固溶处理对S32750双相不锈钢焊缝组织和性能的影响武进Word文件下载.docx
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本文研究和评估固溶处理对S32750双相不锈钢焊接钢管焊缝组织和性能的影响规律,期望能为相关设计、生产提供参考。
1.试验材料与方法
2.
1.1试验材料的成分和性能
试验材料采用进口的经过固溶处理的S32750钢板,其耐点蚀当量(PREN)为41.3,厚度12mm,化学成分及常规性能见表1和表2。
表1S32750钢板的化学成分(质量分数,%)
Table1ChemicalcompositionofS32750(massfraction,%)
C
Mn
P
S
Si
Ni
Cr
Mo
N
Cu
0.011
0.813
0.027
0.001
0.475
6.51
25.06
3.672
0.26
0.162
表2S32750钢板的常规性能
Table2PropertiesofS32750
抗拉强度
Rm
MPa
屈服强度
Rp0.2
延伸率
A
%
腐蚀失重1)mdd
低温冲击韧性
Akv(-46℃)
J
832
655
41
1.043
>290
1)按照按照ASTMA923的C法,试验温度为40℃±
1℃。
1.2焊接工艺
S32750钢板焊缝制备工艺:
以等离子焊打底焊接,再采用Φ2.4mm的ER2594焊丝以氩弧焊的方法焊接2道,焊丝成分见表3,焊接示意图见图1。
图1焊接示意图
表3ER2594焊丝的化学成分(质量分数,%)
Table3ChemicalcompositionofER2594(massfraction,%)
Nb+Ta
W
0.88
0.023
0.32
9.77
25.46
0.236
0.61
0.01
0.49
1.3试验方法
焊接后的试板分为两组,一组直接进入后续试验,另一组进行固溶+水冷处理,固溶温度为1080℃。
采用CHT4万能试验机进行室温拉伸试验;
在JB-300B型冲击试验机上进行-46℃低温冲击试验,试验按照ASTMA370标准执行,试验尺寸为10×
10×
55mm,V型缺口。
采用金相显微镜观察焊缝热处理前后的组织,以X射线衍射仪分析焊缝三个区域的相结构特性(Cu靶,K,100mA靶电流)。
按ASTMA923的C法的化学浸泡法和电化学方法测定焊缝试板(含焊缝及部分基体)固溶前后的耐孔蚀性能;
测试焊缝不同部位(图2中1、2、3位置)分别在2种腐蚀溶液(1.0mol/L的NaCl、0.2mol/L的H2SO4)中的极化曲线,扫描速率:
1mV/s。
图2焊缝取样的三个部位
2试验结果及分析
2.1组织
图3给出了焊缝不同区域固溶处理前后的显微组织。
固溶处理前,焊缝不同区域奥氏体相对量较低,也较细小,在有的区域甚至以非常细小的颗粒状存在。
这主要是因为焊缝凝固后由高温快速冷却,使得高温铁素体难以向奥氏体转变。
因为奥氏体向铁素体相的转变属于扩散控制的转变过程,焊接后的快速冷却无法使相变达到平衡状态。
【1】固溶处理后奥氏体相对量显著增加,但在形态、大小及分布上与母材的存在较大差异,有的为针状或羽毛状(见图3b、3d、3f、3h)。
较之母材(见图4a和4b),焊缝组织整体较粗大。
图3c氩弧焊和图3g等离子两种焊接工艺未固溶处理的焊接热影响区(HAZ)大小有显著的区别。
氩弧焊相对于等离子焊接工艺有相对较小的热输入,因此氩弧焊的热影响区比等离子焊的小。
此外,HAZ的相比例与焊接热输入有密切关系,采用高热输入焊接时,HAZ在高温停留的时间较长,有利于F→A转变。
【2】同样,图3a氩弧焊和图3e等离子焊接工艺未固溶处理的焊缝,由于热输入的不同,其A含量显著不同,而在固溶处理后这种差别变小,见图3b和图3f,但是奥氏体相尺寸有所不同。
双相不锈钢的焊接主要是控制焊后热影响区具有合适的相比例,防止融合线和热影响区出现单相铁素体组织或出现有害相析出而导致双相不锈钢性能的下降和优良性能的丧失。
[3]焊后固溶处理可以有效地调整焊缝和HAZ的相比例及相组成。
图3与母材固溶处理前后的显微组织(见图4)存在很大差异。
母材固溶处理前后组织基本无区别(见图4),是由于焊接板材焊接前经过固溶处理。
(3a)氩弧焊焊缝固溶前(3b)氩弧焊焊缝固溶后
(3c)氩弧焊热影响区固溶前(3d)氩弧焊热影响区固溶后
(3e)等离子焊焊缝固溶前(3f)等离子焊焊缝固溶后
(3g)等离子焊焊缝热影响区固溶前(3h)等离子焊焊缝热影响区固溶后
图3焊缝不同区域固溶处理前后的显微组织
(4a)母材固溶前显微组织(4b)母材固溶后显微组织
2.2相结构
图5给出了焊缝不同位置固溶处理前后的X射线衍射结果。
由图可见,虽然焊缝三区域固溶前的相结构类型与固溶后的一样,均为铁素体+奥氏体,没有发现相,但由衍射峰相对强度可知,固溶前后两相的相对含量不同,固溶处理后,焊缝三区域铁素体含量降低。
在焊缝1区表现尤为突出(图5a),这是由于焊缝2区和3区的组织都接受了二次循环加热,促使奥氏体相的进一步形成,而焊缝1区没有经过二次热循环加热,在焊后冷却过程中奥氏体相未能充分析出长大。
固溶处理之后,三个区域的铁素体、奥氏体相对含量差异大大减小,与基体(参见图6)的铁素体、奥氏体相对含量差异同样降低。
衍射结果与金相观察结果一致。
(5a)焊缝1区固溶前(5b)焊缝1区固溶后
(5c)焊缝2区固溶前(5d)焊缝2区固溶后
(5e)焊缝3区固溶前(5f)焊缝3区固溶后
图5焊缝三区域固溶前后的XRD结果
图6基体的XRD结果
2.3力学性能
表4固溶前后的力学性能
状态
屈服强度Rp0.2
低温冲击
母材
焊缝
HAZ
未固溶
885
725
705
30
180
200
100
86
92
160
120
140
固溶
875
870
685
670
34
35
170
234
142
134
146
143
S32750焊接常温试样拉伸试验及低温冲击试验结果如表4所示。
固溶前试样的屈服强度、抗拉强度略高于固溶后的数值,延伸率则略低于固溶后的数值。
固溶处理较提高焊缝的低温冲击韧性,但对母材和焊缝热影响区低温冲击功影响不大。
2.4耐蚀性
图7、8分别给出了焊缝的1、2、3三个区域固溶前后在1.0mol/LNaCl溶液和0.2mol/LH2SO4溶液两种腐蚀介质中的极化曲线。
由图可见在同样腐蚀液中,固溶前后焊缝三区域本身的极化曲线差别甚微,这表明当焊接工艺控制得当,焊缝中无相析出时,固溶对焊缝本身的耐蚀性影响较小。
按照按照ASTMA923的C法,试验温度为40℃±
1℃,对包含母材、热影响区(HAZ)和焊缝的焊接试样,未固溶处理时在FeCl3溶液中的腐蚀失重为20.20mdd,经过固溶处理后,其腐蚀失重为0.344mdd,未固溶的焊缝试样的腐蚀量约是固溶后60倍。
(一)、1.0mol/LNaCl溶液
图7NaCl溶液焊缝1、2、3区
(二)0.2mol/LH2SO4溶液
图8H2SO4溶液焊缝1、2、3区
3结论
1)采用本文焊接工艺制备的焊缝,其各区域固溶前后的相结构类型相同,其相含量存在差异,未发现σ相析出;
固溶处理可使铁素体与奥氏体含量趋于平衡态,并改善各相形态与分布。
2)固溶处理可以较大程度提高焊缝的低温冲击韧性。
3)在1.0mol/LNaCl溶液和0.2mol/LH2SO4溶液测试焊缝的极化曲线,通过采用电化学方法考察其耐腐蚀性能,结果表明,固溶处理对焊缝各区域的耐蚀性影响不大,但可以显著提高包含母材、热影响区(HAZ)和焊缝的焊接试样的耐蚀性。
参考文献
【1】吴玖等著.双相不锈钢[M].第2版.北京:
冶金工业出版社,2000P256
【2】韩怀月.双相不锈钢和超级双相不锈钢的焊接(不锈钢培训教材之二).中国特钢协会不锈钢分会专家委员会中国石油化工集团公司工程建设管理部2002年9月P11
【3】陆世英著.不锈钢概论[M].第1版.北京:
中国科学技术出版社,2007P190
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