王建碩，張智,2，韋晨，黨麗華，馬青軍

（1.天津大學，天津 300350；2.天津市現(xiàn)代連接技術重點實驗室，天津 300350；3.天津市特種設備監(jiān)督檢測技術研究院，天津 300350；4.國家特種設備焊接材料產(chǎn)品質量檢驗檢測中心，天津 300350）

0 前言

不銹鋼堆焊作為焊接制造的關鍵技術廣泛應用于石化、核電管道和海洋工程等重要的工業(yè)領域[1]。在這些行業(yè)有大量的壓力容器和管道需要工作在高溫、高壓、耐蝕、抗氧化和臨氫的環(huán)境中，釆用低合金鋼表面堆焊不銹鋼的復合材料制造容器，可以克服不銹鋼容器強度不足、成本高的缺點[2]。在不銹鋼堆焊過程中，由于低合金鋼基材與不銹鋼堆焊層之間存在物理化學性質差異，堆焊構件設備完成后，需要對整體構件進行消應力處理來降低構件上殘余應力。而通常大多數(shù)不銹鋼焊后熱處理溫度通常在600～700 ℃之間，恰好處于不銹鋼敏化溫度區(qū)間范圍（450～850 ℃）和σ 相析出溫度區(qū)間（600～900 ℃）。前者會導致構件發(fā)生敏化，造成晶間腐蝕性能下降，后者則會引發(fā)構件脆化和降低韌度的不良影響。鐵素體會發(fā)生嚴重的σ 相轉變，嚴重降低不銹鋼堆焊層耐腐蝕性能[3]，進而導致堆焊設備提前失效的發(fā)生。鄒德寧等人[4]研究了不同保溫時間對2205 不銹鋼焊接接頭組織變化的影響，表明焊接接頭在時效處理后析出σ 相，且隨著時效時間的延長，接頭內鐵素體含量下降，σ 相含量升高，并逐漸從點狀相向片狀分布轉變。邸新杰等人[5]研究了316L 不銹鋼長期服役下HAZ 組織及性能變化，發(fā)現(xiàn)長期服役下的316L 不銹鋼內析出富Cr 碳化物和σ 相，會顯著增加焊接接頭應力腐蝕敏感性。

目前，堆焊焊后熱處理過程中σ 相析出一直是不銹鋼堆焊的研究熱點問題，但大多數(shù)學者[6-7]都僅研究熱處理工藝參數(shù)對σ 相轉變的影響規(guī)律，很少有從成分設計出發(fā)開展研究工作。因此，該論文設計了不同Cr 含量的316L 不銹鋼藥芯焊絲堆焊，分析焊后熱處理過程中堆焊層中組織轉變機理，探究了焊態(tài)鐵素體含量對σ 相轉變的影響規(guī)律，為不銹鋼堆焊選材提供一定理論和技術支撐。

1 試驗材料及方法

研究采用壓力容器用鋼15CrMoR 材料作為堆焊基材，309LMo 不銹鋼藥芯焊絲作為堆焊過渡層基礎上開展研究，基材尺寸為300 mm×200 mm×40 mm。試驗設計了3 款不同Cr 含量的316L 不銹鋼藥芯焊絲，在15CrMoR+309LMo 上進行316L 耐蝕層堆焊的研究工作，堆焊示意圖如圖1 所示。基體材料和316L 不銹鋼藥芯焊絲熔覆金屬成分見表1，堆焊工藝參數(shù)見表2。堆焊后對堆焊構件進行620 ℃和690 ℃熱處理，來降低堆焊過程中產(chǎn)生的殘余應力。

表1 基體材料及316L 焊絲堆焊熔敷金屬化學成分

表2 堆焊工藝參數(shù)

圖1 堆焊示意圖

采用回火參數(shù) [P] 代表回火的規(guī)范，[P]值即Larson-Miller 參數(shù)[8]?；鼗饏?shù) [P]為

式中：T為熱處理加熱溫度（K）；t為熱處理保溫時間（h）。

不同熱處理工藝參數(shù)轉換成回火參數(shù)P值，未經(jīng)熱處理P值設定為0，具體回火參數(shù)P值見表3。

表3 不同熱處理工藝下的回火參數(shù)P 值

為測量熱處理后堆焊層鐵素體數(shù)（FN），采用FISCHER FMP30 鐵素體檢測儀對堆焊層鐵素體數(shù)進行測量。針對316L 堆焊層微觀組織分析，采用偏重亞硫酸鉀溶液（30 mL HCl+60 mL H2O+1 g K2S2O5）對不同熱處理態(tài)試樣進行腐蝕。隨后采用光學金相顯微鏡（Axio Vert.A1）和掃描電鏡（JSM-7800F）對其微觀組織形貌進行觀察。采用HVA-10A 型維氏顯微硬度儀對不同條件下316L 焊絲堆焊層進行硬度測試。并對熱處理后試樣進行微小力學拉伸試驗，拉伸試樣尺寸如圖2 所示。為了保證測試結果的準確性，所有拉伸件均經(jīng)過800 號、1 000 號、1 500 號和2 000號砂紙逐級打磨，并保證最后一次打磨方向平行于拉伸方向。采用INSTRON 5848 型微小力學電子萬能試驗機對拉伸試樣進行拉伸性能測試，拉伸速率為0.5 mm/min。

圖2 拉伸件尺寸

根據(jù)國家標準GB/T 4334—2020《金屬和合金的腐蝕 奧氏體及鐵素體-奧氏體（雙相）不銹鋼晶間腐蝕試驗方法》中E 法規(guī)定，對熱處理后的不同Cr 含量316L 焊絲堆焊層進行腐蝕試驗，堆焊晶間腐蝕試樣尺寸為80 mm×20 mm×3 mm，取樣位置位于堆焊耐蝕層位置，并與堆焊方向保持平行。電化學腐蝕試驗參考BS ISO 15158∶2014《Corrosion of metals and alloys—Method of measuring the pitting potential for stainless steels by potentiodynamic control in sodium chloride solution》標準執(zhí)行，電化學腐蝕試樣取樣位置位于堆焊耐蝕層，試樣尺寸為10 mm×10 mm×10 mm，被測試面為靠近堆焊層上表面一側。

2 試驗結果

2.1 熱處理后316L 堆焊層鐵素體數(shù)變化

為考察熱處理工藝參數(shù)對堆焊耐蝕層鐵素體數(shù)量的影響，分別對不同Cr 含量的316L 焊絲堆焊層熱處理后鐵素體數(shù)進行了測定，結果如圖3、圖4 所示。

圖3 620 ℃回火參數(shù)下耐蝕層鐵素體數(shù)

圖4 690 ℃回火參數(shù)下耐蝕層鐵素體數(shù)

觀察圖3 和圖4 可以發(fā)現(xiàn)，在620 ℃和690 ℃ 2種溫度的焊后熱處理過程中，3 種316L 焊絲耐蝕層中鐵素體數(shù)都隨著保溫時間的延長而降低。但對于不同熱處理溫度下保溫鐵素體數(shù)存在明顯差異，經(jīng)過620 ℃不同保溫時間的熱處理，3 種試驗焊絲的耐蝕層中鐵素體量減少了40%～60%，經(jīng)過22 h 保溫，耐蝕層中鐵素體數(shù)仍在2～6 之間。在690 ℃不同保溫時間的熱處理之后，3 種試驗焊絲的耐蝕層中鐵素體數(shù)大幅減少，經(jīng)過22 h 保溫，耐蝕層中鐵素體數(shù)都降低到1 以下。通過2 種溫度下316L 耐蝕層鐵素體數(shù)變化對比發(fā)現(xiàn)，耐蝕層中鐵素體數(shù)在690 ℃條件下保溫下降幅度要明顯高于620 ℃。因此，為更加直觀的展現(xiàn)組織轉變過程，文中將對690 ℃條件下保溫的316L 堆焊層進行組織觀察分析。

2.2 熱處理后組織形貌變化

為了研究熱處理工藝對316L 堆焊層組織轉變規(guī)律，分別對堆焊耐蝕層焊態(tài)、690 ℃×4 h，690 ℃×12 h和690 ℃×22 h 熱處理后試樣進行組織觀察，觀察結果如圖5 所示。

圖5 不同條件下耐蝕層顯微組織

圖5(a)為焊態(tài)下耐蝕層電鏡組織，可以發(fā)現(xiàn)堆焊層組織由奧氏體及其晶間的鐵素體兩相構成。奧氏體與鐵素體之間有著明顯的相界，鐵素體內部沒有任何二次相的析出。經(jīng)熱處理后耐蝕層組織發(fā)生明顯變化，可以發(fā)現(xiàn)在在原鐵素體位置出現(xiàn)析出相，如圖5(b)所示，并且隨著熱處理保溫時間的延長，二次相析出的數(shù)量增多，導致原鐵素體網(wǎng)狀結構被破壞，二次相連續(xù)性逐漸增強。

圖6 為不同條件下析出相的測試能譜圖及成分。發(fā)現(xiàn)熱處理后析出相富含Cr，Mo 等合金元素，且含量高于焊態(tài)下鐵素體，由此判斷該二次析出相為σ 相。

圖6 不同條件下能譜圖及成分

2.3 熱處理后堆焊層硬度測試

對3 種316L 焊 絲 在620 ℃×22 h 和690 ℃×22 h熱處理條件下堆焊耐蝕層表面進行硬度測試，測試結果數(shù)據(jù)見表4，統(tǒng)計后繪制如圖7 所示。

表4 堆焊耐蝕層硬度值及鐵素體數(shù)

圖7 堆焊耐蝕層熱處理后表面硬度

從圖7 中可以看出，316L 堆焊耐蝕層經(jīng)2 種熱處理溫度后表面硬度值大致處于190 HV10 左右。316L焊絲在620 ℃下的耐蝕層表面硬度要低于相同焊絲在690 ℃下耐蝕層表面硬度，焊態(tài)下鐵素體數(shù)高的316L 焊絲耐蝕層經(jīng)熱處理后的表面硬度要高于焊態(tài)下鐵素體數(shù)低的316L 焊絲耐蝕層表面硬度，表明隨著熱處理溫度的升高或316L 焊絲堆焊耐蝕層焊態(tài)下鐵素體數(shù)的增多，堆焊耐蝕層硬度也會隨之增加，但變化幅度不大。

2.4 熱處理后彎曲性能測試

表5 為3 種316L 堆焊熱處理后堆焊層側彎試驗結果?？梢钥吹?，3 種316L 焊絲在620 ℃×22 h 熱處理條件下堆焊彎曲試件均未發(fā)生開裂。經(jīng)690 ℃×22 h熱處理后，316L-1 堆焊層發(fā)生開裂，而中低鉻含量的316L-2 和316L-3 堆焊層未發(fā)生開裂。圖8 為316L-1焊絲堆焊層彎曲開裂宏觀形貌，裂紋貫穿整個堆焊層并在彎曲受力的作用下沿著熔合線擴展，但遠離開裂位置的熔合線并沒有發(fā)生開裂，說明堆焊層開裂是由于堆焊層塑、韌性不足導致。

表5 堆焊試件開裂結果

圖8 316L-1 焊絲堆焊層彎曲開裂宏觀形貌

2.5 熱處理后拉伸性能測試

3 種316L 焊絲在690 ℃×22 h 熱處理后耐蝕層拉伸試驗結果如圖9 所示。可以發(fā)現(xiàn)，高鉻的316L-1 焊絲耐蝕層抗拉強度為623.5 MPa，高出低鉻316L-3 焊絲耐蝕層強度的12%，而斷后伸長率降低了63%，僅有10.4%。由此表明，隨著316L 焊絲中鉻含量的升高，熱處理后材料抗拉強度升高，斷后伸長率逐漸降低。

圖9 拉伸試驗結果

316L 焊絲耐蝕層層拉伸斷口形貌如圖10 所示。斷口微觀組織主要為大小不一的韌窩，在韌窩底部存在著夾雜物，這些夾雜物在一定程度上導致了微孔洞的形成。

圖10 耐蝕層拉伸斷口形貌

2.6 耐蝕層晶間腐蝕試驗

耐蝕層腐蝕試驗采用不銹鋼硫酸-硫酸銅腐蝕試驗方法，晶間腐蝕試驗結果見表6。經(jīng)熱處理后的堆焊層腐蝕試樣未出現(xiàn)微小裂紋，說明3 種不同鉻含量的316L 焊絲堆焊層熱處理后均滿足腐蝕標準要求。

表6 耐蝕層晶間腐蝕試驗結果

2.7 極化曲線測試

為測量不同鉻含量的316L 焊絲耐蝕層層熱處理后的腐蝕性能，采用動電位極化方法對腐蝕試樣進行測試，圖11 和表7 為極化曲線測試結果。腐蝕電位Ecorr反映了腐蝕反映發(fā)生的可能性大小，即Ecorr越大，材料發(fā)生腐蝕的概率越低，腐蝕性越好。腐蝕電流密度Icorr直接反映了材料發(fā)生腐蝕反應的速率，材料腐蝕電流密度越小，證明該材料耐腐蝕能力越好。316L-1 耐蝕層腐蝕試樣腐蝕電流為5.37×10-7A/cm2；316L-2 試樣腐蝕電流為7.96×10-8A/cm2；316L-3 試樣腐蝕電流為6.49×10-8A/cm2，由此，可知3 種316L 耐蝕層腐蝕性能由好到壞排序為316L-3＞316L-2＞316L-1。3 種316L 材料自腐蝕電位也存在相同的耐蝕性規(guī)律。

表7 極化曲線電化學參數(shù)

圖11 動點位極化曲線

3 分析與討論

當奧氏體不銹鋼在600～900 ℃溫度區(qū)間長時間高溫運行或熱處理后，會析出成分為Fe-Cr 的高鉻相，它的特性呈硬而脆。σ 相含量高時會降低材料塑性，韌性和耐蝕性。當組織中存在鐵素體，由于鐵素體中鉻含量高于奧氏體，它會顯著加速σ 相形成。σ 相中的鉻含量高于鐵素體中的鉻含量，在轉變發(fā)生時，并不是等體積轉變，焊縫中鐵素體數(shù)為 8 的鐵素體數(shù)只能轉變成 4%的σ 相，溫度的升高和保溫時間的延長會提供焊態(tài)鐵素體向σ 相轉變動力，導致焊態(tài)鐵素體數(shù)的降低。因此，焊縫中含有過量的鐵素體，易于發(fā)生σ 相脆化。但δ 相不能過低（＜3），以免出現(xiàn)焊縫凝固裂紋。

316L 焊絲堆焊層經(jīng)焊后熱處理過程中發(fā)生δ→σ 的轉變，并且δ 數(shù)量較高（12.52）的316L-1 焊絲的耐蝕層中析出σ 相呈連續(xù)性形態(tài)，符合組織轉變的一般規(guī)律，但應特別引起關注的是3 組不同δ 數(shù)量的耐蝕層690 ℃下熱處理，在保溫22 h 后，δ 鐵素體都降到1 以下，這與文獻[9]中討論的帶極堆焊309LNb 焊縫中δ 鐵素體中析出的σ 相過程不同，在690 ℃下保溫32 h 后δ 鐵素體數(shù)才從5.2 降到3.6。推測這種轉變動力學的差異來自于藥芯焊絲焊縫中更高的氧化物夾雜，加速了σ 相的析出。σ 相的析出會極大影響材料的力學性能。焊態(tài)下鐵素體數(shù)越高，熱處理后析出σ 相數(shù)量越多，組織脆性明顯增加，造成拉伸試驗中斷后伸長率只有10.4%，并且彎曲試件出現(xiàn)開裂。而焊態(tài)下鐵素體數(shù)為8.57 的316L-2 焊絲耐蝕層在同樣熱處理條件下彎曲性能良好，證明控制耐蝕層焊態(tài)鐵素體數(shù)小于8 的必要性。

奧氏體不銹鋼的晶間腐蝕問題源于靠近晶界的晶粒表面嚴重缺Cr，有腐蝕介質作用時，缺Cr 區(qū)域產(chǎn)生明顯腐蝕。當焊縫中存在一定量的δ 相，有助于提高焊縫金屬耐晶間腐蝕能力。隨著堆焊接頭焊后熱處理的溫度升高，保溫時間延長，δ 相中析出σ 相，會使δ 相的有利作用減少，引起貧鉻的晶間腐蝕問題。試驗中采用晶間腐蝕試驗方法（H2SO4-CuSO4）并未區(qū)分出3 種不同焊態(tài)δ 含量的耐蝕層，經(jīng)歷熱處理后耐蝕能力的差異，3 種不同鐵素體數(shù)耐蝕層均通過了工程規(guī)范要求的晶間腐蝕E 法檢驗要求。而采用電化學試驗發(fā)現(xiàn)，焊態(tài)鐵素體數(shù)最低（5.21）的316L-3 焊絲耐蝕層熱處理后耐蝕性最強，焊態(tài)鐵素體數(shù)最高的316L-1 焊絲耐蝕層熱處理后耐蝕層最差。這種差異來自于σ 相析出引起Cr 分布不均勻造成。因此，在選用316L 型不銹鋼藥芯焊絲堆焊耐蝕層控制合金元素含量，保證鐵素體數(shù)在5～8 范圍內。

4 結論

（1）316L 堆焊耐蝕層金屬焊后呈奧氏體和鐵素體雙相組織形態(tài)，在焊后熱處理過程中，鐵素體組織中析出σ 相，熱處理溫度的升高和時間延長都促進σ相的析出，當熱處理溫度為690 ℃，保溫時間達到22 h，耐蝕層中δ 相數(shù)量不到1，而且在高鐵素體數(shù)（12.52）的焊縫中出現(xiàn)連續(xù)網(wǎng)狀σ 相分布形態(tài)。

（2）焊后熱處理狀態(tài)下，316L 藥芯焊絲堆焊耐蝕層中析出硬脆的σ 相，對焊縫金屬硬度值影響不大，但顯著提高強度，降低塑性，并且鐵素體數(shù)較高（12.52）的耐蝕層經(jīng)過690 ℃×22 h 的熱處理后，塑性明顯下降，彎曲試件發(fā)生開裂。

（3）焊態(tài)鐵素體數(shù)5.21～12.52 的3 種堆焊耐蝕層金屬均能通過晶間腐蝕E 法檢測，滿足堆焊接頭工程規(guī)范要求。但通過電化學腐蝕極化曲線的測定發(fā)現(xiàn)：隨著焊態(tài)鐵素體數(shù)降低，690 ℃×22 h 熱處理后堆焊層的耐蝕性提高，說明減少耐蝕層中σ 相析出，有助于提高其耐蝕性。

（4）堆焊耐蝕層用316L 型不銹鋼藥芯焊絲合金元素含量的設計原則是在滿足標準要求的前提下，綜合考慮焊縫的凝固裂紋敏感性、熱處理后接頭的力學性能和耐蝕性要求，控制合金元素含量使鐵素體數(shù)在5～8 范圍內。