曹龍韜, 龔蘭芳, 陳智江

(中車株洲電力機車有限公司, 株洲 412001)

在常溫下奧氏體不銹鋼的顯微組織為穩(wěn)定的奧氏體組織，整體無磁性，具有高韌性、高塑性和良好的耐腐蝕性能，廣泛應用于核電站設備、管道及支撐結構中[1]。與其他類型的不銹鋼相比，奧氏體不銹鋼不發(fā)生相變，對氫不敏感，更容易焊接，且焊接接頭在焊態(tài)下有較好的塑性和韌性。焊接接頭的顯微組織和力學性能直接影響整個焊接件的力學性能，但奧氏體不銹鋼的焊縫處容易產生熱裂紋和晶間腐蝕[2-4]。

晶間腐蝕是一種沿金屬晶粒間分界面向內部擴展的腐蝕，產生的原因主要是晶粒表面的化學成分和內部的有差異，以及存在晶界雜質或內應力。晶間腐蝕會降低晶粒間的結合力，進而大幅度降低金屬的強度，而發(fā)生晶間腐蝕材料的外表面幾乎不發(fā)生任何變化。由于晶粒間的結合力顯著降低，使材料的力學性能降低，若受到內、外應力作用，輕者稍經彎曲便可產生裂紋，重者敲擊即可碎成粉末，所以晶間腐蝕是不銹鋼最危險的一種破壞形式。此外，晶間腐蝕不易被檢測出來，給設備的使用帶來安全隱患，危險性極大[5-7]。

某開裂304不銹鋼管為自來水進水管，管內水溫為常溫，在室外大氣環(huán)境下使用，管徑φ20 mm，壁厚3 mm，管采用非熔化極惰性氣體保護(TIG)焊進行焊接，為找到該不銹鋼管焊接接頭的開裂原因，筆者從化學成分、斷口形貌和顯微組織等方面進行了分析，并提出了具有針對性的改進措施，以期為相關從業(yè)人員提供幫助。

1 理化檢驗

1.1 宏觀分析

對開裂不銹鋼管接頭進行觀察，其宏觀形貌如圖1所示，將靠近連接閥門的一側不銹鋼管標記為1，將另一側不銹鋼管標記為2，開裂位置如圖1圈出所示。可見開裂位置在不銹鋼管1一側，靠近焊縫熱影響區(qū)。

圖1 開裂不銹鋼管宏觀形貌Fig.1 Macro morphology of cracked stainless steel pipe

不銹鋼管1側斷口宏觀形貌如圖2所示，可見斷口粗糙且銹蝕嚴重，無明顯塑性變形，整體呈脆性斷裂特征。

圖2 不銹鋼管1側斷口宏觀形貌Fig.2 Macro morphology of fracture on the side ofstainless steel pipe 1

1.2 掃描電鏡及能譜分析

將不銹鋼管1側斷口經超聲波清洗后置于EVO MA10型鎢燈絲掃描電鏡(SEM)下觀察，其SEM形貌如圖3和圖4所示，可見斷口大部分區(qū)域呈冰糖狀沿晶斷裂形貌，且晶粒表面有大量的顆粒狀腐蝕產物。

圖3 不銹鋼管1側的斷口沿晶斷裂形貌Fig.3 Intergranular fracture morphology of fracture onthe side of stainless steel pipe 1

圖4 不銹鋼管1側斷口的腐蝕產物形貌Fig.4 Corrosion product morphology of stainless steelpipe 1 side fracture

分別對不銹鋼管1側斷口的管內側和外側進行觀察，SEM形貌如圖5和圖6所示，可見管內側腐蝕產物數量更多，腐蝕程度更嚴重，因此判斷腐蝕是從管內側開始的。

圖5 不銹鋼管1側斷口管內側SEM形貌Fig.5 SEM morphology of inner side of stainlesssteel pipe 1 side fracture

圖6 不銹鋼管1側斷口管外側SEM形貌Fig.6 SEM morphology of outer side of stainlesssteel pipe 1 side fracture

用X射線能譜儀對不銹鋼管1側斷口進行微區(qū)成分分析，晶粒上的顆粒狀腐蝕產物能譜分析結果如表1所示，可見主要含鐵、氧、碳等元素。

表1 不銹鋼管1側斷口腐蝕產物能譜分析結果(質量分數)Tab.1 Energy spectrum analysis results of corrosion productof stainless steel pipe 1 side fracture (mass fraction) %

1.3 化學成分分析

在不銹鋼管1和2上分別取樣，采用SPECTROLAB型直讀光譜儀進行化學成分分析，結果如表2所示。可知不銹鋼管1的化學成分不符合GB/T 20878-2007《不銹鋼和耐熱鋼 牌號及化學成分》對304不銹鋼的技術要求，碳和錳元素的質量分數偏高，鎳和鉻元素的質量分數偏低，不銹鋼管2的化學成分基本符合標準的要求，僅鉻元素質量分數略低于標準要求的下限值。

表2 不銹鋼管1和2的化學成分(質量分數)Tab.2 Chemical compositions of stainless steelpipe 1 and 2 (mass fraction) %

1.4 金相檢驗

在不銹鋼管1側斷口位置縱剖面取樣，取樣位置如圖1所示，試樣經鑲嵌、磨拋后置于GX71型光學顯微鏡下進行觀察，顯微組織形貌如圖7和圖8所示。由圖7可知，裂紋沿奧氏體晶界擴展，局部奧氏體發(fā)生了晶間分離，靠近斷口區(qū)域有明顯的晶間腐蝕現象；由圖8可知發(fā)生了部分晶粒溶解。

圖7 靠近斷口的晶間腐蝕及二次裂紋形貌Fig.7 Morphology of intergranular corrosion and secondarycrack near fracture

圖8 靠近斷口的晶粒溶解形貌Fig.8 Morphology of grain dissolution near fracture

將金相試樣經三氯化鐵鹽酸水溶液浸蝕后進行觀察，遠離斷口處的顯微組織形貌如圖9所示，可見不銹鋼管1的顯微組織為奧氏體，根據GB/T 6394-2017《金屬平均晶粒度測定方法》的技術要求對其進行評定，可知其晶粒度為6.5級。

圖9 不銹鋼管1遠離斷口處的顯微組織形貌Fig.9 Microstructure morphology of stainless steelpipe 1 far away from fracture

2 分析與討論

由以上理化檢驗結果可知，施工方選用的不銹鋼管1的化學成分與設計圖紙不符，碳含量高,鉻和鎳含量低。在不銹鋼中鎳可以改變不銹鋼的晶體結構，因此被稱為奧氏體形成元素，不銹鋼中增加鎳元素可顯著提高不銹鋼的耐腐蝕性能、塑性、焊接性能等，此外，鎳還能擴大不銹鋼在非氧化介質中的鈍化范圍，有效提高不銹鋼的鈍化能力[8]。其次，不銹鋼管1中鉻元素的質量分數為12.30%，對于奧氏體不銹鋼而言，具有較高耐腐蝕性能的必要條件是鉻的質量分數必須大于12%(一般不低于17%)，當鉻的質量分數小于12%的臨界值時，材料就會失去耐腐蝕性能，在腐蝕介質的作用下，晶界貧鉻區(qū)易發(fā)生晶間腐蝕[9]。最后，不銹鋼管1的碳元素質量分數為0.20%，隨著不銹鋼中碳含量增加，在晶界生成的碳化鉻也增多，使得晶界形成貧鉻區(qū)的機會增大，產生晶間腐蝕的傾向提高，所以碳為產生晶間腐蝕的主要元素，一般不銹鋼將碳的質量分數控制在0.08%以下[10]。綜合以上3點可知，不銹鋼管1的化學成分不符合要求，使得鋼管的耐腐蝕性和可焊性大幅度降低，是奧氏體不銹鋼管發(fā)生晶間腐蝕的主要原因。

在鋼管焊接過程中，當不銹鋼管熱影響區(qū)溫度處于450～850 ℃(晶間腐蝕的危險溫度區(qū))時[11]，碳在奧氏體中的擴散速度大于鉻在奧氏體中的擴散速度，當奧氏體不銹鋼中碳質量分數超過0.02%～0.03%時，多余的碳會不斷地向奧氏體晶粒邊界擴散，并與鉻元素化合形成鉻化物(Cr23C6)，由于晶內鉻原子的擴散速度比碳原子的小，鉻原子來不及向晶界擴散，導致晶界附近鉻含量大幅度降低，形成貧鉻區(qū)，降低了耐腐蝕性能，進而引發(fā)晶間腐蝕[12]。

不銹鋼鋼管在使用過程中，流過的循環(huán)自來水提供了氯離子腐蝕環(huán)境，加速了裂紋的擴展，與斷口SEM分析中管內側腐蝕更加嚴重的特征吻合。

綜上所述，不銹鋼鋼管1材料不符合要求，焊接過程中熱影響區(qū)發(fā)生敏化，導致耐腐蝕性能顯著下降，進而引發(fā)晶間腐蝕，自來水提供的氯離子腐蝕環(huán)境加速了裂紋的擴展，最終導致不銹鋼焊接接頭附近開裂失效。

3 結論及建議

(1) 不銹鋼管的開裂性質為晶間腐蝕導致的沿晶斷裂，斷裂位置為不銹鋼管1的焊接熱影響區(qū)。

(2) 主要原因是不銹鋼管1的化學成分不符合要求,碳含量過高，鉻和鎳含量偏低，不銹鋼管焊接過程中,當熱影響區(qū)溫度處于450～850 ℃的晶間腐蝕危險溫度區(qū)時發(fā)生了焊接敏化現象,在晶界處形成貧鉻區(qū),降低了接頭的耐腐蝕性能,進而產生裂紋。自來水提供的氯離子腐蝕環(huán)境促使了裂紋的擴展。

針對不銹鋼管的開裂原因提出以下幾點建議。

(1) 加強對進廠不銹鋼管的來料檢驗，確?；瘜W成分、力學性能、顯微組織等符合標準的要求。

(2) 對進廠的合格材料進行產品標識，做好記錄，防止材料因標識不清而誤用。

(3) 考慮到不銹鋼管在焊接的過程中若在450～850 ℃下停留時間過長，有可能產生敏化現象，建議在焊接工藝上采用小電流、高焊速等方法，以縮短焊接接頭在晶間腐蝕危險溫度區(qū)停留的時間；同時在焊接后進行穩(wěn)定化熱處理，使得奧氏體中的鉻原子擴散到晶界處，提高晶界處的鉻含量，避免產生晶間腐蝕。