12%cr鐵素體不銹鋼的焊接性試驗(yàn)

12%cr鐵素體不銹鋼的焊接性試驗(yàn)

12%cr鐵素體的不銹鋼具有良好的耐腐蝕性和高效率，在建筑結(jié)構(gòu)、車輛結(jié)構(gòu)、化工等領(lǐng)域得到了廣泛應(yīng)用。各不銹鋼生產(chǎn)廠家相繼開發(fā)了主要應(yīng)用于貨車車輛及采礦設(shè)備制造領(lǐng)域的12%Cr鐵素體不銹鋼。這類不銹鋼的主要牌號(hào)有:南非哥倫布公司的3CR12,蒂森克虜伯的Nirosta4003,美國AKsteel的41003和409Ni、中國的TCS345及T4003、Sandvik的5Cr12Ti和JFE生產(chǎn)的410RW等。鐵素體不銹鋼焊接時(shí)存在的主要問題是:1)焊接接頭的晶間腐蝕,2)焊接接頭的脆化。鐵素體不銹鋼焊接接頭的脆化主要包括:高溫脆化、σ相脆化、475°脆化和局部馬氏體引起的脆化。TCS不銹鋼一般采用奧氏體焊料焊接,因此,焊縫的腐蝕性能和韌性均很優(yōu)越,焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)是焊接熱影響區(qū)。尤其是靠近熔合線的粗晶區(qū)由于經(jīng)歷的熱循環(huán)峰值溫度高(接近于熔點(diǎn))、高溫停留時(shí)間長,晶粒嚴(yán)重粗化,韌性較母材急劇下降,即產(chǎn)生嚴(yán)重的高溫脆化。低鉻鐵素體不銹鋼的鉻含量較低,焊接時(shí)不會(huì)發(fā)生σ相脆化和475°脆化。本文對(duì)四種不同成分的12%Cr鐵素體不銹鋼做了焊接性試驗(yàn),分析焊接接頭的組織,測量了焊接接頭的沖擊功。1試驗(yàn)材料和方法1.1鍛坯保溫系統(tǒng)用150kg的真空感應(yīng)爐冶煉四種不同碳含量的鋼錠,然后熱鍛成50mm的鍛坯,具體成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)如表1所示。將鍛坯加熱到1100℃保溫2h,7道次熱軋到6mm厚,空冷到室溫。再加熱到740℃保溫7h進(jìn)行退火,450℃以下出爐空冷到室溫。1.2試驗(yàn)材料和試樣加工每種試驗(yàn)鋼沿軋向取長為350mm寬為150mm的鋼板各兩塊,開單邊30°坡口不留鈍邊。用熔化極氣體保護(hù)焊焊接,焊接工藝參數(shù)如表2所示。制備金相試樣,用光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。在Instronwilson-wolpertTurkon2100B維氏硬度計(jì)上用1kg的載荷測量由焊縫中心到母材的硬度分布。將焊接接頭按照GB2649-89《焊接接頭機(jī)械性能試驗(yàn)取樣方法》和GB2650-89《焊接接頭沖擊試驗(yàn)方法》進(jìn)行取樣和加工,沖擊試樣尺寸為5mm×10mm×55mm。分別在熔合線處和熔合線+1mm處(熱影響區(qū))開夏比V型缺口。在Instron9250HV示波沖擊儀上測量夏比沖擊試樣在-20℃的沖擊功。用Thermocalc熱力學(xué)軟件計(jì)算試驗(yàn)鋼的相圖。2試驗(yàn)結(jié)果與討論2.1試驗(yàn)材料的度和晶粒度焊縫顯微組織如圖1所示,為奧氏體加少量的鐵素體,少量鐵素體的存在有效的防止了焊接熱裂紋的產(chǎn)生。焊接粗晶區(qū)組織如圖2所示,鋼A粗晶區(qū)均為粗大的鐵素體。鋼B為馬氏體加40%~50%的鐵素體,鋼C和D為馬氏體加10%~20%的鐵素體。粗晶區(qū)寬度和晶粒度如表3所示,鋼C和鋼D的粗晶區(qū)寬度和晶粒大小明顯小于鋼A和鋼B。焊接細(xì)晶區(qū)組織如圖3所示,細(xì)晶區(qū)組織均以馬氏體為主,鋼A相比其它三種鋼鐵素體比例明顯較多。焊接熔合線處和熱影響區(qū)在-20℃的沖擊功如圖4所示,熔合線及熱影響區(qū)的沖擊功均較母材顯著降低。鋼C熔合線和熱影響區(qū)的沖擊功均都在15J以上,鋼D熔合線處和熱影響區(qū)的沖擊功也均在10J以上,鋼B在這兩個(gè)位置的沖擊功低于鋼D,鋼A的沖擊功最低,均小于10J。焊接接頭硬度分布如圖5所示:鋼A熱影響區(qū)的硬度比母材略有升高,由于碳含量極低,相應(yīng)馬氏體的硬度也不高,因此,盡管細(xì)晶區(qū)組織含有大量的馬氏體,其硬度也沒有顯著增加。鋼B、C和D焊接熱影響區(qū)的硬度顯著提高,最大硬度接近350HV。這是由于這三種試驗(yàn)鋼含碳量較高,熱影響區(qū)組織中含有大量的馬氏體的結(jié)果。2.2材料材料的設(shè)計(jì)由Thermocalc計(jì)算的Fe-C相圖(其他元素為,N0.01%、Si0.3%、Mn1.6%、C11.5%和Ni0.78%)如圖6所示:隨著碳含量的增高,奧氏體單相區(qū)擴(kuò)大,鐵素體單相區(qū)變窄。由文獻(xiàn)可知,在兩相區(qū)中奧氏體的存在有效的抑制了鐵素體的長大,峰值溫度處于兩相區(qū)的組織不會(huì)異常粗大,而粗晶區(qū)所經(jīng)歷熱循環(huán)的峰值溫度高于單相鐵素體區(qū)的下限溫度。相同焊接工藝條件下,焊接粗晶區(qū)寬度由鋼的鐵素體單相區(qū)的寬窄決定。當(dāng)碳含量低時(shí),高溫鐵素體區(qū)間很寬,熱影響區(qū)組織在此區(qū)間停留時(shí)間也相應(yīng)增加,因此,焊接粗晶區(qū)寬度較寬,晶粒粗大,如鋼A和B的粗晶區(qū)。而碳含量增加時(shí),單相鐵素體區(qū)變窄,熱影響區(qū)峰值溫度處在此溫度區(qū)間的范圍也變窄,粗晶區(qū)組織在此溫度區(qū)間停留的時(shí)間也相應(yīng)縮短。因此,粗晶區(qū)寬度變窄,晶粒變細(xì),如鋼C和鋼D。碳為強(qiáng)奧氏體化元素,因此,隨著碳含量的增加粗晶區(qū)高溫時(shí)形成的鐵素體組織更易于在隨后的冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,最終轉(zhuǎn)變?yōu)槭覝氐鸟R氏體組織。鋼A的碳含量極低,焊接熱循環(huán)的冷卻速度較快,因此,高溫時(shí)形成的粗大鐵素體組織,來不及轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,保留到室溫。而隨著碳含量的增加,促進(jìn)了高溫鐵素體在冷卻過程中轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,因此,鋼B、C和D中馬氏體含量逐漸增加。冷卻過程中的δ→γ相變和γ→M相變過程進(jìn)一步細(xì)化了粗晶區(qū)的晶粒。試驗(yàn)鋼A和B的平衡相圖如圖7所示,鋼A在1000℃左右奧氏體的摩爾分?jǐn)?shù)最大,約為90%,而鋼B存在一個(gè)奧氏體單相區(qū)。因此,在峰值溫度低于高溫鐵素體單相區(qū)的細(xì)晶區(qū),鋼A細(xì)晶區(qū)含有較多的鐵素體,而鋼B細(xì)晶區(qū)組織以馬氏體為主,僅含有少量的鐵素體。鋼C和D的碳含量更高,因此,奧氏體單相區(qū)擴(kuò)大,細(xì)晶區(qū)組織也僅含極少量的鐵素體。圖8為鋼A和鋼C熔合線處沖擊試樣殘樣截面的金相照片,試樣A的斷裂過程并不是垂直于缺口,而是沿著粗晶區(qū)斷裂,而試樣C的斷裂路徑包括了近1/2的焊縫區(qū)和少量的細(xì)晶區(qū)。焊接材料使用的是奧氏體不銹鋼,具有極為優(yōu)良的低溫韌性,因此,提高了熔合線處的低溫沖擊功。對(duì)比鋼A和鋼C的焊接接頭組織特征可知,粗晶區(qū)寬度和晶粒大小顯著影響了沖擊試樣的斷裂路徑,尤其是粗晶區(qū)寬度。隨著粗晶區(qū)寬度的增加和晶粒粗化,鋼D、鋼B和鋼A的沖擊功逐漸降低。因此,為提高焊接接頭的沖擊韌性,應(yīng)控制粗晶區(qū)寬度和晶粒大小。在材料設(shè)計(jì)時(shí),考慮元素對(duì)高溫鐵素體單相區(qū)的影響,盡量縮小高溫鐵素體單相區(qū)的范圍。在選擇焊接工藝時(shí),盡量采用小的熱輸入。3試驗(yàn)鋼及設(shè)備1)隨著碳含量的增加,粗晶區(qū)組織由單相鐵素體轉(zhuǎn)變成以馬氏體為主。粗晶區(qū)寬度變窄晶粒尺寸減小。細(xì)晶區(qū)組織以馬氏體為主,鋼A鐵素體含量高于其它三種試驗(yàn)鋼。2)焊接熔合線及熱影響區(qū)-20℃沖擊功相對(duì)母材明顯降低,且鋼C和鋼D的沖擊功優(yōu)于鋼B和鋼A。粗晶區(qū)寬度和晶粒大小顯著影