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(1.西安理工大學材料科學與工程學院，西安 710048；2.蘇州熱工研究院有限公司，蘇州 215004；3.中國電建集團核電工程公司，濟南 250102)

0 引 言

奧氏體不銹鋼具有較高的高溫抗拉強度和抗蠕變強度、良好的耐腐蝕性能、優(yōu)異的焊接性能等特點，廣泛應用于核反應堆容器、管道系統(tǒng)等方面[1]。在實際生產中，通常要求奧氏體不銹鋼焊縫中鐵素體的體積分數(shù)為5%～15%，以防止熱裂紋的產生[2]。不銹鋼焊縫長期在高溫下服役，由于其組織和應力分布的復雜性，容易發(fā)生鐵素體含量的變化和析出相的轉變，從而產生熱老化現(xiàn)象[3-4]，嚴重時會威脅核電站的安全運行。

目前，有關奧氏體不銹鋼的研究大多集中在熱老化對不銹鋼組織和性能的影響及其影響機理、焊縫的力學性能和顯微組織等方面，但對奧氏體不銹鋼焊縫熱處理和熱老化后組織與性能的變化卻鮮有研究。為此，作者采用國產核級E316L不銹鋼焊條對20 mm厚的奧氏體不銹鋼板進行多層多道填充焊接，然后對焊縫進行610 ℃×16 h熱處理和400 ℃下不同時間的加速熱老化處理，研究了熱老化過程中焊態(tài)和熱處理態(tài)焊縫中鐵素體及析出相的演變，為E316L不銹鋼焊條在實際生產中的應用提供試驗參考。

1 試樣制備與試驗方法

選用20 mm厚的Z2CND17.12奧氏體不銹鋼板作為母材，開V型坡口；用直徑4.0 mm的國產核級E316L-16不銹鋼焊條對鋼板進行8層2道填充焊接，焊接接頭如圖1所示，焊接電流為150～155 A，電弧電壓為25～28 V，焊接速度為13～16 cm·min-1。E316L-16不銹鋼焊條熔敷金屬的化學成分如表1所示。

表1 E316L-16不銹鋼焊條熔敷金屬的化學成分(質量分數(shù))Table 1 Chemical composition of deposited metal ofE316L-16 electrode(mass) %

焊后對焊縫進行610 ℃×16 h的熱處理和400 ℃下分別保溫400，2 000，3 500 h的加速熱老化試驗，之后在焊接接頭上截取平面尺寸為10 mm×10 mm試樣，取樣位置如圖1所示。

圖1 焊接接頭和取樣示意Fig.1 Schematic of welded joint and sampling location

試樣經打磨、拋光和用氯化鐵鹽酸溶液(2.5 g FeCl3+25 mL HCl+50 mL H2O)腐蝕后，在OLYMPUS GX71型光學顯微鏡和JSM-6700F型掃描電鏡(SEM)上觀察顯微組織和微觀形貌，采用Image-Pro-Plus軟件計算焊縫組織中鐵素體的體積分數(shù)。用線切割截取厚0.5 mm的透射電鏡試樣，經機械研磨至50～80 μm，加工出直徑為3 mm的圓片，之后用體積分數(shù)5%的高氯酸乙醇溶液進行電解雙噴減薄，采用JEM-3010型透射電鏡(TEM)觀察微觀形貌和電子背散射(EBSD)形貌。

2 試驗結果與討論

2.1 鐵素體的演變

圖2 E316L不銹鋼焊縫中先焊焊道和最后一層焊道的SEM形貌Fig.2 SEM morphology of former bead (a) and the last bead (b) ofE316L stainless steel weld

根據(jù)熔敷金屬中鉻當量和鎳當量的比值可知，焊縫的凝固屬于初生相為鐵素體的FA模式[5-6]。在凝固過程中，首先由高溫液相析出鐵素體，隨后在冷卻過程中，奧氏體沿鐵素體的晶界形成，并逐漸長大，最終得到鐵素體+奧氏體雙相組織。由圖2可以看出，焊縫先焊焊道中的鐵素體呈網狀，而最后一層焊道中的呈條狀。試驗采用多層多道焊，在前一層焊道的預熱和后一層焊道的后熱作用下，中間焊道的冷卻速率較慢，而最后一層焊道由于沒有后熱作用，冷卻速率較快，因此在焊縫中出現(xiàn)2種不同形態(tài)的鐵素體。因為絕大多數(shù)焊道中的鐵素體為網狀鐵素體，所以下面對網狀鐵素體(以下簡稱鐵素體)所在區(qū)域的組織演變進行研究。

由圖3可知：不同條件下焊縫組織主要由奧氏體、鐵素體以及黑色點狀析出相組成；隨著老化時間的延長，焊態(tài)或熱處理態(tài)焊縫中鐵素體形貌由斷續(xù)網狀變?yōu)檩^連續(xù)網狀，再變?yōu)閿嗬m(xù)網狀。經計算得到，在焊態(tài)熱老化400 h、熱處理態(tài)熱老化400 h、焊態(tài)熱老化2 000 h、熱處理態(tài)熱老化2 000 h、焊態(tài)熱老化3 500 h、熱處理態(tài)熱老化3 500 h條件下，焊縫組織中鐵素體含量(體積分數(shù)/%)分別為16.39,15.49,19.23,18.61,17.30,13.10。由此可以看出，隨著熱老化時間的延長，焊態(tài)或熱處理態(tài)焊縫中鐵素體含量均呈先增多后減少的趨勢。在熱老化初期，奧氏體靠消耗鐵素體而不斷形成，導致晶界處的鉻、鉬等鐵素體形成元素快速擴散并不斷富集，而鎳、碳等奧氏體形成元素不斷貧化；由于鐵素體是體心立方結構，奧氏體是面心立方結構，因此鐵素體形成元素在鐵素體中的擴散速率比奧氏體形成元素在奧氏體中的快得多，從而造成鐵素體含量增多，且逐漸呈連續(xù)網狀形貌，同時僅有少量鐵素體會發(fā)生分解形成二次奧氏體和析出相[7]；隨著熱老化時間的延長，當溶質元素的富集和貧化到達一定程度時，鐵素體的含量將不再增加；隨著熱老化時間的繼續(xù)延長，合金元素不斷擴散，使鐵素體中鉻當量和鎳當量的比值變小，組織中開始析出二次奧氏體，并在鐵素體和奧氏體的相界處及鐵素體內形成越來越多的析出相，而析出相的形成會優(yōu)先消耗鐵素體中的鉻元素[8-9]，同時部分鐵素體發(fā)生分解，從而導致鐵素體含量減少，且呈斷續(xù)網狀形貌。由圖3 和計算結果還可以發(fā)現(xiàn)，熱老化后，焊態(tài)焊縫中鐵素體的含量比熱處理態(tài)的多，且網狀結構更為連續(xù)，這是由于610 ℃熱處理會提高相轉變驅動力，使鐵素體發(fā)生部分分解[7,10]，同時使焊縫中更易形成析出相，從而造成熱處理態(tài)焊縫鐵素體含量的減少和網狀形貌的破壞。

圖3 熱老化不同時間后焊態(tài)和熱處理態(tài)焊縫的顯微組織Fig.3 Microstructures of as-welded (a,c,e) and heat-treated (b,d,f) welds after thermal aging for different times: (a-b) thermal aging for400 h; (c-d) thermal aging for 2 000 h and (e-f) thermal aging for 3 500 h

2.2 析出相的演變

由圖4可以看出：經過熱老化后，焊態(tài)和熱處理態(tài)焊縫組織基體中都有析出相生成，但析出相的分布和形態(tài)不同；熱老化400 h后，焊態(tài)焊縫組織中的奧氏體和鐵素體晶界處有較窄的白色條帶析出相生成，但是析出相的數(shù)量比較少，且分布不均勻，熱老化2 000 h后，析出相數(shù)量增多，晶界處所形成的白色條帶析出相的寬度增加，同時鐵素體內也觀察到白色顆粒狀析出相的存在，熱老化3 500 h后，析出相沿著島狀或蠕蟲狀的鐵素體晶界分布，且數(shù)量變多，分布更均勻；熱老化400 h后，熱處理態(tài)焊縫組織中的奧氏體和鐵素體晶界處存在分布均勻的較窄的白色條帶析出相，同時鐵素體內也有少量白色顆粒狀析出相，熱老化2 000 h后，奧氏體和鐵素體晶界處的析出相的形貌與熱老化400 h時的無明顯區(qū)別，但鐵素體內析出相的數(shù)量增多，且發(fā)生明顯聚集，有切斷鐵素體的趨勢，熱老化3 500 h后，鐵素體內部的析出相數(shù)量顯著增多，焊縫中的網狀鐵素體被破壞；熱老化不同時間后，焊態(tài)和熱處理態(tài)焊縫組織中均存在較多的孔洞，這些孔洞周圍均有白色相析出的痕跡，通過對比析出相和孔洞的大小可推測，這些孔洞是由于基體上的島狀鐵素體和析出相在熱老化或熱處理過程中發(fā)生脫落而導致的。

圖4 熱老化不同時間后焊態(tài)和熱處理態(tài)焊縫的SEM形貌Fig.4 SEM morphology of as-welded (a,c,e) and heat-treated (b,d,f) welds after thermal aging for different times: (a-b) thermal aging for400 h; (c-d) thermal aging for 2 000 h and (e-f) thermal aging for 3 500 h

由圖5并結合文獻[11-12]可以看出，鐵素體晶內顆粒狀析出相為Cr23C6相；晶界處的條狀析出相為σ-FeCr相。

圖5 熱老化不同時間后熱處理態(tài)焊縫中析出相的TEM形貌和衍射花樣Fig.5 TEM morphology (a, c) and diffraction patterns (b, d) of precipitated phase in the heat-treated welds after thermal aging fordifferent times: (a-b) thermal aging for 2 000 h and (c-d) thermal aging for 3 500 h

采用EBSD進一步確定不同析出相的分布情況[12-13]，結果如圖6所示，圖中fcc為面心立方，bcc為體心立方。由圖6可以看出，鐵素體和奧氏體晶界處以及鐵素體晶內有較多的Cr23C6相和CrFe相(σ相)析出，奧氏體中也有極少量的Cr23C6相析出。結合SEM和TEM形貌可以得出：熱老化400 h時，焊態(tài)焊縫中奧氏體和鐵素體晶界處形成Cr23C6相和σ相，熱老化2 000 h時，晶界處的析出相變多，而鐵素體晶內也有Cr23C6相析出，熱老化3 500 h時，晶界處的析出相將鐵素體分割為島狀或蠕蟲狀，并且沿著島狀或蠕蟲狀的鐵素體晶界分布，鐵素體內部也有更多的析出相聚集；熱老化400 h時，熱處理態(tài)焊縫中析出相的形貌與分布與熱老化2 000 h時焊接態(tài)的基本相同，隨著熱老化時間的延長，Cr23C6相和σ相在晶界處聚集，鐵素體晶內也有Cr23C6相和σ相析出和聚集，熱老化3 500 h時，晶界處析出相的聚集破壞了鐵素體的網狀結構，使鐵素體成為島狀，且鐵素體晶內析出相的聚集現(xiàn)象更加顯著。綜上可知，熱處理態(tài)焊縫比焊態(tài)的更容易形成析出相。

圖6 熱老化3 500 h后焊態(tài)和熱處理態(tài)焊縫的相分布Fig.6 Phase distribution of as-welded (a) and heat-treated (b) welds after thermal aging for 3 500 h

由相變熱力學和動力學可知，由于奧氏體中含有少量碳，而碳極易與鉻優(yōu)先反應生成鉻的碳化物，因此熱老化后，焊縫中奧氏體和鐵素體晶界處便析出Cr23C6相；而由于σ相的形成需要滿足更加嚴格的熱力學條件[14]，因此σ相的析出比鉻的碳化物的析出更加緩慢。焊縫中的碳含量較低，因而沒有與碳形成碳化物的鉻將與鐵形成σ相。根據(jù)熱力學定律，體系吸收熱量后會引起其內能的增加，從而成為相變的驅動力，因此在對焊縫進行610 ℃熱處理時，焊縫的內能增加，為析出相的析出提供驅動力；當溫度升高時，原子的擴散能力增強，碳在部分奧氏體晶界處發(fā)生了偏聚，進而與該處的鉻反應形成碳化物，晶界處的熱力學平衡被破壞，導致發(fā)生碳擴散的奧氏體相中的鉻向晶界擴散，與鐵形成σ相[14]，因此熱處理態(tài)焊縫比焊態(tài)的更易形成析出相。在熱老化過程中，越來越多的島狀和蠕蟲狀鐵素體的形成使焊縫組織中產生更多的小晶界，從而有利于原子的遷移，這為析出相的形核與長大提供了更好的條件，導致更多析出相的形成。根據(jù)等溫相變動力學規(guī)律，在熱老化過程中，焊縫中析出相的體積分數(shù)f的計算公式[15]：

f=1-exp(-K·tn)

(1)

式中：t為熱老化時間；n為動力學時間指數(shù)；K為影響因子，對于同一析出相，當溫度不變時，其值為常數(shù)。

由式(1)可知，當其他條件不變時，隨著熱老化時間的延長，焊縫中的Cr23C6相與σ相會越來越多。

3 結 論

(1) 使用核級E316L焊條焊接奧氏體不銹鋼后，焊態(tài)和熱處理態(tài)焊縫的組織由奧氏體、鐵素體和析出相組成；隨著熱老化時間的延長，焊縫中鐵素體的數(shù)量呈先增多后減少的趨勢，鐵素體形貌由斷續(xù)網狀變?yōu)檩^連續(xù)網狀，再變?yōu)閿嗬m(xù)網狀；焊態(tài)焊縫中鐵素體的含量高于熱處理態(tài)的。

(2) 在熱老化過程中，焊縫中的析出相主要為Cr23C6相和σ相；熱處理態(tài)焊縫比焊態(tài)的更容易形成析出相；隨著熱老化時間的延長，Cr23C6相和σ相優(yōu)先在晶界處析出并聚集，隨后鐵素體晶內也有Cr23C6和σ相的析出和聚集。