短時(shí)間焊后熱處理對(duì)S32101雙相不銹鋼板激光焊焊縫組織和性能的影響

王保軍,白 露,陳 龍,2,沈鑫珺

(1.蘇州大學(xué)沙鋼鋼鐵學(xué)院,蘇州 215131;2.西南林業(yè)大學(xué)機(jī)械與交通學(xué)院,昆明 650000)

0 引 言

為實(shí)現(xiàn)“碳達(dá)峰”和“碳中和”,同時(shí)滿足生產(chǎn)和生活對(duì)能源的需求,核能作為一種高效率的清潔能源逐漸受到重視。鑒于核能可能出現(xiàn)的高危險(xiǎn)性,核電設(shè)備所用材料的性能要求極高。節(jié)鎳型S32101雙相不銹鋼具有良好的力學(xué)性能和耐腐蝕性能,相較于傳統(tǒng)的316L、2205等不銹鋼,其鎳元素含量少,生產(chǎn)成本低[1-2],在第三代核電站的建設(shè)中得到廣泛應(yīng)用。

焊接是材料在各種工程應(yīng)用中不可或缺的加工工藝,其中激光焊具有自動(dòng)化程度高和效率高等優(yōu)點(diǎn),在工程制造領(lǐng)域中應(yīng)用廣泛。但激光焊的能量輸入低、冷卻速率快,鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變不充分,導(dǎo)致焊縫中奧氏體含量偏低[3-4],鐵素體與奧氏體相比例失衡,且會(huì)析出Cr2N 有害相,嚴(yán)重影響焊接接頭的耐腐蝕性能[5]。

焊后熱處理是提高雙相不銹鋼焊縫中奧氏體含量并消除有害析出相的有效方法[6-7]。YANG 等[8]研究發(fā)現(xiàn),厚度為1.5 mm 的UNS S31803雙相不銹鋼板激光焊焊縫經(jīng)1 080℃熱處理3 min后,耐點(diǎn)蝕性能得到改善。王維東等[9]研究發(fā)現(xiàn),厚度為3 mm 的2205雙相不銹鋼板激光焊焊縫經(jīng)1 050℃熱處理5 min后,可獲得合適的鐵素體與奧氏體相比例。但已有研究中焊后熱處理時(shí)間過(guò)長(zhǎng),通常大于10 min,甚至達(dá)到2 h,不利于生產(chǎn)效率的提高和成本的降低。張志強(qiáng)等[10]研究認(rèn)為,雙相不銹鋼焊縫經(jīng)短時(shí)間熱處理后可以滿足奧氏體體積分?jǐn)?shù)大于30%的使用要求。但目前有關(guān)中厚雙相不銹鋼板激光焊接頭的短時(shí)間焊后熱處理的研究還較少。因此,作者以厚度為6.5 mm 的S32101雙相不銹鋼板為研究對(duì)象,對(duì)其進(jìn)行激光對(duì)接焊,并對(duì)焊接接頭進(jìn)行不同溫度和保溫時(shí)間下的短時(shí)間熱處理,研究了焊后熱處理溫度和保溫時(shí)間對(duì)焊縫顯微組織和性能的影響,擬為短時(shí)間焊后熱處理的工程應(yīng)用提供數(shù)據(jù)支撐。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)材料為固溶態(tài)S32101雙相不銹鋼板,厚度為6.5 mm,由太原鋼鐵集團(tuán)提供,其化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)為0.02C,21.64Cr,1.42Ni,0.19N,0.52Si,5.21Mn,0.13Cu,0.16Mo,余Fe。在不銹鋼板上取尺寸為160 mm×75 mm×6.5 mm 的待焊試樣,長(zhǎng)邊方向平行于軋件的橫向(TD),短邊方向平行于軋制方向(RD),對(duì)其待焊面進(jìn)行打磨和清洗。使用如圖1(圖中ND為軋制面法向)所示的激光焊接平臺(tái)進(jìn)行激光對(duì)接焊,不開坡口,焊接功率為3 kW,焊接速度為50 cm·min-1,離焦量為-2 mm,純氬氣保護(hù),焊接方向沿待焊試樣長(zhǎng)邊方向(平行于TD)。焊接完成后,以焊縫為中心垂直焊接方向取尺寸為10 mm×8 mm×6.5 mm的待熱處理試樣。

圖1 激光焊接平臺(tái)示意Fig.1 Schematic of laser welding platform

使用JMatPro軟件計(jì)算S32101雙相不銹鋼相圖,可知當(dāng)溫度為800～1 100℃時(shí),不銹鋼中奧氏體體積分?jǐn)?shù)較高。使用COMSOL有限元分析軟件計(jì)算升溫時(shí)間,材料相關(guān)參數(shù)由文獻(xiàn)[11-12]得到。根據(jù)相圖和計(jì)算結(jié)果制定焊后熱處理工藝如下:使用KSL-1200型馬弗爐將待熱處理試樣分別加熱至800,900,950,1 000,1 025,1 050,1 075,1 100℃,升至對(duì)應(yīng)溫度的時(shí)間分別為167,141,129,127,122,129,114,108 s,保溫時(shí)間分別為0,30,60,180 s,水淬至室溫。

1.2 試驗(yàn)方法

熱處理前后的接頭試樣經(jīng)研磨、拋光,用BeharaⅡ腐蝕液(100 mL H2O+20 mL HCl+1 g K2S2O5)腐蝕約25 s后,使用MR3000型光學(xué)顯微鏡觀察焊縫區(qū)顯微組織,使用Image-Pro Plus軟件統(tǒng)計(jì)焊縫中各相含量。使用MH-500型維氏硬度計(jì)對(duì)焊縫和母材進(jìn)行硬度測(cè)試,載荷為4.9 N,保載時(shí)間為10 s,每隔100μm 測(cè)1個(gè)點(diǎn),分別測(cè)18,17個(gè)點(diǎn)取平均值。由于激光焊熱影響區(qū)極小,因此未對(duì)熱影響區(qū)進(jìn)行硬度測(cè)試。使用VersaSTAT 3F型電化學(xué)系統(tǒng)進(jìn)行電化學(xué)試驗(yàn),采用三電極體系,參比電極為甘汞電極,輔助電極為鉑電極,工作電極為接頭試樣,試驗(yàn)介質(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的NaCl溶液,電壓在-1.5～1.5 V,掃描速率為1 m V·s-1。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)顯微組織的影響

由圖2可見,焊態(tài)焊縫的顯微組織以鐵素體為主,奧氏體體積分?jǐn)?shù)約為16.32%。這是因?yàn)榧す夂改芰枯斎胼^低且冷卻速率較快,鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變不充分。焊縫中少量的奧氏體主要以晶界奧氏體(GBA)的形式存在,這是因?yàn)榫Ы缣幘哂懈叩淖杂赡?有利于奧氏體的優(yōu)先形核[13]。

圖2 焊態(tài)焊縫的顯微組織Fig.2 Microstructure of as-welded weld

圖3中亮白色相為奧氏體相,暗灰色相為鐵素體相。由圖3可見,與焊態(tài)焊縫相比,不同條件熱處理后的焊縫中均形成了魏氏奧氏體(MA)。當(dāng)熱處理溫度升高到1 000℃及以上時(shí),焊縫中除了存在晶界奧氏體外,還出現(xiàn)了晶內(nèi)奧氏體(IGA)。當(dāng)溫度由950℃升高至1 050℃時(shí),魏氏奧氏體長(zhǎng)大粗化,同時(shí)晶內(nèi)奧氏體持續(xù)析出[14],奧氏體數(shù)量增多;當(dāng)溫度繼續(xù)升高至1 100℃時(shí),部分魏氏奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體。在同一熱處理溫度下,隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng),焊縫中的晶界奧氏體、晶內(nèi)奧氏體和魏氏奧氏體均發(fā)生長(zhǎng)大。

圖3 不同焊后熱處理工藝下焊縫的顯微組織Fig.3 Microstructure of weld under different post-weld heat treatment processes

由圖4可見,不同條件熱處理后焊縫中的奧氏體含量均高于焊態(tài)焊縫。這是因?yàn)楹笐B(tài)焊縫中奧氏體體積分?jǐn)?shù)遠(yuǎn)低于平衡態(tài),熱處理會(huì)促進(jìn)鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變;此外,當(dāng)熱處理溫度超過(guò)903℃時(shí),焊縫中的Cr2N 相會(huì)快速重溶,促進(jìn)奧氏體的形成[15]。隨熱處理溫度升高,焊縫中奧氏體體積分?jǐn)?shù)整體上呈現(xiàn)增大后減小的變化趨勢(shì),當(dāng)熱處理溫度在1 075℃時(shí)達(dá)到最大。隨著溫度的升高,奧氏體長(zhǎng)大并且形成新生奧氏體,奧氏體體積分?jǐn)?shù)增加,而當(dāng)溫度過(guò)高時(shí),部分魏氏奧氏體發(fā)生分解,導(dǎo)致奧氏體體積分?jǐn)?shù)減小。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng),焊縫中奧氏體體積分?jǐn)?shù)整體呈增大的變化趨勢(shì),當(dāng)熱處理溫度為950℃時(shí),保溫時(shí)間對(duì)焊縫中奧氏體體積分?jǐn)?shù)影響最為顯著。這是因?yàn)樵诖藴囟认卵娱L(zhǎng)保溫時(shí)間后,魏氏奧氏體發(fā)生明顯生長(zhǎng)。焊縫在1 000～1 100℃下保溫0～180 s后,均可獲得超過(guò)30%的奧氏體組織,滿足雙相不銹鋼對(duì)相比例的要求[10]。

圖4 不同焊后熱處理工藝下焊縫中奧氏體體積分?jǐn)?shù)Fig.4 Austenite volume fraction of weld under different post-weld heat treatment processes

2.2 對(duì)顯微硬度的影響

未焊后熱處理時(shí),焊縫和母材的平均顯微硬度分別為253.4,243.4 HV,焊縫的平均顯微硬度高于母材。這是因?yàn)橐环矫婧笐B(tài)焊縫的顯微組織以鐵素體為主,且鐵素體的硬度高于奧氏體[16];另一方面焊接過(guò)程中雜質(zhì)的摻入也會(huì)導(dǎo)致焊態(tài)焊縫硬度增加[8]。由表1可見,不同焊后熱處理工藝下焊縫的顯微硬度均低于焊態(tài)焊縫,且與母材相近。這是因?yàn)闊崽幚砗蠛缚p中形成了更多的奧氏體,導(dǎo)致了硬度下降。

表1 不同焊后熱處理工藝下焊縫和母材的平均顯微硬度Table 1 Average microhardness of weld and base metal under different post-weld heat treatment processes

2.3 對(duì)耐腐蝕性能的影響

由前文可知,當(dāng)熱處理溫度為1 075℃時(shí),焊縫中奧氏體體積分?jǐn)?shù)最高,有望獲得最為優(yōu)異的耐腐蝕性能,因此取1 075℃下焊縫的極化曲線進(jìn)行分析。由圖5可見:在1 075℃以及保溫時(shí)間為0條件下,焊縫的自腐蝕電位為-498 m V,與焊態(tài)焊縫的-494 m V 相近,說(shuō)明二者的腐蝕傾向相近;延長(zhǎng)保溫時(shí)間至180 s時(shí),焊縫的自腐蝕電位提高至-203 m V,腐蝕傾向降低。這可能是因?yàn)橛蔁崽幚懋a(chǎn)生的二次奧氏體(γ2)是通過(guò)不穩(wěn)定的鐵素體轉(zhuǎn)變而來(lái),相較于焊接過(guò)程中形成的一次奧氏體,二次奧氏體中鉻、鉬、氮等元素含量較低,因此容易發(fā)生腐蝕;隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng),鉻、鉬、氮元素充分?jǐn)U散至二次奧氏體中,因此耐腐蝕性能提高[17-18]。

圖5 焊態(tài)和1 075℃保溫不同時(shí)間下焊縫的極化曲線Fig.5 Polarization curves of weld at as-welded condition and treated at 1 075℃for different time

3 結(jié) 論

(1)S32101雙相不銹鋼激光焊焊縫中奧氏體體積分?jǐn)?shù)隨熱處理溫度的升高整體上呈先增大后減小的趨勢(shì),隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)整體上呈增大的趨勢(shì);在1 000～1 100℃下保溫0～180 s后焊縫中的奧氏體體積分?jǐn)?shù)均超過(guò)30%,當(dāng)熱處理溫度為1 075℃時(shí)焊縫中奧氏體體積分?jǐn)?shù)最高。

(2) 不同條件熱處理后焊縫的平均顯微硬度低于焊態(tài)焊縫,且與母材相近。

(3) 在熱處理溫度為1 075℃下,當(dāng)保溫時(shí)間為0時(shí),焊縫的自腐蝕電位與焊態(tài)焊縫相近;當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至180 s時(shí),自腐蝕電位提高,腐蝕傾向降低。