王建碩，張智,2，韋晨，黨麗華，馬青軍

（1.天津大學(xué)，天津 300350；2.天津市現(xiàn)代連接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，天津 300350；3.天津市特種設(shè)備監(jiān)督檢測(cè)技術(shù)研究院，天津 300350；4.國(guó)家特種設(shè)備焊接材料產(chǎn)品質(zhì)量檢驗(yàn)檢測(cè)中心，天津 300350）

0 前言

不銹鋼堆焊作為焊接制造的關(guān)鍵技術(shù)廣泛應(yīng)用于石化、核電管道和海洋工程等重要的工業(yè)領(lǐng)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(fù)合材料制造容器，可以克服不銹鋼容器強(qiáng)度不足、成本高的缺點(diǎn)[2]。在不銹鋼堆焊過(guò)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(xué)性質(zhì)差異，堆焊構(gòu)件設(shè)備完成后，需要對(duì)整體構(gòu)件進(jìn)行消應(yīng)力處理來(lái)降低構(gòu)件上殘余應(yīng)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(huì)導(dǎo)致構(gòu)件發(fā)生敏化，造成晶間腐蝕性能下降，后者則會(huì)引發(fā)構(gòu)件脆化和降低韌度的不良影響。鐵素體會(huì)發(fā)生嚴(yán)重的σ 相轉(zhuǎn)變，嚴(yán)重降低不銹鋼堆焊層耐腐蝕性能[3]，進(jìn)而導(dǎo)致堆焊設(shè)備提前失效的發(fā)生。鄒德寧等人[4]研究了不同保溫時(shí)間對(duì)2205 不銹鋼焊接接頭組織變化的影響，表明焊接接頭在時(shí)效處理后析出σ 相，且隨著時(shí)效時(shí)間的延長(zhǎng)，接頭內(nèi)鐵素體含量下降，σ 相含量升高，并逐漸從點(diǎn)狀相向片狀分布轉(zhuǎn)變。邸新杰等人[5]研究了316L 不銹鋼長(zhǎng)期服役下HAZ 組織及性能變化，發(fā)現(xiàn)長(zhǎng)期服役下的316L 不銹鋼內(nèi)析出富Cr 碳化物和σ 相，會(huì)顯著增加焊接接頭應(yīng)力腐蝕敏感性。

目前，堆焊焊后熱處理過(guò)程中σ 相析出一直是不銹鋼堆焊的研究熱點(diǎn)問(wèn)題，但大多數(shù)學(xué)者[6-7]都僅研究熱處理工藝參數(shù)對(duì)σ 相轉(zhuǎn)變的影響規(guī)律，很少有從成分設(shè)計(jì)出發(fā)開(kāi)展研究工作。因此，該論文設(shè)計(jì)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(guò)程中堆焊層中組織轉(zhuǎn)變機(jī)理，探究了焊態(tài)鐵素體含量對(duì)σ 相轉(zhuǎn)變的影響規(guī)律，為不銹鋼堆焊選材提供一定理論和技術(shù)支撐。

1 試驗(yàn)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(guò)渡層基礎(chǔ)上開(kāi)展研究，基材尺寸為300 mm×200 mm×40 mm。試驗(yàn)設(shè)計(jì)了3 款不同Cr 含量的316L 不銹鋼藥芯焊絲，在15CrMoR+309LMo 上進(jìn)行316L 耐蝕層堆焊的研究工作，堆焊示意圖如圖1 所示?；w材料和316L 不銹鋼藥芯焊絲熔覆金屬成分見(jiàn)表1，堆焊工藝參數(shù)見(jiàn)表2。堆焊后對(duì)堆焊構(gòu)件進(jìn)行620 ℃和690 ℃熱處理，來(lái)降低堆焊過(guò)程中產(chǎn)生的殘余應(yīng)力。

表1 基體材料及316L 焊絲堆焊熔敷金屬化學(xué)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(shí)間（h）。

不同熱處理工藝參數(shù)轉(zhuǎn)換成回火參數(shù)P值，未經(jīng)熱處理P值設(shè)定為0，具體回火參數(shù)P值見(jiàn)表3。

表3 不同熱處理工藝下的回火參數(shù)P 值

為測(cè)量熱處理后堆焊層鐵素體數(shù)（FN），采用FISCHER FMP30 鐵素體檢測(cè)儀對(duì)堆焊層鐵素體數(shù)進(jìn)行測(cè)量。針對(duì)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(duì)不同熱處理態(tài)試樣進(jìn)行腐蝕。隨后采用光學(xué)金相顯微鏡（Axio Vert.A1）和掃描電鏡（JSM-7800F）對(duì)其微觀組織形貌進(jìn)行觀察。采用HVA-10A 型維氏顯微硬度儀對(duì)不同條件下316L 焊絲堆焊層進(jìn)行硬度測(cè)試。并對(duì)熱處理后試樣進(jìn)行微小力學(xué)拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣尺寸如圖2 所示。為了保證測(cè)試結(jié)果的準(zhǔn)確性，所有拉伸件均經(jīng)過(guò)800 號(hào)、1 000 號(hào)、1 500 號(hào)和2 000號(hào)砂紙逐級(jí)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(xué)電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)對(duì)拉伸試樣進(jìn)行拉伸性能測(cè)試，拉伸速率為0.5 mm/min。

圖2 拉伸件尺寸

根據(jù)國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)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(yàn)方法》中E 法規(guī)定，對(duì)熱處理后的不同Cr 含量316L 焊絲堆焊層進(jìn)行腐蝕試驗(yàn)，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(xué)腐蝕試驗(yàn)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(biāo)準(zhǔn)執(zhí)行，電化學(xué)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(cè)試面為靠近堆焊層上表面一側(cè)。

2 試驗(yàn)結(jié)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(duì)堆焊耐蝕層鐵素體數(shù)量的影響，分別對(duì)不同Cr 含量的316L 焊絲堆焊層熱處理后鐵素體數(shù)進(jìn)行了測(cè)定，結(jié)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(guò)程中，3 種316L 焊絲耐蝕層中鐵素體數(shù)都隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而降低。但對(duì)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(guò)620 ℃不同保溫時(shí)間的熱處理，3 種試驗(yàn)焊絲的耐蝕層中鐵素體量減少了40%～60%，經(jīng)過(guò)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(shí)間的熱處理之后，3 種試驗(yàn)焊絲的耐蝕層中鐵素體數(shù)大幅減少，經(jīng)過(guò)22 h 保溫，耐蝕層中鐵素體數(shù)都降低到1 以下。通過(guò)2 種溫度下316L 耐蝕層鐵素體數(shù)變化對(duì)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(zhuǎn)變過(guò)程，文中將對(duì)690 ℃條件下保溫的316L 堆焊層進(jìn)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(duì)316L 堆焊層組織轉(zhuǎn)變規(guī)律，分別對(duì)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(jìn)行組織觀察，觀察結(jié)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(gòu)成。奧氏體與鐵素體之間有著明顯的相界，鐵素體內(nèi)部沒(méi)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(shí)間的延長(zhǎng)，二次相析出的數(shù)量增多，導(dǎo)致原鐵素體網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)被破壞，二次相連續(xù)性逐漸增強(qiáng)。

圖6 為不同條件下析出相的測(cè)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(cè)試

對(duì)3 種316L 焊 絲 在620 ℃×22 h 和690 ℃×22 h熱處理?xiàng)l件下堆焊耐蝕層表面進(jìn)行硬度測(cè)試，測(cè)試結(jié)果數(shù)據(jù)見(jiàn)表4，統(tǒng)計(jì)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(huì)隨之增加，但變化幅度不大。

2.4 熱處理后彎曲性能測(cè)試

表5 為3 種316L 堆焊熱處理后堆焊層側(cè)彎試驗(yàn)結(jié)果?？梢钥吹剑? 種316L 焊絲在620 ℃×22 h 熱處理?xiàng)l件下堆焊彎曲試件均未發(fā)生開(kāi)裂。經(jīng)690 ℃×22 h熱處理后，316L-1 堆焊層發(fā)生開(kāi)裂，而中低鉻含量的316L-2 和316L-3 堆焊層未發(fā)生開(kāi)裂。圖8 為316L-1焊絲堆焊層彎曲開(kāi)裂宏觀形貌，裂紋貫穿整個(gè)堆焊層并在彎曲受力的作用下沿著熔合線擴(kuò)展，但遠(yuǎn)離開(kāi)裂位置的熔合線并沒(méi)有發(fā)生開(kāi)裂，說(shuō)明堆焊層開(kāi)裂是由于堆焊層塑、韌性不足導(dǎo)致。

表5 堆焊試件開(kāi)裂結(jié)果

圖8 316L-1 焊絲堆焊層彎曲開(kāi)裂宏觀形貌

2.5 熱處理后拉伸性能測(cè)試

3 種316L 焊絲在690 ℃×22 h 熱處理后耐蝕層拉伸試驗(yàn)結(jié)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(qiáng)度為623.5 MPa，高出低鉻316L-3 焊絲耐蝕層強(qiáng)度的12%，而斷后伸長(zhǎng)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(qiáng)度升高，斷后伸長(zhǎng)率逐漸降低。

圖9 拉伸試驗(yàn)結(jié)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(dǎo)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(yàn)

耐蝕層腐蝕試驗(yàn)采用不銹鋼硫酸-硫酸銅腐蝕試驗(yàn)方法，晶間腐蝕試驗(yàn)結(jié)果見(jiàn)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(shuō)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(biāo)準(zhǔn)要求。

表6 耐蝕層晶間腐蝕試驗(yàn)結(jié)果

2.7 極化曲線測(cè)試

為測(cè)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(dòng)電位極化方法對(duì)腐蝕試樣進(jìn)行測(cè)試，圖11 和表7 為極化曲線測(cè)試結(jié)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(yīng)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?yàn)?16L-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(xué)參數(shù)

圖11 動(dòng)點(diǎn)位極化曲線

3 分析與討論

當(dāng)奧氏體不銹鋼在600～900 ℃溫度區(qū)間長(zhǎng)時(shí)間高溫運(yùn)行或熱處理后，會(huì)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(shí)會(huì)降低材料塑性，韌性和耐蝕性。當(dāng)組織中存在鐵素體，由于鐵素體中鉻含量高于奧氏體，它會(huì)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(zhuǎn)變發(fā)生時(shí)，并不是等體積轉(zhuǎn)變，焊縫中鐵素體數(shù)為 8 的鐵素體數(shù)只能轉(zhuǎn)變成 4%的σ 相，溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)會(huì)提供焊態(tài)鐵素體向σ 相轉(zhuǎn)變動(dòng)力，導(dǎo)致焊態(tài)鐵素體數(shù)的降低。因此，焊縫中含有過(guò)量的鐵素體，易于發(fā)生σ 相脆化。但δ 相不能過(guò)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(guò)程中發(fā)生δ→σ 的轉(zhuǎn)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(zhuǎn)變的一般規(guī)律，但應(yīng)特別引起關(guān)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(xiàn)[9]中討論的帶極堆焊309LNb 焊縫中δ 鐵素體中析出的σ 相過(guò)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(cè)這種轉(zhuǎn)變動(dòng)力學(xué)的差異來(lái)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(huì)極大影響材料的力學(xué)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(yàn)中斷后伸長(zhǎng)率只有10.4%，并且彎曲試件出現(xiàn)開(kāi)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?xiàng)l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(wèn)題源于靠近晶界的晶粒表面嚴(yán)重缺Cr，有腐蝕介質(zhì)作用時(shí)，缺Cr 區(qū)域產(chǎn)生明顯腐蝕。當(dāng)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(shí)間延長(zhǎng)，δ 相中析出σ 相，會(huì)使δ 相的有利作用減少，引起貧鉻的晶間腐蝕問(wèn)題。試驗(yàn)中采用晶間腐蝕試驗(yàn)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(guò)了工程規(guī)范要求的晶間腐蝕E 法檢驗(yàn)要求。而采用電化學(xué)試驗(yàn)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(qiáng)，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(lái)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(nèi)。

4 結(jié)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(guò)程中，鐵素體組織中析出σ 相，熱處理溫度的升高和時(shí)間延長(zhǎng)都促進(jìn)σ相的析出，當(dāng)熱處理溫度為690 ℃，保溫時(shí)間達(dá)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(duì)焊縫金屬硬度值影響不大，但顯著提高強(qiáng)度，降低塑性，并且鐵素體數(shù)較高（12.52）的耐蝕層經(jīng)過(guò)690 ℃×22 h 的熱處理后，塑性明顯下降，彎曲試件發(fā)生開(kāi)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(guò)晶間腐蝕E 法檢測(cè)，滿足堆焊接頭工程規(guī)范要求。但通過(guò)電化學(xué)腐蝕極化曲線的測(cè)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(shuō)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(shè)計(jì)原則是在滿足標(biāo)準(zhǔn)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(xué)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(nèi)。