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不銹鋼焊接

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焊接溫度對碳鋼與304不銹鋼管擴散焊接頭界面組織及性能的影響

來源:至德鋼業(yè) 日期:2020-10-26 03:05:39 人氣:1093

 浙江至德鋼業(yè)有限公司采用真空擴散焊接方法對Q235A低碳鋼與304不銹鋼管進行固相擴散連接實驗,研究了焊接溫度對接頭界面組織、力學性能和反應產(chǎn)物的影響。結(jié)果表明:Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管復合界面附近形成了合金鐵素體層(II區(qū))和增C層(III區(qū)),界面兩側(cè)異相組織通過擴散結(jié)成共用晶界。在焊接溫度850℃,焊接壓力10MPa,焊接時間60分鐘條件下,接頭強度和韌性達到最大值,高于Q235A低碳鋼母材。焊接溫度過低(≤800℃),接頭中析出碳化物Cr23C6,焊接溫度過高(≥900℃),接頭中會產(chǎn)生二次碳化物和金屬間化合物,脆性的化合物偏析相使接頭強韌性顯著下降。嚴格控制焊接溫度在850℃區(qū)間,并在焊后迅速淬火越過低溫區(qū),可有效避免脆性化合物偏析,從而保證擴散焊接頭的性能。


 奧氏體不銹鋼管具有良好的耐腐蝕性,在石油化工、航空、船舶等行業(yè)應用廣泛。因為不銹鋼管的價格比較昂貴,所以在工程中采用不銹鋼管與低碳鋼結(jié)合的焊接結(jié)構(gòu)是比較經(jīng)濟的。氣保焊、激光焊等熔化焊技術在碳鋼/不銹鋼管焊接領域的研究已經(jīng)比較成熟。但是,熔化焊通常只適用于薄壁和薄板類工件的焊接,當遇到連接面積較大的型材焊接時,例如直徑為200mm的2個圓柱形低碳鋼和不銹鋼異種材料,底面對接焊,要求接觸表面完全焊合時,使用熔化焊方法便難以實現(xiàn)。這類場合宜采用釬焊或擴散焊連接方法。釬焊是用低熔點、低強度的釬料熔化后浸潤待焊基體表面而形成黏合,接頭強度不易保證。而擴散焊可以實現(xiàn)異種材料基體間原子鍵的結(jié)合,具有連接可靠、強度高的優(yōu)點。因此,在連接面積較大的異種材料焊接場合,使用擴散焊接方法是比較合適的。近年來,真空擴散焊接技術在異種材料焊接領域受到越來越多的關注。研究者多采用在異種材料中間夾入過渡層的擴散焊接方法。例如,在焊接鈦合金和不銹鋼管時加入Ni中間層或者Cu、Ag等中間層。擴散焊通常在高溫下進行,中間層金屬熔點較低,焊接時瞬間熔化,浸潤兩側(cè)金屬實現(xiàn)液-固相連接,這種方法也稱為TLP焊(transientliquid-phase)。雖然采用中間層可以使異種材料的連接更容易實現(xiàn),但是中間層金屬的加入使得擴散接頭中的化合物成分更加復雜,而且液態(tài)的中間層金屬對母材的晶界有浸蝕作用,嚴重時會造成晶粒從母材脫落,使接頭強度降低。


 固相擴散焊過程中不出現(xiàn)液相,在適當?shù)墓に嚄l件下依靠異種材料基體之間的元素互擴散實現(xiàn)連接。擴散焊工藝參數(shù)直接影響焊接接頭的組織結(jié)構(gòu),進而影響接頭的機械性能。待焊表面的粗糙度、焊接溫度、焊接時間、壓力等都是影響擴散焊接頭組織和性能的重要因素。粗糙度和焊接壓力是為了保證待焊表面充分接觸,保證擴散通道順暢。304不銹鋼管為亞穩(wěn)態(tài)奧氏體組織,在發(fā)生劇烈塑性變形時會出現(xiàn)馬氏體相變,并且馬氏體的體積分數(shù)會隨著變形速率提高而增加,因此焊接壓力不宜過大,實驗證明10MPa的焊接壓力足以保證連接面的充分接觸。擴散焊接過程中,激發(fā)元素擴散遷移的能量主要來自焊接溫度提供的熱能,所以焊接溫度是影響擴散焊接頭組織結(jié)構(gòu)的主要因素。本工作采用真空擴散焊接設備,在不添加中間層的情況下對Q235低碳鋼管與304不銹鋼管進行了擴散焊實驗,在固相狀態(tài)下實現(xiàn)了兩者的良好連接。著重探討了焊接溫度對擴散焊接頭界面組織及性能的影響,以期對合理選擇焊接參數(shù)、擴大Q235A低碳鋼管和304不銹鋼管擴散焊接技術的應用提供理論指導。


一、實驗方法


 實驗選用304不銹鋼管和Q235A低碳鋼管作為基材,實驗材料的化學成分見表。2種材料試樣規(guī)格均為直徑200mm、長50mm的棒材,2個試樣端面疊合一起焊接。焊前將2個試樣接觸表面采用磨削方式平整、拋光并進行清洗和脫脂。Q235A低碳鋼管采用體積分數(shù)為5%~10%的H2SO4+2%~10%的HCl水溶液,酸洗溫度20℃,酸洗時間5~10min。304不銹鋼管采用體積分數(shù)為15%的HNO3+50g/LNaF的水溶液,室溫下浸蝕5~10秒后用熱水洗滌,在100~120℃溫度下烘干。脫脂采用丙酮超聲波清洗5分鐘。清理后的試樣立即裝入真空擴散焊接爐中,避免試樣長時間暴露在空氣中被氧化。


 擴散焊接設備為ZK/LY200型真空擴散焊接爐,工作真空度1×10-3Pa,焊接壓力10MPa,焊接時間60min。分別采用800、850和900℃的焊接溫度制備3種擴散焊接頭試件。焊后用冷水淬火至450℃,淬火后在空氣中緩慢冷卻。用線切割機制作金相試樣,采用電解拋光和化學腐蝕方式處理金相試樣觀察面。電解拋光液為1∶15(體積比)的高氯酸和乙醇混合液,拋光電壓為35V,拋光時間約30秒。將電解拋光后的試樣浸入王水溶液腐蝕。采用GSX500金相顯微鏡(OM)和SIGMA300掃描電鏡(SEM)觀察界面結(jié)合區(qū)域的組織特征。采用EPMA-1720Series電子探針(EPMA)測定界面附近元素擴散含量。采用HMV-G型顯微硬度計對擴散焊界面附近各區(qū)域顯微硬度進行測定,載荷50g,加載時間15秒。采用XRD-6000X射線衍射儀(XRD)對擴散焊界面進行物相分析,實驗采用CuKa,工作電壓40kV,工作電流50mA,掃描范圍30°~100°,掃描速度2°/min。按照ASTME8M-09拉伸實驗標準和ASTME23-02a沖擊實驗標準進行試樣制備和實驗。


二、實驗結(jié)果和分析


 1. 接頭宏觀結(jié)構(gòu)


 圖為Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管擴散焊界面附近區(qū)域的EBSD像。圖中間白色線條為擴散焊界面,界面左側(cè)為bcc結(jié)構(gòu)的Q235A低碳鋼晶粒,界面右側(cè)為fcc結(jié)構(gòu)的AISI304奧氏體不銹鋼晶粒。圖中綠色線條代表晶界角q=2°~15°的小角度晶界,黑色線條代表q>15°的大角度晶界。從圖可以直觀地看出,界面兩側(cè)相鄰2個不同組織結(jié)構(gòu)晶粒的晶界有相互連結(jié)的現(xiàn)象,即界面兩側(cè)的fcc晶粒和bcc晶粒通過晶界連結(jié),形成了跨越界面的包含了2種不同組織的同一晶粒。正是這樣的擴散特征保障了界面的連接強度。


 2. 接頭微觀結(jié)構(gòu)


  圖為分別采用800、850和900℃擴散焊接溫度時,Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管擴散焊接頭的OM像??梢姅U散焊接頭主要由4個區(qū)域構(gòu)成:I區(qū)為鐵素體+珠光體組織;II區(qū)為單一鐵素體組織;III區(qū)為細化的奧氏體組織;IV區(qū)為大晶粒奧氏體組織。細化奧氏體區(qū)是由于接觸面擠壓破碎而形成的。低碳鋼一側(cè)靠近界面可以觀察到60~80mm寬的單一鐵素體層,這與界面附近C和Cr含量的再分配有關。一方面,Q235A低碳鋼中的C向AISI304不銹鋼管一側(cè)擴散,Q235A低碳鋼中的滲碳體由于貧C而轉(zhuǎn)變成鐵素體。另一方面,AISI304不銹鋼管中的Cr向Q235A低碳鋼側(cè)擴散,而Cr是穩(wěn)定鐵素體相的元素。上述2種因素均促進了低碳鋼一側(cè)鐵素體層的形成。鐵素體的強度較珠光體差,但是Cr對鐵素體層起到了固溶強化作用,提高了鐵素體層的強度。


  由圖還可觀察,當焊接溫度較低時不銹鋼管側(cè)有明顯的析出相,304不銹鋼管在高溫環(huán)境下析出相主要為Cr23C6碳化物。隨著焊接溫度的提高,碳化物消失(圖2b),而當焊接溫度繼續(xù)升高時,再次出現(xiàn)碳化物(圖2c)。圖2a中的碳化物主要分布在晶粒內(nèi)部,而圖2c中碳化物主要分布在晶界處,說明二者的碳化物形成機理有所不同。根據(jù)Darken擴散理論,擴散的真正驅(qū)動力是化學勢差異而不是濃度差異。當焊接溫度在800℃時,AI-SI304不銹鋼管基體中的C獲得了足夠的遷移能量而變得活躍,C由晶粒內(nèi)部向晶界擴散,大多數(shù)C原子在晶粒內(nèi)部即與Cr結(jié)合成碳化物,僅有少量C擴散到晶界生成碳化物。碳化物按照由內(nèi)向外的順序析出,表明在此溫度下AISI304不銹鋼管中的C是過飽和的。過飽和固溶體中溶質(zhì)的化學勢非常高,與純?nèi)苜|(zhì)是相等的,所以界面兩側(cè)基體的C沒有明顯的化學勢差異,二者之間的C存在動態(tài)的互擴散平衡,AISI304不銹鋼管晶粒中析出的碳化物來自其本身過飽和的C,不是從Q235A低碳鋼側(cè)擴散來的。當焊接溫度達到850℃時,AISI304不銹鋼管對C的溶解度有所提高,由過飽和→飽和狀態(tài)過渡,此時AISI304不銹鋼管中C的化學勢仍沒有減低,界面兩側(cè)C的動態(tài)平衡未被打破。同時由于AI-SI304不銹鋼管對C的溶解度提高,碳化物開始分解。當焊接溫度達到900℃時,AISI304不銹鋼管對C的溶解度已達到不飽和狀態(tài),C的化學勢下降,Q235A低碳鋼中的C得以擴散到AISI304不銹鋼基體中。因為晶界處原子排列紊亂,點陣缺陷多,所以越過界面的C優(yōu)先擴散到晶界處吸附晶粒內(nèi)的Cr生成碳化物并析出。


  圖為焊接溫度900℃時Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管擴散焊接頭的SEM像和XRD譜。由圖可見,304不銹鋼管側(cè)有顆粒狀的碳化物,在Q235A低碳鋼管側(cè)有塊狀第二相析出物。XRD測試結(jié)果表明,304不銹鋼管側(cè)基體組織為g-Fe,并含有少量的a-Fe和Cr23C6 ,a-Fe可能是增C層焊后淬火形成的低碳馬氏體。Q235A低碳鋼側(cè)的基體組織為a-Fe,含有金屬間化合物FeCr。根據(jù)沉淀強化理論,硬質(zhì)的第二相粒子如果彌散分布在基體中將會起到強化材料的作用,如果以偏析形式出現(xiàn)將會成為缺陷,弱化材料的強度。圖中的化合物FeCr呈塊狀偏析,這對擴散焊接頭的強度是不利的。由圖可見,擴散界面為一層寬度約1mm的特殊組織區(qū)域。圖3b中特征點A、B和C點元素含量EDS結(jié)果見表 。


 3. 界面元素分布


 為研究擴散焊界面附近鉻、鐵和碳的分布情況,采用EPMA對不同焊接溫度的Q235A低碳鋼管與304不銹鋼管擴散焊界面進行化學元素線掃描測定。圖分別示出了焊接溫度為850和900℃時Q235A低碳鋼和304不銹鋼管擴散焊界面附近區(qū)域鐵、鉻、鎳分布情況??梢钥闯?,鐵和鉻在約20mm寬區(qū)間內(nèi)發(fā)生比較明顯的擴散行為,并在此區(qū)間內(nèi)形成各自的濃度梯度。鐵和鉻原子半徑接近,二者以置換方式互相擴散。圖中Q235A母材側(cè)出現(xiàn)了多處擴散空洞,說明鐵向304不銹鋼管側(cè)的擴散速度要比鉻向Q235A低碳鋼側(cè)擴散快。因此,焊接時間越長2種元素的互擴散數(shù)量越不平衡,Q235A低碳鋼側(cè)就會越容易發(fā)生Kirkendall效應,產(chǎn)生更多的空洞,所以控制焊接時間對于減少空洞數(shù)量,提升擴散焊接頭質(zhì)量是非常重要的。另外,圖也定性地表明:碳含量在鐵素體層出現(xiàn)明顯低谷區(qū),鐵素體的溶碳量極低,在珠光體向鐵素體轉(zhuǎn)變過程中多余的C原子穿過界面擴散至304不銹鋼基體中,導致304不銹鋼管中碳的濃度升高,而且焊接溫度越高,碳擴散數(shù)量越多。比較圖可以發(fā)現(xiàn),當焊接溫度較低時,鉻的擴散距離變短,碳擴散到304不銹鋼管側(cè)的計數(shù)強度也相對下降,這有利于減少或避免化合物形成。但是焊接溫度不能過低,當焊接溫度低于800℃時304不銹鋼管將進入敏化區(qū),會導致更多的碳化物析出。


 4. 接頭力學性能


   a. 顯微硬度


   Q235A低碳鋼與304不銹鋼管擴散焊界面附近的顯微硬度如圖所示??梢钥闯觯敽附訙囟葹?00和850℃時,Q235A低碳鋼一側(cè)靠近界面區(qū)域硬度降低,硬度低點約為130HV,對應顯微組織中的II區(qū)鐵素體層。一般情況下鐵素體Vickers硬度約80HV,這里由于鉻的固溶強化作用,形成了合金鐵素體層,其硬度高于普通鐵素體。焊接溫度為800℃時304不銹鋼管一側(cè)硬度有明顯升高,是因為不銹鋼中析出了大量碳化物導致的。當焊接溫度升至900℃時,界面附近各區(qū)域硬度均有明顯升高,特別是界面兩側(cè)基體發(fā)生硬度突變,這個現(xiàn)象表明:在界面兩側(cè)過渡區(qū)內(nèi),出現(xiàn)了高硬度的偏析相。這與上述顯微組織分析中發(fā)現(xiàn)界面附近有金屬間化合物及碳化物的結(jié)果相一致。焊接界面附近的硬度突變會導致接頭塑性和韌性下降。


   b. 抗拉強度


  圖為不同溫度焊接時Q235A低碳鋼與304不銹鋼管擴散焊接頭的拉伸試樣。1#、2#和3#分別為焊接溫度800、850和900℃的試樣。3種焊接溫度條件下的試樣拉伸斷口均在Q235A低碳鋼一側(cè),證明界面的抗拉強度高于Q235A低碳鋼母材的強度。3種焊接試樣和母材的室溫力學性能列于表。從表數(shù)據(jù)可以看出,焊接溫度850℃時接頭的延伸率與Q235A低碳鋼母材相當,焊接溫度800℃時接頭的延伸率最低,為Q235A低碳鋼母材延伸率的55.2%。其次是焊接溫度900℃時接頭的延伸率,為Q235A低碳鋼母材延伸率的65.2%。延伸率數(shù)據(jù)表明,當焊接溫度處于化合物偏析相較多的溫度區(qū)間時,擴散焊接頭的塑性下降。


   c. 沖擊韌性和斷裂特征


  為分析焊接溫度對Q235A低碳鋼與304不銹鋼管擴散焊界面韌性的影響,在室溫下分別對焊接溫度為800、850和900℃的試樣進行沖擊實驗。將母材和3種試樣的沖擊韌性列于表中??芍敽附訙囟葹?50℃時,擴散焊接頭沖擊韌度與Q235A低碳鋼母材相當,而焊接溫度為800和900℃時,擴散焊接頭沖擊韌度只有Q235A低碳鋼鋼母材沖擊韌性的65%左右。由此可以得出,當界面附近有較多的金屬間化合物和碳化物析出時,界面韌性顯著下降。因此,有必要嚴格控制焊接溫度,以減少金屬間化合物和碳化物對復合界面韌性的影響。


  圖為3種不同焊接溫度條件下,Q235A低碳鋼和304不銹鋼管擴散焊界面處的沖擊斷口形貌。從圖可以看出,沖擊斷口分為凹凸不平的纖維狀的韌性斷裂區(qū)和河流狀解理斷裂的脆性斷裂區(qū),屬于韌性斷裂加脆性斷裂的混合斷裂形式,脆性斷裂區(qū)呈明顯穿晶斷裂形貌。焊接溫度為850℃時斷口的韌性斷裂區(qū)韌窩較深,表明其斷裂韌性較好。而焊接溫度為800和900℃時韌性斷裂區(qū)面積變小,韌窩較小,塑性變形不充分,且韌性斷裂區(qū)內(nèi)出現(xiàn)了二次裂紋,二次裂紋的出現(xiàn)表明接頭脆硬傾向嚴重。圖顯示焊接溫度為800℃時沖擊斷口的韌窩底部出現(xiàn)了凹坑,這是較大尺寸的硬質(zhì)顆粒脫落后形成的。圖顯示焊接溫度為900℃時斷口韌窩底部出現(xiàn)裂紋,說明大量的脆性相在此處析出,在應力作用下產(chǎn)生了二次裂紋,對焊接接頭的韌性造成較為嚴重的破壞。


三、結(jié)論


 1. 低碳鋼與奧氏體不銹鋼管擴散焊通過跨界面連結(jié)晶界的方式實現(xiàn)異相組織的共晶?;?,從而保證了異種材料擴散連接的界面強度。


 2. 低碳鋼靠近復合界面區(qū)域的珠光體組織由于脫碳而生成鐵素體層,鉻從不銹鋼管擴散到低碳鋼中對鐵素體層起到固溶強化作用,形成合金鐵素體,提高了鐵素體層的強度。


 3. 低碳鋼與奧氏體不銹鋼管擴散焊接過程中易形成碳化物Cr23C6和金屬間化合物FeCr,導致接頭韌性下降。Cr23C6的形成有低溫機制和高溫機制2種,選擇合適的焊接溫度可有效減少或避免脆性化合物的偏析,獲得強度與韌性俱佳的擴散焊接頭。



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本文標簽:304不銹鋼管 

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