对铝含量为2%、4%(质量分数,下同)的不锈钢310S耐热钢板材采用手工氩弧焊(TIG)的焊接方法进行焊接,利用光学显微镜对焊缝的显微组织进行分析,利用电子探针(EMPA)分析焊接母材的元素分布,并对焊接接头进行室温和高温(800℃)力学性能测试。结果表明:不同铝含量的不锈钢310S耐热钢板材焊接后的组织均良好,都没有宏观裂纹及夹杂等缺陷;铝元素的加入,抑制了焊接热影响区晶粒的异常长大,细化了晶粒;高铝310S的焊接板材与母材一样具有优良的室温力学性能和高温力学性能,加铝310S耐热钢具有良好的焊接性能。

奥氏体耐热钢310S因镍、铬含量高,在氧化介质中具有优良的耐蚀性,同时具有良好的高温力学性能,因此它既可用于耐蚀部件又可用于高温部件,在石油化工及其他高温氧化环境中得到了广泛应用。310S奥氏体耐热钢在高温下合金表面形成致密的Cr2O3保护性氧化膜,是其具有较好抗高温氧化性和耐腐蚀性的有力保障。但Cr2O3氧化膜的稳定性相对较低,在高于600℃的环境中长期使用时Cr2O3会挥发,尤其在含有水蒸汽时会形成有挥发性的铬的氢氧化物,制约了310S在苛刻条件下的应用。

在Fe-Cr-Ni合金中加Al、Ti、Nb、Ta等元素,通过生成长程有序的金属间化合物提高合金的高温性能,在镍基高温合金中已得到了大量应用。铝与Fe、Ni发生反应可形成一些性能优良的有序金属间化合物,可以使合金获得更高的蠕变抗性,具有更高的高温强度。同时,铝元素可在合金表面形成Al2O3保护性氧化膜,Al2O3氧化膜在空气中的生长速率比传统耐热不锈钢中的Cr2O3保护性氧化膜低1~2个数量级,热力学稳定性好,不易分解,长时间加热也不会脱落,可以进一步提高其高温抗氧化性能,使其可在更高的温度和恶劣的环境气氛下应用。

前期工作考察了铝含量对310S奥氏体耐热钢的组织、力学性能以及高温抗氧化性的影响,发现铝元素的加入使合金表面形成一层致密的Al2O3保护膜,高温抗氧化性得到了较大幅度的提升。当铝含量小于6%时能够保持奥氏体基体并且力学性能没有明显的降低,铝含量大于6%时基体中出现大量的铁素体同时合金转变为脆性材料;在此基础上又研究了含铝为2%~6%的热轧钢板的组织和性能,结果表明,310S热轧板材中铝以Al4C3相的形式出现富集,且铝含量越高富集现象越严重,合金综合力学性能明显高于国家标准对310S板的要求。310S耐热钢的焊接工艺已成熟,但加铝的310S是否具有良好的的焊接性能,本文对310S和含铝2%、4%的不锈钢310S耐热钢板的焊接接头的组织和性能进行研究,考察了高铝310S耐热钢的焊接性,为该类钢的工业应用提供了试验依据。

1试验过程

母材为加入2%、4%铝的310S耐热钢热轧板材,成分如表1所示,其制备过程是在WS-4非自耗真空电弧熔炼炉中,在氩气保护下熔炼,熔炼电流为250A。将熔炼好的合金打磨掉表面缺陷和氧化皮并在压力机下进行热压开坯,热压温度为1200℃,保温时间30~40min,热压压力60~80MPa,道次8~10次,热压总变形量约为60%。把热压后的试样加工成30mm×30mm×4mm的轧制试样,再采用微型手动轧机进行轧制;试样轧制温度为1200℃,保温时间5min,轧制道次16~20道次,轧制总变形量约为40%。得到厚度为3mm的板材试样。为消除试样在变形和加工时的内应力,各成分合金轧制结束后在400℃下保温2h进行去应力退火。

焊接材料的选择原则是在不产生焊接裂纹的前提下保证焊缝金属具有与母材基本相同的热强性,这就要求其合金成分大致与母材一致。通过分析母材的成分及板材的厚度,选择直径为1.0mm的A407焊丝,成分如表2所示。采用手工钨极氩弧焊,直流正接法进行多层多道次焊接,保护气体选用高纯氩气,工艺参数见表3。图1为V形坡口图,其中δ=3mm、α=60°、b=2mm、p=0.5mm

将焊接后的合金试样用水砂纸打磨、机械抛光后用FeCl3+盐酸+蒸馏水腐蚀液腐蚀,在Mef3光学金相显微镜下观察试样的显微组织,利用EPMA-1600电子探针对母材中各元素的分布进行分析。根据国家标准GB/T228—2002《金属材料室温拉伸试验》和GB/T4338—1995《金属材料高温拉伸试验》的技术要求,将焊接后的板材加工成拉伸试样,拉伸试验在岛津AT-10试验机上进行,最大载荷10t。根结试验结果计算绘制出工程应力-应变(σ-ε)曲线,确定合金焊接接头的室温和高温力学性能。

2试验结果

2.1合金焊接接头的微观组织

图2为1号合金焊接接头和母材的金相显微组织。1号合金母材显微组织是以灰色的γ相为基体,其中分布着白色颗粒和两种大小不同的黑色颗粒,结合图3中母材合金的元素分布可知,白色颗粒物质是由Cr、C组成的Cr7C3碳化物,这些碳化物主要呈断续的链状分布。尺寸较大的黑色颗粒(14μm左右)为Al4C3,经统计约占2.7%,并且在其中溶有少量的Fe、Ni元素,尺寸相对较小的黑色颗粒(3μm左右)是(Fe,Ni)Al金属间化合物。热影响区的晶粒尺寸明显长大,并且靠近结合区的部位黑色颗粒状的Al4C3相减少。母材与焊缝区具有良好的结合界面,焊缝处的组织由奥氏体柱状晶和等轴晶组成,焊缝组织中没有发现Al4C3相和(Fe,Ni)Al金属间化合物。

2号合金母材和焊接接头的显微组织如图4所示。结合图5可以看出,2号合金母材的显微组织与1号合金基本一致,也是以灰色的γ相为基体,均匀分布着Al4C3颗粒和(Fe,Ni)Al金属间化合物。不同的是2号合金母材的晶粒尺寸比1号合金细小;碳化物数量有所减少,并且尺寸增大,聚集状态更加不连续,呈颗粒状分布。大的黑色Al4C3颗粒较1号合金明显增多,约占6.9%;小的黑色(Fe,Ni)Al金属间化合物较1号合金明显减少,约为0.7%。

2号合金热影响区晶粒尺寸也有粗化的趋势,但相对于1号合金长大的趋势不明显。热影响区与焊缝的结合部位存在着Al4C3相和(Fe,Ni)Al金属间化合物。靠近热影响区的焊缝组织中有少量的Al4C3相,焊缝处的组织仍由奥氏体柱状晶和等轴晶组成,柱状晶所占的比例较1号合金明显减小。

相对于母材,两种高铝310S焊接板材的焊缝区组织均为晶粒比较细小的柱状晶和等轴晶,而热影响区是较为粗大的柱状晶,母材与焊缝区域结合良好,都没发现明显宏观和微观裂纹及夹杂。

2.2合金焊接接头的力学性能

1)室温性能

图6为焊接板材及其母材的室温拉伸的工程应力-应变曲线,根据工程应力-应变曲线确定出焊接合金和母材的室温力学性能参数,见表4。1号合金板材焊接后的室温屈服强度和抗拉强度与母材相比略有降低,屈服强度降低幅度低于5%,抗拉强度降低的幅度低于2%,焊接后板材的伸长率相比母材降低较少。2号合金焊接后板材的力学性能变化趋势与1号合金一致。相对于1号合金母材,2号合金母材的抗拉强度和伸长率明显降低,抗拉强度比1号合金降低了将近13%,伸长率降低了27%。两种加铝不锈钢310S耐热钢板材焊接前后的强度参数都高于标准值,并且焊接并没有造成合金力学性能的明显改变,都在工程应用的范围之内。

2)高温性能

众所周知,310S耐热钢主要作为耐热部件来使用,因此有必要对高铝不锈钢310S耐热钢板材焊接接头的高温力学性能进行研究,传统310S耐热钢使用温度超过800℃时开始软化,许用应力持续降低,所以评定高铝310S耐热钢在800℃下的力学性能对其应用至关重要。焊接合金板材及其母材在800℃下的瞬时拉伸的工程应力-应变曲线如图7所示,根据应力-应变曲线确定出焊接板材和母材的高温力学性能参数(表5)。通过对比可以看出,1号合金焊接板材800℃时高温瞬时抗拉强度为190MPa,比母材降低了约9%;屈服强度略有降低,由母材的162MPa降低到156MPa,焊接板材的伸长率略有升高。2号合金焊接板材在800℃下瞬时抗拉强度略低于母材,由母材的273MPa降低到265MPa,降低幅度在试验误差范围以内,可以忽略不计,高温屈服强度降低了25MPa,约为11%,焊接后板材的伸长率基本保持不变。800℃下2号合金板材焊接前后的强度都明显高于1号合金,但是伸长率都有所降低。当铝含量由2%增加到4%时,不锈钢310S耐热钢板材焊接前后800℃下的强度都明显升高,但是伸长率都呈降低趋势。800℃高温时,两种合金的焊接板材相对与母材的力学性能都没有明显的改变,这说明加铝310S焊接板材与母材一样具有良好的高温力学性能。

3讨论

随着铝含量的增加,高铝310S耐热钢中碳原子的扩散受到抑制,铬的碳化物(Cr7C3)的聚集状态发生改变,当铝含量从2%增加到4%时,由断续的链状转变为颗粒状析出,并且铬的碳化物的尺寸有所增大。铝元素的加入使母材的晶粒尺寸得到细化,高温轧制过程中母材中的一部分铝和碳缓慢反应生成Al4C3颗粒。由于部分碳原子以Al4C3形式存在,使Cr7C3碳化物数量随着铝含量的增加有所减少,并且随着铝含量的增加Al4C3的富集现象越严重。在高铝不锈钢310S耐热钢板材焊接过程中母材中的Al4C3颗粒可以作为形核的质点抑制熔合区的晶粒长大,热影响区的晶粒尺寸异常长大趋势减缓,也就是说铝元素的加入有利于抑制焊接热影响区组织的异常长大。由Hall-Petch公式可知,合金的强度同晶粒尺寸的平方根成反比,这对焊接合金的强度相对母材有所降低有一定的影响。试验中焊接板材的断口均位于熔合区域,接近焊缝区。这是由于此处组织的晶粒尺寸比焊缝区和母材处晶粒组织都要粗大所致。

310S耐热钢中加入铝元素后,一方面,部分铝固溶于奥氏体基体中,起到了固溶强化作用,另一方面一部分铝与碳生成均匀分布的Al4C3,对合金起第二相强化作用。

Al4C3的形成必然会使Cr7C3可支配的碳原子减少,Cr7C3含量的降低会大大减弱其对位错的阻碍作用。虽然热轧板材内析出了Al4C3第二相,但固溶强化的减弱(固溶的铝元素减少)、Cr7C3含量的降低,使得高铝310S耐热钢焊接板材的强度并未随铝含量的增加而增加。在高温下,Al4C3的高温稳定性优势逐渐显现。随着保温时间的延长,Cr7C3的强化效果逐渐弱化,Al4C3的第二相强化作用逐渐起到主导性作用,因此高铝310S耐热钢焊接板材的高温强度随铝含量的增加有增加的趋势。含2%铝的合金焊接板材结合区域靠近焊缝区的热影响区内Al4C3比母材的含量要少,此处的强化效果弱于母材,造成了焊接板材相对于母材高温强度略有降低。加4%铝的310S耐热钢焊接板材靠近结合区的焊缝处同样存在着Al4C3相,这使得高温下焊接板材的强度降低较少。

奥氏体耐热钢焊接时,具有较高的热裂纹敏感性,在焊缝和近焊缝处都有可能出现热裂纹。这是因为奥氏体钢的焊缝及热影响区易形成方向性较强的粗大柱状晶组织,这些粗大的柱状晶加剧了有害元素的偏析,从而促进形成连续的晶间液膜。防止奥氏体钢焊接热裂纹的主要措施有:1)降低S、P的含量以抑制低熔点的Ni-S、Ni-P共晶杂质的形成;2)调整焊缝附近的化学成分,使焊缝中出现γ+δ双相组织。奥氏体不锈耐热钢焊缝中形成5%~10%的δ铁素体,有助于防止热裂纹。δ相的存在有利于打断焊缝附近柱状晶的方向性,细化晶粒,阻碍杂质的聚集,并且δ相能溶解较多的S、P,降低界面能,从而提高焊缝抗热裂纹能力。

按照谢弗莱尔组织图,计算310S耐热钢的铬当量=25.35;镍当量=25.17。查得310S耐热钢处于γ+δ边缘,为单相γ组织,晶粒粗大,柱状晶的方向性很强,利于杂质的偏析及晶格聚集,易出现脆性σ相。而铝是铁素体形成元素,铝对铬当量的影响相当于铬的2.5倍,铝元素的加入促进基体组织由γ向γ+δ双相组织转变,铝加入以后会在奥氏体基体中形成铁素体相。虽然δ相的含量很少,却极大程度打断了柱状晶的方向性,提高了合金焊接过程中的抗热裂纹敏感性。因此高铝310S焊接后力学性能并未出现明显降低。对于长期在高温条件下运行的奥氏体钢焊接接头,铁素体含量不应超过5%,以避免出现脆化。因此,为避免过多铁素体的析出,一定要严格控制铝元素的加入量。

高铝310S耐热钢焊接板材的伸长率与普通310S标准相比,随着铝含量增加先升高后降低,含铝为2%时达到最大值,室温下为42%,高温下为40%,随后伸长率又迅速降低,变化趋势与母材伸长率随铝含量变化的关系一致。合金中铝元素含量较高(4%)时,基体内形成了大量Al4C3相颗粒,这些颗粒大多为硬脆相,拉伸过程中很难参与塑性变形从而使合金母材和焊接板材的整体塑性降低。

4结论

1)不同铝含量的不锈钢310S耐热钢板材焊接组织良好,无宏观裂纹、气孔及夹杂等缺陷。

2)铝元素的加入,抑制了焊接热影响区晶粒尺寸的异常长大,细化了晶粒。

3)高铝不锈钢310S耐热钢板材焊接后的力学性能与其母材一样具有较优良的力学性能,焊接性良好。