SAF2507超级双相不锈钢

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SAF2507超级双相不锈钢焊接接头力学性能研究

SAF2507超级双相不锈钢焊接接头力学性能研究

来源:双相不锈钢发布:2020-05-18 18:31:01类别:2507不锈钢

SAF2507超级双相不锈钢焊接接头各区域组织的纳米压痕

SAF2507超级双相不锈钢之所以拥有良好的力学性能,是因为它兼具了铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢的优良性能,对于双相不锈钢而言,单相组织的性能决定了其综合性能。纳米压痕技术是精密测量技术,在实际操作时,包括加载和卸载两个过程,得到加载曲线和卸载曲线。压头加载时,压头压入试样表面,得到最大压痕深度(hmax),到达加载力时卸载,试样回复一定的变形量,压头会在试样表面留下一个压痕,叫做残留压痕深度(hf)。整个加载和卸载的过程,可以测得试样的硬度及弹性模量。在此小节,采用纳米压痕技术测量焊接接头不同区域的双相组织彼此的纳米压痕硬度及弹性模量,为焊接接头整体的显微硬度表征作出参考依据。

SAF2507超级双相不锈钢焊缝及母材区双相组织纳米压痕

焊接接头及母材的纳米压痕载荷-位移曲线如图4.1所示,根据载荷-位移曲线,实测得每个区域不同相的最大压痕深度和残留压痕深度,结果如表所示,对于焊接接头与母材,不论什么区域的焊缝,在同一区域铁素体的最大压痕深度均大于奥氏体的压痕深度,残留压痕深度也高于奥氏体的残留压痕深度。在加载力相同的情况下,压痕深度一定程度上表征了硬度的大小,纳米压痕技术实测的各区域铁素体相的平均硬度小于奥氏体,在LMHW上半部分焊缝区域,铁素体相的纳米压痕硬度比奥氏体相平均低39HV,这是两相组织硬度差值最大的地方,两相硬度差值最小的地方是GTAW中部的焊缝区域,差值约为10HV。关于双相钢铁素体相与奥氏体相的硬度,他人也做过相关试验,试验结果普遍认为,铁素体的硬度要高于奥氏体组织的硬度,与本文试验结果相反,结合本文试验过程分析,在SAF2507超级双相不锈钢经过金相腐蚀液腐蚀过后,所得的金相组织并不在同一个基准面,奥氏体组织略微突出,铁素体组织衬于奥氏体组织的下方,在使用同一个校准点进行矫正的时候,纳米压痕技术测量的hmaxhf都大于实际值,因此测量的铁素体硬度偏小,实际的铁素体相硬度要比测量值大。同时,根据他人的EBSD结果,双相不锈钢的双相组织中存在许多亚晶界,亚晶界大多存在于奥氏体组织中,铁素体相中很少存在。在用纳米压痕技术测量硬度时,尽管压痕很小,但由于SAF2507超级双相不锈钢特殊的长而窄的组织形貌,在奥氏体相上压痕依旧会覆盖很多亚晶界,由一定的晶界强化作用,使得奥氏体相的硬度升高,综合这两点因素考虑,测量的铁素体相硬度严重偏小,奥氏体相硬度偏大,因此铁素体的实际硬度应该高于奥氏体。

弹性模量是表征材料刚性的物理量,纳米压痕试验时,可以从卸载曲线中测得弹性模量的大小。焊接接头各区域双相组织的弹性模量大小如图4.2所示,由图可见,接头各区域双相组织中,铁素体的弹性模量都比奥氏体组织大,整体而言,LBW焊接接头和母材的弹性模量要高于GTAW接头和LMHW焊接接头,因为GTAWLMHW焊接接头都有弧焊填丝,在焊缝熔池中,溶质金属的加入往往会造成点阵畸变,导致焊缝弹性模量的降低。Mo元素是素体化的元素,它对材料的弹性模量有很大的影响,Mo元素含量越高,组织的弹性模量就越大,铁素体中Mo元素的含量高于奥氏体组织,因此铁素体的弹性模量也高于奥氏体。再者,一般体心立方结构的弹性模量高于面心立方的弹性模量,铁素体是体心立方,奥氏体是面心立方,在同一区域的铁素体组织和奥氏体组织,元素偏聚效应没有多个区域那么强,因此铁素体的弹性模量高于奥氏体组织。而对于不同接头之间,元素分布差异较大,不同接头的不同区域元素聚集作用不一,LBW焊接接头的冷却速度最快,最容易造成MoCr等元素的聚集,导致弹性模量的增高。

热处理对SAF2507超级双相不锈钢组织纳米压痕的影响

经过固溶处理之后的焊接接头及母材的纳米压痕载荷-位移曲线如图4.3所示,根据载荷-位移曲线,实测得每个区域不同相的最大压痕深度和残留压痕深度,结果如表所示,对于焊接接头与母材,不论什么区域的焊缝,经过固溶处理之后,在同一区域奥氏体的平均最大压痕深度仍然大于铁素体组织,纳米压痕深度越大,说明组织“越软”,但是跟未固溶处理之前相比,两相之间纳米压痕的测量值相差很小,在LMHW上部分焊接接头中,奥氏体纳米压痕硬度只比铁素体高1.8HV,在GTAW中心焊缝区域,两相的纳米压痕硬度差距最大,约为20HV。固溶处理使得焊接接头的元素分布发生变化,由于焊接过快的冷却速度造成点元素偏析的现象有所减少,更多的奥氏体组织析出,这是导致了所测的纳米压痕硬度结果更为均衡的主要原因。但根据理论结果,铁素体的纳米压痕硬度应高于奥氏体,与所测结果相反。经过固溶处理之后,焊接接头最大的改变仅仅是元素分布与双相组织的相变,铁素体组织与奥氏体组织不在同一个平面上的状况并没有改变,这个对试验结果最大的影响因素依然存在,因此试验结果与实际情况仍有较大误差。由第三章金相图片可知,对焊接接头进行固溶处理,LMHWGTAW焊接接头中析出了大量的σ相,由于单个σ相面积小,难以被压头压中,因此在σ相周围区域采用盲打的方式,尝试测量σ相的纳米压痕硬度,结果显示σ相的纳米压痕硬度约为627.777HV,远高于测量的铁素体及奥氏体硬度。σ相的存在对于后续显微硬度的测量将有很大的影响,会造成显微硬度的局部不均匀性。

经过固溶处理之后,焊接接头各区域双相组织的弹性模量大小如图4.4所示,由图可见,经过固溶处理,接头各区域双相组织中,铁素体的弹性模量仍都比奥氏体组织大,但相比较于固溶处理之前,双相组织的弹性模量都有一定程度的下降。铁素体是体心结构,而奥氏体组织是面心结构,体心结构的弹性模量高于面心结构的弹性模量,因此测得的铁素体弹性模量要高于奥氏体。经过固溶处理之后,大量的铁素体组织转变为奥氏体组织,铁素体化元素Mo扩散到接头各个区域,比固溶处理之前分布更为平均,这是弹性模量整体减小的原因之一。另外,经过固溶处理,焊接接头中局部存在的位错滑移等现象减少,这也进一步降低双相组织的弹性模量。

SAF2507超级双相不锈钢焊接接头的显微硬度

激光自熔焊显微硬度

LBW焊接接头显微硬度变化趋势如图4.5所示。焊缝区域的整体硬度远高于母材,显微硬度的极值出现在焊缝中心位置附近,达到363HV,整个焊缝区域的平均显微硬度约为338Hv。母材区域的显微硬度较为平均,硬度值均在296HV上下。焊接冷却过程中,优先在融合线附近结晶,晶粒垂直于融合线向熔池中心方向生长,熔池中心的液态金属最后结晶,这会导致杂质金属元素偏析聚集在焊缝中心区域,杂质偏析导致显微硬度的极值出现在焊缝中心区域。另一方面,因为结晶时间顺序等因素的影响,后结晶的焊缝中心区域的晶粒尺寸要小于融合线附近的焊缝区域,中心区域的晶界更多,有一定细晶强化作用,所以从融合线向焊缝中心显微硬度呈现升高趋势。从母材到焊缝区域,铁素体组织的含量升高了12.6%,而奥氏体组织的含量减少了12.6%,纳米压痕的试验结果表明,铁素体的硬度要高于奥氏体组织的硬度,所以导致母材的显微硬度整体小于焊缝区域的硬度。

激光-MIG复合焊显微硬度

LMHW焊接接头显微硬度试验结果如图4.6所示。LMHW接头焊缝分上半部分和下半部分焊缝,上半部分焊缝受激光和电弧两个热源的共同作用,下半部分只受到激光一个热源的作用。对于整体焊接接头来说,无论是上半部分焊缝还是下半部分焊缝,焊缝区域的显微硬度要略高于母材区域,上半部分焊缝的平均显微硬度约为312Hv,下半部分焊缝的平均显微硬度为314Hv,母材的平均显微硬度约为295Hv,上下两部分焊缝的硬度峰值很接近,大约323Hv左右。焊缝区域显微硬度高于母材的原因与LBW焊接接头类似,由于焊接冷却,熔池金属凝固结晶时,焊缝中心区域的组织相比较融合线附近更为细小,晶界更为密集,细晶强化和晶界强化作用明显;同时,结晶过程中会有元素偏聚于中心,导致焊缝组织硬化;过快的冷却速度导致焊缝区域双相组织失衡,铁素体组织没有充分的时间转变成奥氏体组织,焊缝区域的铁素体含量比母材区域高,综合这些因素,导致焊缝区域显微硬度高于母材。上半部分焊缝显微硬度略低于下半部分焊缝,上半部分焊缝有了奥氏体化元素Ni的加入,奥氏体组织的含量略高于下半部分焊缝,在晶粒大小相差不大的时候,双相比的差别就成了显微硬度差别的主要原因。但将LMHW下半部分焊缝的显微硬度于LBW焊缝的显微硬度对比发现,尽管两部分焊缝都只受到激光一个热源的影响,但LMHW下半部分焊缝的显微硬度要比LBW低的多,冷却速度的不一是造成这一现象的主要原因,LBW焊接时,高能量密度的激光打射在熔池内部,形成窄而深的焊缝,而LMHW接头焊缝有填丝部分,焊缝呈现“蘑菇状”,LBW焊接接头的截面积远小于LMHW焊接接头,在激光功率和焊接速度一样的条件下,单位面积内通过的热量LBW焊接接头更高,焊缝熔池的热流密度更大,冷却速度也就更快,更快的冷却速度导致更多的铁素体保留了下来,没有转变成奥氏体,所以LBW的焊缝显微硬度比LMHW下半部分焊缝大得多。

钨极氩弧焊SAF2507超级双相不锈钢显微硬度

GTAW焊接接头上部分显微硬度如图4.7所示,母材区域和焊缝区域整体显微硬度相当,母材区域的最大显微硬度约为307HV,最小显微硬度约为287HV,平均硬度值约为294HV,焊缝区域最大显微硬度约为306HV,最小显微硬度值约为286HV,平均显微硬度值约为295HV,无论最大硬度、最小硬度还是平均硬度,两者的差别都是相差不大。理论上来说,焊缝与母材相比,焊缝仍然存在元素杂质偏析于焊缝中心,单位面积内的晶界强化作用更大,但是这些因素都没有体现到显微硬度上来,最主要的原因还是铁素体与奥氏体的双相比。得利于较慢的焊接速度,焊缝的冷却速度较慢,熔池凝固时,铁素体组织有足够充分的时间转变为奥氏体组织,降低焊缝的整体硬度。另一方面,GTAW焊接接头采用双面横焊的方式,它的熔宽和余高比LBWLMHW焊接接头大得多,熔池的截面积是LMHW接头的两倍多,更是LBW接头的数倍,三种焊接接头母材与熔池之间的对流换热系数一样,熔池截面积大的,单位面积内通过的热流密度更小,冷却速度也就更小,母材与焊缝的双相比例均接近11,铁素体与奥氏体含量相差不大,因此母材与焊缝的显微硬度差别也不大。从GTAW焊接接头的显微硬度可以看出,对于双相不锈钢来说,双相比例是至关重要的,其对焊缝性能的影响要远高于元素偏析或晶粒尺寸大小,而焊接冷却速度是影响双相比例重要的因素,合理的控制冷却速度对改善SAF2507超级双相不锈钢的综合性能有很大影响。

GTAW焊接接头中间焊缝的显微硬度如图4.8所示,中间焊缝区域的整体显微硬度要明显低于母材,焊缝区域的平均显微硬度约为275HV,母材区域的显微硬度约为295HV,比焊缝高了20HV,焊缝与母材的显微硬度都很均匀,没有明显软化或硬化的地方。

GTAW焊接接头中部焊缝是比较特殊的区域,它受两个电弧共同的影响,是GTAW接头焊缝热输入量最大的区域,同时还位于焊缝熔池的几何中心,与融合线接触面积小,此处熔池金属冷却时,需要将大量的热量向上下焊缝区域传输,与上下焊缝只有热传导的作用。整体焊缝冷却时,上下焊缝与空气和母材接触,跟母材之间进行热传导,跟空气之间进行热传导和热对流,散去大量的热,上下焊缝率先开始冷却凝固,当组织晶界凝固到熔池中心区域,也就是焊缝中部时,中部未凝固的熔池与上下已经凝固的高温焊缝之间进行热传导,但由于双方介质都是高温,热传导系数低很多,综合来看,GTAW接头中部焊缝焊接热输入量最高,冷却速率最慢,高温保持时间最长,铁素体有充分时间转变成奥氏体,使得此区域的奥氏体含量极高,奥氏体与铁素体组织的双相比接近82,因此焊缝区域的显微硬度要低于母材组织。

SAF2507超级双相不锈钢固溶热处理对显微硬度的影响

固溶处理后,LBW焊接接头显微硬度如图4.9所示。相较于未热处理的焊接接头,固溶处理后的焊接接头显微硬度值更加平缓,没有明显的硬度极值出现。焊缝区域显微硬度均值为301.87HV,母材区的显微硬度均值为295.8HV,焊缝的显微硬度略高于母材。固溶处理急剧降低了焊缝区域的显微硬度,经过固溶处理之后,原本偏析在焊缝中心的杂质元素向四周晶粒内扩散,元素分布更为均匀,杂质偏析作用消失,降低了焊缝中心的显微硬度。另一方面,固溶处理过程中,固溶时间足够长,铁素体组织大量转变为奥氏体组织,而铁素体的硬度要高于奥氏体,所以焊缝的显微硬度有所下降。再者,经过固溶处理,铁素体内部的晶内奥氏体晶粒有不同程度的长大,原本细小的奥氏体晶粒球化、长大后连结起来,减少了单位面积内铁素体相与奥氏体相的晶界,晶界强化作用减弱,这也削弱了焊缝区域的显微硬度。对于母材,经过固溶处理后,奥氏体相的比例略微上升,同时单位面积内铁素体相与奥氏体相的晶界略微减少,综合因素抵消之后,母材的显微硬度值变化微乎其微。

固溶处理后,LMHW上下部分焊缝的显微硬度如图4.10所示。上半部分焊缝所测整体显微硬度高于母材部分,上半部分焊缝最高显微硬度达到338HV,最低只有295HV,平均显微硬度值大约320HV,远大于未固溶处理前LMHW上半部分的显微硬度,所测得的显微硬度数值的方差很大。下半部分焊缝的显微硬度于LBW接头很相似,焊缝区的显微硬度略高于母材,焊缝区的平均硬度约为303HV,母材区的平均显微硬度约为290HV。从金相图片以及Er2594焊丝相图可以知道,在固溶温度为1050℃时,LMHW上半部分焊缝中会大量析出σ相,σ相的显微硬度要远高于奥氏体和铁素体,是硬而脆的有害杂质相,它的析出导致LMHW上半部分焊缝的显微硬度升高。但一般来说,σ相都是单独析出,体积较小,没有连结成片,显微硬度压痕区域σ相的含量对所测得的硬度值就有很大的影响,这就是上半部分焊缝显微硬度值方差较大的原因。

对于LMHW下半部分焊缝,经过固溶处理之后,显微硬度值有所下降,具体原因与LBW焊接接头相似,更合理的双相比例和元素分布使得焊缝与母材的显微硬度更为接近。母材的显微硬度在固溶处理前后变化微乎其微,轧制状态的母材组织在热处理前后一直保持合理的两相比,经没有σ相在母材中析出,所以硬度没有大的变化。

GTAW焊接接头经过固溶处理后,显微硬度如图4.12所示。对于上半部分焊缝,焊缝区域的显微硬度高于母材区域,显微硬度曲线走向与LMHW上半部分焊接接头类似,GTAW上半部焊接接头焊缝区测得的显微硬度数值的方差也很大,平均显微硬度达到333HV,最高显微硬度达到350HV,这两个数值都要高于LMHW上半部焊缝。GTAWLMHW的上半部分焊缝都有电弧填丝,析出σ相,但相比较于LMHW焊接接头,GTAW上部焊缝析出的σ相数量更多,尺寸更大,压头压倒σ相的概率也就更大,自然此区域的显微硬度更高。

对于GTAW中部区域的焊缝,其显微硬度值方差很大。所测显微硬度值的高低与所测硬度点有很大的关系。经过热处理之后,原本在这奥氏体占优势的区域析出了更多的奥氏体组织,大面积的奥氏体组织连结成片,铁素体组织的含量进一步降低,同时还析出了少量的σ相。当压痕区域中包含σ相时,显微硬度就要高于母材,而压痕区域没有σ相时,由于中部焊缝奥氏体组织远多于铁素体组织。因此显微硬度就低于母材。所以中部焊缝的显微硬度有一定的随机性。对于母材区域,与前两个焊接接头相似,固溶处理没有很大程度的改变母材的双相比例,因此母材的显微硬度变化不大。

SAF2507超级双相不锈钢焊接接头的拉伸强度

参照GB/T2651-2008标准对焊接接头进行抗拉强度性能检测,每个拉伸试样进行两组试验,取平均值作减少误差作为接头的抗拉强度。

母材及三种焊接接头的力-位移曲线如图4.14(a)所示,四个试样的力-位移曲线均有明显的塑性变形区,均表现为韧性断裂。三个焊接接头的断裂位置都出现在母材区域,说明焊缝的抗拉强度均要高于母材,表明三种焊接方式都可以得到高强度的焊缝。经过焊接之后,焊缝区域的铁素体呈现柱状晶的形态,且生长方向垂直于融合线向焊缝中心生长,越靠近焊缝中心区域,铁素体晶粒越为细小。铁素体是强度较大的相,它的抗拉强度高于奥氏体组织,铁素体的大量析出使得焊缝的强度提高。同时,铁素体柱状晶的生长方向大致平行于拉伸方向,柱状晶的抗拉强度在不同拉伸方向表现有所差异,而生长方向平行于拉伸方向时,抗拉强度最大,这也保证了焊缝的抗拉强度。此外,在焊缝区域,大量的晶内奥氏体、魏氏奥氏体以及晶界奥氏体大大增加了铁素体与奥氏体的晶界,起到了晶界强化的作用,这些因素导致焊缝区域的抗拉强度高于母材,因此断裂位置出现在母材上。对四个试样的最大拉应力进行平均计算,结果如表所示。四个试样的最大拉应力均在112kN左右,因为焊接断裂的位置均在母材,所以四个试样的抗拉强度相仿,最大的是LMHW焊接接头,约为901.6MPa,母材的抗拉强度约为900.8MPaLBW接头的抗拉强度约为894.4MPaGTAW接头的抗拉强度约为888.9MPa。从力-位移曲线可以看出,GTAW接头试样的拉伸变形量最大,LBW接头试样的拉伸变形量最小,这也与接头焊缝区域的双相比例有关。LBW接头焊缝的铁素体含量最高,奥氏体含量最少,两相比例接近73,是奥氏体占比最少的试样,奥氏体组织的塑性变形能力要远高于铁素体组织,因此LBW接头试样的变形量最小,而GTAW接头焊缝的上下部分,铁素体与奥氏体组织的双相比接近11,与母材相当,但中部焊缝奥氏体的含量要远多于铁素体组织的含量,综合整个焊缝区域,它的奥氏体含量最高,因此拉伸变形量也就最大,四个试样的拉伸变形量与奥氏体的含量变化完全一致,GTAWBMLMHWLBW

观察拉伸断口,断口由明显颈缩现象,断口呈现灰白色,试样的拉伸断口微观形貌如图所示,整个断口中布满了大小不一的韧窝,韧窝深度较浅,韧窝是韧性断裂的特征,表示试样均是韧性断裂。

SAF2507超级双相不锈钢焊接接头的冲击韧性

参照GB/T2650-2008标准进行冲击试验,本文开V型缺口槽,由于LBWLMHW焊接接头热影响区窄,精准开槽有难度,所以本文开槽缺口位于焊缝中心。为了避免试验偶然性带来的误差,每种焊接接头重复试验三次,取平均值。冲击试验结果如表所示。

由试验结果可知,母材的平均冲击韧性可达到1038.75kJ/cm 2,经过焊接之后,不论何种焊接方式,都不同程度的造成冲击韧性的下降。这是由于焊接过程种大量的热输会造成元素烧损,合金元素的含量略低于母材,导致整体焊缝冲击韧性的下降。从焊接方式来看,LBW焊接接头焊缝的冲击韧性最差,只有465.58kJ/cm 2,不到母材的一半,LMHW焊接接头焊缝的冲击韧性为730.85kJ/cm 2GTAW焊接接头最高,达到848.27kJ/cm 2。冲击韧性的大小取决于焊缝微观组织及微量元素的含量,一般来说,奥氏体组织的冲击韧性高于铁素体组织,在三种焊接接头及母材试样中,LBW焊接接头的铁素体含量最高,奥氏体含量最低,而焊缝整体微量元素含量的差别与其他三种焊接接头区别不大,所以它的焊缝冲击韧性最低。对于GTAW焊接接头,较慢的焊接速度导致其有更多的时间使得铁素体向奥氏体组织转变,铁素体与奥氏体的两相比最接近11,奥氏体的含量高于其他两种焊接接头,所以它的冲击韧性最高。对于LMHW焊接接头,它与LBW焊接接头不同的是在激光自熔焊接的同时增加了MIG焊,使得焊缝的上半部分受到激光和电弧的共同作用,但是下半部分焊缝与LBW焊接接头是相似的。从焊缝冲击韧性来看,LMHW接头焊缝的冲击韧性要远高于LBW接头焊缝,说明LMHW接头上半部分焊缝对提高焊缝冲击韧性起到了至关重要的作用,Er2594焊丝的加入,一方面提高了接头焊缝合金元素的含量,尤其是Ni元素的增加,促进奥氏体的形成,提高了焊缝奥氏体的含量,改善了焊缝冲击性能。另一方面,填丝的加入,电弧带来了额外的热输入,改变了焊缝的宏观形貌,深宽比变小,熔池变大,中心焊缝的冷却速度降低,更多的铁素体组织转变成奥氏体组织,进一步提高焊缝韧性,因此LMHW焊接确实能够改善LBW焊接的一些不足。

经过固溶处理之后,母材的冲击韧性与为固溶处理之前相当,没有太大变化,因为在固溶处理前后,母材组织的双相比均接近11,并没有更多奥氏体组织析出,因此冲击韧性没有太大变化。对LBW焊接接头,固溶处理之后冲击韧性达到了807.81kJ/cm 2,增加了接近340kJ/cm 2,这得益于经过固溶处理之后,焊缝组织等到了大大的改善,奥氏体的含量从30.7%增加到48.7%,并且没有其他有害相的析出,奥氏体组织含量的增加引起焊缝冲击韧性的增加,所以,LBW焊接接头经过1050℃固溶处理1h可以大幅提高焊接接头的冲击韧性。对于GTAW焊接接头,接头焊缝的冲击韧性只有54.20kJ/cm 2,经过固溶处理后,焊接接头由韧性断裂变为脆性断裂,根据金相组织图片可知,在1050℃固溶处理的条件下,GTAW焊接接头焊缝区域出现了大量的σ相,σ相是硬而脆的相,他的出现会危害焊缝的整体塑韧性,极大的降低冲击韧性,大量出现时,会使焊缝由韧性断裂转变为脆性断裂。对于LMHW焊接接头,固溶处理之后略微提高了焊缝的冲击韧性,但冲击韧性要低于LBW焊接接头。前一章节已经提到,经过1050℃固溶处理,有填丝的上半部分焊缝出现了众多σ相,σ相的出现降低焊缝的冲击韧性,但由于下半部分焊缝只受到纯激光的影响,没有出现σ相,一定程度上增加了焊缝的冲击韧性。对比LBWLMHW接头焊缝,未固溶处理前,LMHW上半部分焊缝是增加冲击韧性的主要部分,使得冲击韧性高于LBW焊接接头,经过1050℃固溶处理后,依旧是上半部分焊缝使得冲击韧性低于LBW焊接接头。尽管如此,固溶处理仍然是改善焊接接头组织和性能不均匀的重要方法,若将固溶处理温度稍微提高到1080℃,σ相完全消除,LMHWGTAW焊接接头的冲击韧性将会大幅提高。

母材及焊接接头的冲击断口微观图片如图4.18所示,固溶之前,三种焊接接头的冲击断口主要由韧窝组成,断口有很深的沟壑,呈现撕裂状,表征出断裂方式是韧性断裂。固溶处理之后,LBW接头冲击断口也是都由韧窝组成,说明LBW接头仍然具有较好的冲击韧性。LMHW焊接接头的微观断口中,韧窝与解理面同时出现,由于上半部分焊缝σ相的析出,使LMHW接头的断裂方式发生了改变,有韧性断裂转变为混合型的断裂方式。GTAW接头的冲击微观断口出现大量的解理面、解理台阶和撕裂棱,这些是解理断裂的特征,说明GTAW接头由于σ相的析出,断裂方式由韧性断裂转变为脆性断裂,在微观断口上,出现了大量的白色物质,EDS扫描结果显示,该物质的Cr含量达到36.3%,远高于母材,复合σ相的元素特征,说明σ相对焊接接头冲击韧性有致命的危害性。

SAF2507超级双相不锈钢焊接接头的抗弯曲性能

为了最大程度的表征三种焊接接头的抗弯曲性能,本文采用参照GB/T232-2010金属材料弯曲试验方法测量焊接接头的抗弯曲性能。LBWLMHW焊接接头的底部焊缝只受到激光热源的影响,焊接冷却速度快,铁素体组织含量在焊缝中最高,而铁素体组织的韧性要比奥氏体组织低很多。与此同时,底部焊缝最容易出现未焊透等缺陷,再综合考虑LMHWGTAW焊接接头有不同程度的焊接变形,所以背弯更能够体现焊缝的弯曲强度。

焊接接头的弯曲试验结果如图4.19所示。三种焊接接头经过弯曲试验,焊缝依旧平整光滑,金属色泽明亮,肉眼看不到任何细微裂纹。为进一步确认表面裂纹的存在与否,本文采用着色探伤的方法,对背完试样进行表面探伤,结果如图4.20所示,背部并未探伤出裂纹。说明三种焊接接头,尽管存在焊缝底部铁素体含量远高于奥氏体,在LBW焊接接头中铁素体含量甚至达到七成,但是背弯性能依旧符合强度要求,说明SAF2507超级双相不锈钢拥有很强的弯曲性能。

本章小结

1)由于是体心结构,且含有更多的Mo元素,焊接接头及母材铁素体组织的纳米压痕硬度高于奥氏体组织,弹性模量也大于奥氏体组织。经过固溶处理后,铁素体的纳米压痕硬度及弹性模量仍高于奥氏体组织。

2LBWLMHW接头焊缝区的显微硬度均高于母材,其中铁素体含量最高的LBW接头的焊缝显微硬度最高;GTAW焊接接头焊缝区及母材区的维氏硬度值相当;经过固溶处理之后,由于大量铁素体组织转变为二次奥氏体组织,LBWLMHW下半部分焊缝区显微硬度有所下降,但仍然高于母材;LMHW上半部分焊缝以及GTAW接头焊缝中出现了大量的σ相,显微硬度测量值方差很大。

3)三种焊接接头拉伸试验均断裂在母材位置,说明三种焊缝的强度都高于母材,其中因为铁素体含量最高,LBW接头的拉伸延伸率最小,而GTAW接头的拉伸延伸率最大。试样断裂方式均为韧性断裂,断口微观形貌呈现典型韧窝特征。

4GTAW接头冲击韧性最佳,LBW接头冲击韧性最差,经过固溶处理之后,得益于双相组织比例的改变,LBW接头冲击韧性提高较多,由于LMHW接头和GTAW接头中析出了σ相,GTAW接头由韧性断裂转变为脆性断裂,而LMHW接头是韧性断裂与脆性断裂兼有的复杂断裂模式。

5)固溶处理前。三种焊接接头的冲击断口形貌均为大量韧窝,典型韧性断裂特征,经过固溶处理,LBW接头微观断口形貌依旧是大量韧窝,而LMHW接头微观断口形貌韧窝与解理面同时存在,是韧性断裂与解理断裂的混合型断裂方式,GTAW接头微观断口存在解理台阶、解理面和撕裂棱,是解理断裂特征,断口出现大量白色物质,根据EDS元素能谱,其与σ相的元素成分及含量类似,说明σ相是冲击裂纹萌生及扩展的地区。

6)三种焊接接头弯曲性能良好,对背弯试样进行着色探伤,为发现焊缝出现裂纹等缺陷。

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