ti 高，并且前一焊點(diǎn)對(duì)后一焊點(diǎn)具有一定的預(yù)熱作用，在受焊接熱循環(huán)作用時(shí)的γ→δ 轉(zhuǎn)變過程中所形成的δ 鐵素體比1Cr18-Ni9Ti 多，在隨后的δ→γ 轉(zhuǎn)變過程中，由于熔敷金屬的冷卻速度很快，僅有很少量的δ 鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，故?dāng)熔敷層金屬冷卻至室溫時(shí)在沿熔敷界面附近區(qū)域殘留有少量δ 鐵素體.

UNGW 蓋面焊縫中心組織如圖5d 所示，其主要由較粗大的奧氏體柱狀晶構(gòu)成，并且奧氏體基體上分布著針狀δ 鐵素體，此為典型的FA 凝固模式組織.UNGW 熔合線兩側(cè)組織分別如圖5c 和圖5e所示，可以看出UNGW 熔合區(qū)附近焊縫組織也呈較粗大的奧氏體柱狀晶，并且其晶內(nèi)分布的δ 鐵素體呈板條狀；UNGW 熔合區(qū)內(nèi)的組織較為雜亂，主要由δ 鐵素體和奧氏體組成，并且鐵素體含量明顯比焊縫其它區(qū)域的高；UNGW 時(shí)在熔敷層上形成的HAZ 的組織與圖5b 所示熔敷層組織并無明顯差別.

1Cr18Ni9Ti 母材熔合線兩側(cè)組織如圖5f 所示，圖5f 中部分熔合區(qū)及其附近HAZ 內(nèi)的δ 鐵素體與圖2b 中的條帶狀δ 鐵素體的形態(tài)及尺寸完全相同，這表明在1Cr18Ni9Ti 母材上采用TIG 冷焊熔敷可有效防止1Cr18Ni9Ti 母材部分熔合區(qū)及其附近HAZ 內(nèi)形成蠕蟲狀δ 鐵素體.這是因?yàn)門IG 冷焊因熱輸入極低而顯著降低了母材部分熔合區(qū)及其附近HAZ 的峰值溫度與高溫停留時(shí)間，在受焊接熱循環(huán)作用時(shí)的γ→δ 轉(zhuǎn)變過程中，母材部分熔合區(qū)及其附近HAZ 內(nèi)的γ/δ 界面處所發(fā)生的γ→δ 的轉(zhuǎn)變受到抑制，加之γ→δ 的轉(zhuǎn)變過程又進(jìn)行得相對(duì)緩慢[2]，因而在γ→δ 的轉(zhuǎn)變過程中γ 的轉(zhuǎn)變量很少；在隨后的δ→γ 轉(zhuǎn)變過程中，由于熔敷金屬的冷卻速度很快，僅有很少量的δ 鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)棣?，總體而言熔敷前后母材部分熔合區(qū)及其附近HAZ 內(nèi)的δ 鐵素體變化量極少，故在該區(qū)域未形成蠕蟲狀δ 鐵素體.

圖6 為組合焊接頭打底焊不同區(qū)域的顯微組織.UNGW 打底焊縫區(qū)組織為奧氏體等軸晶，并且在奧氏體等軸晶內(nèi)分布有較多的板條狀δ 鐵素體，此為典型的FA 凝固模式組織；打底焊其它區(qū)域的組織則與蓋面焊所對(duì)應(yīng)的相應(yīng)區(qū)域的組織基本相同.

圖6 組合焊接頭打底焊不同區(qū)域的顯微組織Fig.6 Microstructure of the backing weld of combined welding joint in the different zones.(a) both sides of fusion line of UNGW on the 1Cr17 side;(b) weld center of UNGW;(c) both sides of fusion line of UNGW on the 1Cr18Ni9Ti side

2.2 組合焊接頭的顯微硬度

圖7 為組合焊接頭的硬度分布，其試驗(yàn)加載力為1.96 N，加載時(shí)間為15 s.從圖7 可以看出，熔敷層的顯微硬度比1Cr18Ni9Ti 母材和UNGW 焊縫區(qū)的顯微硬度都高；UNGW 時(shí)在熔敷層上形成的HAZ 未出現(xiàn)軟化；冷焊熔敷時(shí)在1Cr18Ni9Ti 母材上形成的HAZ 的顯微硬度與1Cr18Ni9Ti 母材相當(dāng)，而在1Cr17 母材上形成的HAZ 的顯微硬度則比1Cr17 母材高；UNGW 打底焊縫區(qū)硬度比蓋面焊縫區(qū)的顯微硬度高.

圖7 組合焊接頭的硬度分布Fig.7 Microhardness distribution of combined welding joint

TIG 冷焊熔敷時(shí)因熱輸入極低而造成液態(tài)金屬冷卻速度極快，一方面形成了細(xì)小的奧氏體胞狀晶而起到了細(xì)晶強(qiáng)化作用；另一方面熔敷層含有的Cr，Mo，Nb 等合金元素來不及向晶界擴(kuò)散而固溶在晶內(nèi)形成飽和固溶體，起到了固溶強(qiáng)化的效果.UNGW 焊縫區(qū)和1Cr18Ni9Ti 母材的組織均比熔敷層組織粗大，是導(dǎo)致兩者的顯微硬度均比熔敷層低的主要原因.熔敷層為奧氏體不銹鋼，在焊接熱輸入較低時(shí)的熱循環(huán)作用下，其HAZ 晶粒本就不易發(fā)生粗化[2]，由于UNGW 時(shí)熱輸入較低，僅約為1.2 kJ/mm，所以UNGW 時(shí)焊接熱循環(huán)未對(duì)其HAZ 內(nèi)的組織產(chǎn)生明顯影響，因而UNGW 時(shí)在熔敷層上形成的HAZ 未出現(xiàn)軟化；同理，TIG 冷焊時(shí)在1Cr18Ni9Ti 母材上形成的HAZ 顯微硬度與1Cr18Ni9Ti 母材相當(dāng)，也未出現(xiàn)軟化.在1Cr17 母材上進(jìn)行TIG 冷焊時(shí)，一方面因熱輸入很低，在母材上所形成的HAZ 內(nèi)的晶粒尺寸與母材相當(dāng)；另一方面在HAZ 內(nèi)的晶界處不僅有馬氏體形成，而且晶粒內(nèi)部還有Cr 的碳、氮化物析出，導(dǎo)致1Cr17母材上形成的HAZ 顯微硬度比1Cr17 母材的高.如圖5d 和圖6b 所示，UNGW 打底焊縫區(qū)的組織為較細(xì)小的等軸晶，而蓋面焊縫區(qū)的組織則為較粗大的柱狀晶，由于細(xì)晶強(qiáng)化的作用，使得UNGW打底焊縫區(qū)的顯微硬度比蓋面焊縫區(qū)的高.

2.3 組合焊接頭的拉伸性能

圖8 為組合焊接頭的拉伸試樣宏觀形貌.3 個(gè)拉伸試樣經(jīng)拉伸后均斷裂于1Cr17 母材，其中1 號(hào)和2 號(hào)試樣的熔敷層及UNGW 焊縫表面未觀察到微裂紋.然而，在3 號(hào)試樣正面的UNGW 焊縫中心區(qū)及試樣背面的熔敷層表面出現(xiàn)了肉眼可觀察到的微裂紋(圖8b 和圖8c).試樣背面的熔敷層表面所形成的微裂紋主要是由熔敷層內(nèi)存在的微小氣孔所導(dǎo)致的，而UNGW 焊縫中心區(qū)形成的微裂紋主要與UNGW 焊接時(shí)熔池兩側(cè)粗大的柱狀晶向焊縫中心生長(zhǎng)所導(dǎo)致的雜質(zhì)和元素的偏析有關(guān).總體而言，組合焊接頭的抗拉強(qiáng)度優(yōu)于1Cr17 母材.

圖8 組合焊接頭的拉伸試樣Fig.8 Tensile samples of the combined welding joint.(a) plate tensile sample;(b) front crack of A zone;(c) backface crack of A zone

2.4 室溫下組合焊接頭的沖擊性能

考慮到1Cr17 母材HAZ 的寬度約為210 μm，所以試驗(yàn)中為了盡量使V 形缺口位于HAZ 過熱區(qū)，故將V 形缺口開在1Cr17 母材熔合線處；同時(shí)考慮到組合焊接頭兩側(cè)的熔敷層的成分和組織均相同，故V 形缺口選擇開在1Cr17 側(cè)的熔敷層中心.表4 為室溫下母材和組合焊接頭不同區(qū)域的沖擊吸收能量.從表4 可以看出，熔敷層和UNGW 焊縫中心的沖擊吸收能量明顯低于1Cr18Ni9Ti 母材，而1Cr17 母材HAZ 的沖擊吸收能量與1Cr17 母材相當(dāng).組合焊接頭不同區(qū)域的沖擊斷口形貌如圖9所示，其中圖9a 所示1Cr17 母材HAZ 的斷口上形成了解理臺(tái)階，此為典型的脆性斷口形貌；圖9b 和圖9c 所示的斷口形貌上形成數(shù)量較多的韌窩，此為典型的韌性斷口形貌.熔敷層的沖擊吸收能量明顯低于1Cr18Ni9Ti 母材，這主要是由熔敷層內(nèi)的微小氣孔所導(dǎo)致；而UNGW 時(shí)熔池兩側(cè)粗大的柱狀晶向焊縫中心生長(zhǎng)所導(dǎo)致的雜質(zhì)和元素的偏析，以及蓋面焊縫中心區(qū)域較粗大的奧氏體柱狀晶及其內(nèi)部數(shù)量較多的針狀δ 鐵素體，導(dǎo)致UNGW 焊縫中心沖擊吸收能量明顯低于1Cr18Ni9Ti 母材.1Cr17 母材熔合線附近HAZ 的晶粒未出現(xiàn)明顯粗化，導(dǎo)致1Cr17 母材HAZ 的沖擊吸收能量與1Cr17母材相當(dāng).

圖9 組合焊接頭不同區(qū)域的沖擊斷口形貌(SEM)Fig.9 Impact fracture morphology of the different zones of the combined welding joint(SEM).(a) HAZ of 1Cr17 base metal;(b) center of cladding layer;(c) center of UNGW weld

2.5 組合焊接頭的耐腐蝕性分析

圖10 為在3.5% NaCl 溶液中組合焊接頭不同區(qū)域的極化曲線，其自腐蝕電位和對(duì)應(yīng)的自腐蝕電流密度如表5 所示.由自腐蝕電位的大小可知，1Cr17 母材、UNGW 焊縫區(qū)、完整接頭、1Cr18Ni9Ti母材和熔敷層發(fā)生腐蝕的傾向依次減??；而由自腐蝕電流密度的大小可知，熔敷層、1Cr18Ni9Ti母材、1Cr17 母材、UNGW 焊縫區(qū)及完整接頭的腐蝕速率則依次增大.顯然，熔敷層、1Cr18Ni9Ti 母材、1Cr17 母材、UNGW 焊縫區(qū)及完整接頭的耐腐蝕性呈依次下降的趨勢(shì).

圖10 3.5% NaCl 溶液中組合焊接頭的極化曲線Fig.10 Polarization cueves of the combined welding joint in 3.5% NaCl solution

表5 電化學(xué)測(cè)試結(jié)果Table 5 Results of electrochemical test

導(dǎo)致熔敷層耐腐蝕性較好的主要原因是，一方面熔敷層是由熔化的ER347L 焊絲所形成，因而熔敷層的C 含量很低且含有穩(wěn)定化元素Nb，這將大大減小熔敷層晶界處Cr23C6的析出量；另一方面冷焊熔敷時(shí)熔池的冷卻速度極快，不僅使熔敷層組織呈非常細(xì)小的奧氏體胞狀晶，加大了鈍化膜的形成機(jī)率[10]，而且還將顯著減小熔池凝固后的高溫停留時(shí)間，這將能進(jìn)一步抑制晶界處Cr23C6的析出量.UNGW 焊縫區(qū)也是由熔化的ER347L 焊絲所形成，但由于UNGW 焊接熱輸入較低，約為1.2 kJ/mm，這使得UNGW 焊縫區(qū)的冷卻速度較快，抑制了作為先析出相的δ 鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變，以致室溫下的UNGW 焊縫區(qū)內(nèi)殘留有較多的δ 鐵素體，加之蓋面焊縫區(qū)的組織呈粗大的奧氏體柱狀晶，所以其耐腐蝕性較熔敷層差.

導(dǎo)致完整接頭耐腐蝕性最差的原因主要與接頭內(nèi)發(fā)生的選擇性腐蝕有關(guān).如圖11 所示，為進(jìn)行完晶間腐蝕試驗(yàn)后組合焊接頭不同區(qū)域的SEM 形貌，其中1Cr17 母材熔合線附近區(qū)域是組合焊接頭腐蝕最為嚴(yán)重的部位，該處有馬氏體的區(qū)域被選擇性腐蝕后形成了明顯的馬氏體腐蝕溝(圖11a)；1Cr18Ni9Ti 母材HAZ 區(qū)域內(nèi)的腐蝕溝和腐蝕孔的數(shù)量明顯比熔敷層多，這表明熔敷層的耐腐蝕性要優(yōu)于1Cr18Ni9Ti 母材HAZ (圖11b)；UNGW 焊縫區(qū)內(nèi)的δ 鐵素體被選擇性腐蝕后所形成的腐蝕溝數(shù)量明顯多于熔敷層，這表明熔敷層的耐腐蝕性也優(yōu)于UNGW 焊縫區(qū)(圖11c).

圖11 組合焊接頭不同區(qū)域的晶間腐蝕形貌(SEM)Fig.11 Intergranular corrosion morphology of the combined welding joint in the different zones (SEM).(a) both sides of fusion line of 1Cr17 base metal;(b) both sides of fusion line of 1Cr18Ni9Ti base metal;(c) both sides of fusion line of UNGW

3 結(jié)論

(1) “TIG 冷焊+UNGW”組合焊接頭的1Cr17母材HAZ 晶粒未發(fā)生粗化，并且1Cr18Ni9Ti 母材部分熔合區(qū)及其附近HAZ 內(nèi)未形成蠕蟲狀δ 鐵素體.

(2) “TIG 冷焊+UNGW”組合焊接頭的母材HAZ 及UNGW 時(shí)在熔敷層上形成的HAZ 均未發(fā)生軟化，抗拉強(qiáng)度優(yōu)于1Cr17 母材，1Cr17 母材HAZ的沖擊吸收能量與1Cr17 母材相當(dāng).

(3) “TIG 冷焊+UNGW”組合焊接頭的熔敷層、1Cr18Ni9Ti 母材、1Cr17 母材、UNGW 焊縫區(qū)及完整接頭的耐腐蝕性呈依次下降的趨勢(shì).