程巨強，彌國華，劉志學，馬海峰，郭 旺

（1.西安工業(yè)大學 材料與化工學院，西安710032；2.珠海巨濤石油服務有限公司，廣東 珠海518068）

S32760是在超級雙相鋼S32750基礎上加入W和Cu合金化而成的一種高合金的超級雙相不銹鋼，使用狀態(tài)下的組織為鐵素體和奧氏體，二者最佳比例為1∶1。這樣組織比例是S32760超級雙相不銹鋼兼有奧氏體不銹鋼與鐵素體不銹鋼的雙重特征，具有比奧氏體不銹鋼更低的熱膨脹系數(shù)和更高的熱導率，它的孔蝕系數(shù)（PREN）大于40，具有優(yōu)異的含氯離子及酸性介質(zhì)環(huán)境下的耐應力腐蝕開裂能力，良好的耐氯離子點蝕及縫隙腐蝕能力，具有良好的耐沖刷腐蝕及腐蝕疲勞，力學性能優(yōu)異，焊接性能良好。主要應用于石油、天然氣、化工以及船舶等領域的腐蝕環(huán)境下，成為各種耐腐蝕工業(yè)應用領域的理想材料[1]。超級雙相鋼在實際應用中存在焊接問題，焊接接頭的組織及其相比例影響焊接接頭的力學性能和腐蝕性能，筆者研究了氬弧焊S32760雙相不銹鋼管材焊接接頭的組織、相比例和焊縫腐蝕缺陷形貌，以及分析腐蝕的原因，為該材料實際焊接接頭組織分析等提供參考。

1 試驗材料及過程

試驗采用8 mm壁厚φ60 mm S32760雙相不銹鋼管材。 化學成分為：w（C）≤0.030%，w（Cr）=24%～26%，w（Ni）=6.0%～8.0%，w（Mo）=3.0%～4.0%，w（N）=0.20～0.30%，w（Cu）=0.5%～1.0%，w（W）=0.5%～1.0%，w（Si）≤1.0%，w（Mn）≤1.0%，w（P）≤0.030%，w（S）≤0.010%。管材的焊接開V形坡口。焊接時用氬弧焊打底，手工電弧焊充填蓋面，氬弧焊焊絲牌號為曼斯特ZERON 100（ER2594），焊條及其焊絲化學成分為w（C）≤0.030%，w（Cr）=24%～27%，w（Ni）=8.0%～10.5%，w（Mo）=2.5%～4.5%，w（N）=0.20～0.30%，w（Si）≤1.0%，w（Mn）≤2.0%，w（P）≤0.030%，w（S）≤0.020%，w（Cu）≤1.5%，w（W）≤1.0%。 焊接保護氣體98%Ar＋2%N2，手工焊焊條牌號為E2594。所有焊接焊前管件不預熱，焊接過程層間溫度＜100℃，輸入線能量≤1.5 kJ/mm。焊接接頭的腐蝕試驗采用ASTM G48—2009方法測定。焊接接頭組織采用NIKON EPIHOT300型金相數(shù)碼顯微鏡觀察其金相組織。焊接接頭腐蝕試驗采用12 g鐵氰化鉀＋40 g氫氧化鉀的100 mL 80℃的水溶液進行熱腐蝕。測試焊縫顯微硬度采用402MVDTM數(shù)顯硬度計。

2 試驗結果及其分析

2.1 焊接接頭的顯微硬度

圖1為S32760管件焊接接頭的顯微硬度分布曲線。圖中中間區(qū)域為焊縫顯微硬度，兩邊為母材的顯微硬度，從焊縫各區(qū)的顯微硬度變化可知，S32760管件的焊接材料采用ER2594，焊后不進行熱處理的焊接接頭焊縫區(qū)具有較高的顯微硬度，母材的顯微硬度略低。

圖1 焊后不進行熱處理的焊接接頭顯微硬度分布

2.2 焊接接頭的顯微組織

圖2為S32760雙相不銹鋼焊后不進行熱處理的焊接接頭的金相組織?？梢钥闯觯缚p金屬的組織由鐵素體和奧氏體組成，在鐵氰化鉀和氫氧化鉀水溶液熱腐蝕后的金相組織中，灰白色的為奧氏體，深灰色的為鐵素體，深黑色分布在奧氏體和鐵素體界面的為少量的σ相。

從圖2的金相組織可以看出，焊縫組織中奧氏體主要有3種分布形式，即分布在鐵素體晶界、板條狀分布在鐵素體晶粒中、塊狀分布在鐵素體晶粒中，如此分布的原因與焊接后焊縫金屬凝固過程有關。對于試驗材料，由于采用的焊條與母材成分基本一致，為高鉻鎳合金，焊條材料中鎳含量要高于母材。因此，根據(jù)Fe－Cr－Ni三元相圖[2]， 成分為w（Cr）=24%～27%和w（Ni）=8.0%～10.5%的焊條熔化后其凝固是按鐵素體凝固模式進行，即一次凝固組織為單相鐵素體組織，當冷卻溫度低于奧氏體析出線溫度時開始形成奧氏體，奧氏體的析出首先在鐵素體晶粒邊界形成，部分析出的奧氏體完全覆蓋了鐵素體晶界，因此形成晶界奧氏體，奧氏體在晶界包圍鐵素體，會形成所謂的 “鎖邊”結構[3]。晶界奧氏體形成后部分奧氏體會向鐵素體晶內(nèi)生長，由于焊縫冷卻速度較快，鐵素體中容易析出類似魏氏組織的板條奧氏體（圖2（a））。在冷卻過程中，部分奧氏體會在鐵素體晶粒內(nèi)塊狀析出。根據(jù)固態(tài)轉變的特點，焊縫中的奧氏體也由形核和長大過程組成，從試驗材料的金相組織可以看出，焊縫奧氏體可在鐵素體晶界或晶內(nèi)，當從鐵素體晶界形成的奧氏體數(shù)量足夠多時，便向鐵素體晶內(nèi)生長，割裂鐵素體組織，可以抑制鐵素體的粗化而細化鐵素體晶粒。圖2（b）是S32760不銹鋼焊縫的熔合區(qū)和熱影響區(qū)的組織，圖2（c）是高倍顯微鏡組織，從圖2（c）可以看出，熔合區(qū)冶金結合良好，熱影響區(qū)的奧氏體在鐵素體晶粒邊界和晶粒內(nèi)部析出呈羽毛狀和條塊狀，焊接接頭的熱影響區(qū)寬度只有鐵素體幾個晶粒的大小。熱影響區(qū)的大小與焊接時熱輸入有關，較大的焊接熱輸入會加大熱影響區(qū)并會使組織粗化，S32760雙相不銹鋼焊接時嚴格的控制熱輸入及其層間溫度，熱影響區(qū)組織并不粗大。焊縫組織中析出少量的σ相與焊后冷卻速度較小有關。圖2（d）和圖2（e）為焊接接頭母材的金相組織，沿管材軸向組織為鐵素體和奧氏體，母材中的鐵素體呈板條狀，沿軋制方向分布，奧氏體呈連續(xù)條狀分布在鐵素體基體中，管材的橫向組織和縱向組織比較，出現(xiàn)較大團塊狀組織，因此，縱向連續(xù)狀組織為橫向切面的組織，因此雙相不銹鋼三維組織應為平行于軋制方向，相互交疊分布的雙向組織。依據(jù)標準ASTM E562—2008《用系統(tǒng)人工點計數(shù)法測定體積分數(shù)的試驗方法》對試樣焊縫及熱影響區(qū)進行鐵素體和奧氏體相比例的計算，計算圖2（a）焊縫金屬組織中奧氏體含量為64%，鐵素體含量為36%；母材奧氏體含量為52%，鐵素體含量為48%。可以看出，母材奧氏體與鐵素體之比接近于1∶1，而焊縫金屬奧氏體含量偏高，這說明焊后焊縫金屬冷卻速度較慢，冷卻過程發(fā)生較多的鐵素體向奧氏體轉變，沒有達到最佳的奧氏體和鐵素體相比例。

圖2 S32760氬弧焊焊后不進行熱處理的焊接接頭組織

2.3 焊接接頭的耐腐蝕試驗

一般認為，含鉬雙相不銹鋼具有良好的耐氯化物應力腐蝕性能及其孔蝕性能，但在生產(chǎn)中，如果焊接過程及其參數(shù)控制不好，焊縫會產(chǎn)生孔蝕等腐蝕缺陷。圖3為S32760焊接試驗中焊接接頭耐腐蝕試驗的孔蝕形貌?？梢钥闯?，孔蝕發(fā)生在熱影響區(qū)和熔合區(qū)（圖3（a）），觀察同一試樣，發(fā)現(xiàn)焊接熱影響區(qū)和焊縫組織的奧氏體和鐵素體界面存在析出的黑色小質(zhì)點（圖3（b）），對焊縫及熱影響區(qū)進行XRD物相分析，發(fā)現(xiàn)其物相主要由鐵素體（α）、奧氏體和σ相組成。σ相屬于正方晶系，其典型化學成分為w（Cr）=29%～34%，w（Ni）=3%～5%，w（Mo）=3%～9%，w（W）=0～7%[4]，主要是Fe-Cr-Mo等金屬間化合物，富Cr，Mo，Si，W貧Ni，Mn等元素的相。組織中一旦析出σ相，其周圍Cr和Mo等合金元素會貧化，會降低耐蝕性能[5]。σ相硬而脆，會提高不銹鋼的強度，但降低塑性和韌性。關于σ相的形成機制目前還存在爭議，一般認為它在雙相不銹鋼處于600～1 100℃時為熱力學穩(wěn)定相[6]，而此時鐵素體為亞穩(wěn)相，有分解為奧氏體和σ相的趨勢。因此，雙相不銹鋼在600～1 000℃加熱或焊接后緩冷時，會發(fā)生α→（σ+γ）反應，在鐵素體和奧氏體晶界析出σ相。從圖3（b）可以看出，熱影響區(qū)、熔合區(qū)及其焊縫的σ相均處于在鐵素體和奧氏體相晶界。焊接接頭在焊接過后的冷卻過程中，奧氏體也會發(fā)生分解析出σ相[7]。研究表明[8-10]，對于超級雙相不銹鋼，熱加工后組織中的σ相是一種危害最大的析出相，會明顯降低鋼的韌性、塑性及耐腐蝕性能，所以，焊接或熱處理時雙相不銹鋼應避免出現(xiàn)σ相，一般可以通過提高600～1 000℃的冷卻速度可以擬制σ相析出[11]。S32760管材焊接接頭組織中出現(xiàn)σ相與焊接時熱輸入量過高、層間溫度過高、在600～1 000℃焊縫金屬冷卻速度過慢有關，導致焊接接頭產(chǎn)生腐蝕現(xiàn)象。為保證焊縫組織中具有合適的相比例和良好的力學性能及腐蝕性能，焊接應避免過低或過高的熱輸入，焊接時應控制線能量和焊接時層間溫度。一般認為[12]，對超級雙相不銹鋼線能量控制在0.5～1.5 kJ/mm，含W和Cu的超級雙相不銹鋼對高線能量更敏感，其線能量應該不超過1.5 kJ/mm，層間溫度要小于100℃，便不會發(fā)生因金屬間σ相析出使韌性和耐蝕性下降。

圖3 S32760焊接接頭耐腐蝕試驗的孔蝕形貌

3 結 論

（1）氣體保護焊焊后不進行熱處理，S32760雙相不銹鋼管材焊接接頭焊縫組織、熱影響區(qū)和母材的組織均為奧氏體和鐵素體組織雙相組織，焊縫金屬的奧氏體含量較多，并有少量的σ相。雙相不銹鋼焊接接頭熔合區(qū)結合良好，焊縫熱影響區(qū)寬度較小。

（2）焊縫的奧氏體在鐵素體晶界形成，向鐵素體晶內(nèi)生長，呈板條狀分布，部分奧氏體直接在鐵素體晶內(nèi)析出呈塊狀分布。

（3）實際焊接時，焊接接頭腐蝕試驗中出現(xiàn)腐蝕的原因與焊縫接頭焊后冷卻速度過慢、組織中奧氏體含量過多及析出σ相有關，焊接時應嚴格控制熱輸入及其焊接時的層間溫度。

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