1. 引言
不锈钢在使用中，表面钝化形成铁、铬氧化物薄膜，从而具有较好的抗腐蚀性能。超级双相不锈钢S32750，因其具有奥氏体和铁素体的双相组织，结合了奥氏体和铁素体的优点，具有强度高、抗冲击韧性好，耐点蚀和应力腐蚀性能优良等特点。其优异的耐氯离子点蚀性能，和成本优势，在一些高氯腐蚀环境可以替代镍基合金。在石油化工、制药、造纸、水处理等领域超级双相不锈钢的选用，提高设备使用寿命，降低设备成本，具有显著经济效益[1]-[3]。
S32750超级双相不锈钢，在第二代双相不锈钢的基础上，进一步降低碳量(0.01%~0.02%)，并且加入更高含量的Cr、Mo、Ni和N等合金化元素，提高可焊接性以及力学和耐局部腐蚀性能，因此称为第三代双相不锈钢。第三代双相不锈钢具有更高的耐点蚀抗力，因此又被称为超级双相不锈钢(SDSS)，其耐点蚀当量(PREN)大于40，以适应近海油气开发、化工、海水淡化等工业中更加苛刻的服役环境。高的合金元素以及N元素的增加使其具有优异的耐腐蚀性能(PREN > 40)且含C量极低具有良好的焊接性[4]。
对于超级双相不锈钢S32750，在使用过程中，很多都需要用到焊接，其可焊接性能较好，但对焊接工艺参数控制要求较高[5]。超级双相不锈钢S32750焊接过程中，熔池液相凝固为铁素体相，随着温度降低，铁素体相中再析出奥氏体相组织[6] [7]。在过高或过低的热输入量情况下，都会导致焊接区域组织相比例失衡，降低其耐腐蚀性能，从而影响到最终设备的使用寿命[8] [9]。
对于薄壁超级双相不锈钢S32750焊管，自动钨极氩气保护焊(TIG焊)其焊接控制精确，焊接过程较稳定，可以较好地应用于超级双相不锈钢焊接[10] [11]。焊接过程中焊缝熔池重新凝固，不可避免地会造成焊缝及热影响区奥氏体–铁素体两相比例的变化，直接影响了焊接接头在含氯离子环境下的耐腐蚀性能，因此通过研究焊接热输入量及焊后热处理工艺对其性能、组织、耐腐蚀性的影响，为生产应用提供依据。
2. 实验材料与方法
2.1. 试验材料
实验材料为浦项(张家港)不锈钢股份有限公生产的S32750超级双相不锈钢，规格为158.8 × 0.89 mm，冷轧 + 固溶态，其带材性能如表1所示，化学成分如表2所示，根据PREN值计算公式：PREN = Cr% + 3.3 × Mo + 16 × N%，母材PREN值为41.4。制备工艺流程为：带材→清洗→剪切端焊→清洗→冷弯成形→焊接→一次定径→在线退火→二次定径/矫直。
Table 1. Tensile properties of the S32750
表1. S32750力学性能
材料牌号 |
抗拉强度MPa |
屈服强度MPa |
断后伸长率A50% |
硬度HRC |
S32750 |
959 |
733 |
32 |
29.8 |
Table 2. Chemical compositions of S32750
表2. S32750元素含量(w/%)
材料牌号 |
wt.% |
C |
Si |
Mn |
P |
S |
Cr |
Ni |
Mo |
N |
Cu |
Fe |
S32750 |
0.0138 |
0.535 |
0.864 |
0.0252 |
0.0005 |
25.578 |
6.193 |
3.406 |
0.00288 |
0.114 |
余量 |
2.2. 试验方法及设备
采用JT50焊管机，焊接设备为米勒MAXSTAR 700焊机，为防止焊接过程中环境对焊缝影响，在焊缝背面(焊管内壁)、焊枪、焊合室内通氩气(纯度 ≥ 99.99%)进行保护。在1.0 m/min的速度下，采用TIG直流正接法进行制样。在1.0 m/min速度下，进行了焊管试制；试样编号和试验工艺参数如下表3所示。
Table 3. Sample number and test process parameters
表3. 试样编号和试验工艺参数
序号 |
焊接速度 |
焊接电流 |
焊接电压 |
退火温度 |
m/min |
I/A |
U/V |
℃ |
1# |
1 |
120 |
11 |
1050 |
2# |
1 |
115 |
11 |
1050 |
3# |
1 |
110 |
11 |
1050 |
4# |
1 |
120 |
10.5 |
1050 |
5# |
1 |
115 |
10.5 |
1050 |
6# |
1 |
110 |
10.5 |
1050 |
7# |
1 |
120 |
10.5 |
1010 |
8# |
1 |
115 |
10.5 |
1010 |
9# |
1 |
110 |
10.5 |
1010 |
采用XJA-6A金相显微镜对试样的母材、热影响区、焊缝区进行了金相组织观察。拉伸性能检测采用CMT5105型电子万能试验机(100KN)，硬度检测采用THBRVP-187.5 e型硬度计。
腐蚀试验和检测方法按照ASTM G48 A方法进行，将试样切割成小块后，进行称重后放入配置好的三氯化铁溶液中，恒温50℃，24 h后取出称重并观察试样表面腐蚀情况。
3. 试验结果与讨论
3.1. 力学性能分析
对制备样品进行拉伸及硬度测试，结果如下表4所示，相比于母材，其抗拉强度、屈服强度有所降低，硬度增加，力学性能满足ASTM A789标准要求。
Table 4. Sample mechanical properties
表4. 样品力学性能
样品编号 |
抗拉强度MPa |
屈服强度MPa |
断后伸长率A50% |
硬度HRC |
1# |
891 |
670 |
35.5 |
30.3 |
2# |
892 |
675 |
35 |
30.9 |
3# |
902 |
686 |
32 |
31.2 |
4# |
901 |
690 |
31 |
30.3 |
5# |
894 |
693 |
35 |
30.6 |
6# |
896 |
682 |
33.5 |
30.9 |
7# |
891 |
675 |
33.5 |
30.9 |
8# |
891 |
676 |
33.5 |
30.9 |
9# |
898 |
681 |
35 |
30.6 |
3.2. 金相组织分析
图1为1#~3#样的焊缝、热影响区金相照片。金相组织中，基体组织为铁素体相，奥氏体相呈块状或片状分布在晶界和晶内。对比1#、2#、3#样金相组织，1#焊缝区、热影响区内铁素体晶粒尺寸大，奥氏体相占比较少。高温热影响区保留了高温铁素体的原始晶粒形态，当热影响区从高温冷却下来，先是形成全铁素体，而后冷却过程中，在铁素体晶界上开始向奥氏体转变，随后在铁素体内部也有部分组织转变成板条状奥氏体[12]。在焊接热输入量大的情况下，热影响区中奥氏体转换为铁素体，铁素体晶粒长大，焊缝区由于热输入量大，铁素体基体晶粒长大，高温铁素体晶界比例小，奥氏体在晶界形核位置减少析出困难，尽管热输入提高有利于高温铁素体向奥氏体转变，但由于高温铁素体晶粒尺寸的长大，反而导致奥氏体在组织内的比例降低。
Figure 1. Weld zone, heat affected zone metallographic structure (a) 1# weld zone (b) 1# heat affected zone (c) 2# weld zone (d) 2# heat affected zone (e) 3# weld zone (f) 3# heat affected zone
图1. 焊缝区、热影响区金相组织 (a) 1#样焊缝区 (b) 1#样热影响区 (c) 2#样焊缝区 (d) 2#样热影响区 (e) 3#样焊缝区 (f) 3#样热影响区
3.3. 腐蚀试验分析
按照腐蚀方法浸泡在三氯化铁溶液24 h取出后，进行称重。从外观上看，如图2所示其中1#样品可以观察到在焊缝区域出现明显的腐蚀坑，2#、3#样品未出现可见腐蚀坑。
Figure 2. Sample surface after corrosion
图2. 腐蚀后样品表面
对试样腐蚀前后重量进行对比，其结果如下表5所示。7#样腐蚀较严重，其减重量最大，6#样减重量最少。结合图3金相组织金相分析，因7#样品热输入量大，焊缝处铁素体晶粒长大较为明显，铁素体相粗化。奥氏体沿晶界、晶内析出量较少，焊缝处奥氏体组织相比例低。σ相是一种富含Cr、Mo的金属间化合物，一般在600℃~1000℃温度范围内析出，被认为是双相不锈钢中危害性最大的一种硬脆相，少量的σ相析出即会导致接头韧性的急剧降低[13]。同时，σ相析出会造成周围Cr、Mo等耐腐蚀性元素的贫乏，从而降低双相不锈钢的耐腐蚀性能。7#试样在焊后固溶处理中，其固溶温度1010℃，σ相未能完全溶解。在热输入量过高，固溶温度低情况下，导致其在三氯化铁溶液中，熔合线附近发生严重点蚀。
Table 5. Sample weight before and after corrosion test
表5. 腐蚀试验前后试样重量
试样编号 |
试验前质量g |
试验后质量g |
减重g |
1# |
1.6554 |
1.617 |
0.0384 |
2# |
1.6333 |
1.6162 |
0.0171 |
3# |
1.606 |
1.5905 |
0.0155 |
4# |
1.6033 |
1.5681 |
0.0352 |
5# |
1.6721 |
1.6639 |
0.0082 |
6# |
1.6425 |
1.6352 |
0.0073 |
7# |
1.6657 |
1.5635 |
0.1022 |
8# |
1.6032 |
1.5219 |
0.0813 |
9# |
1.6513 |
1.5761 |
0.0752 |
Figure 3. Weld zone metallographic structure (h) 6# weld zone (i) 7# weld zone
图3. 焊缝区金相组织 (h) 6#样焊缝区 (i) 7#样焊缝区
经过固溶后冷轧的双相不锈钢母材铁素体/奥氏体两相比例基本趋近平衡，在固溶处理下无二次相的存在。但在焊接过程中，由于接头冷却速度较快，双相不锈钢焊缝通常存在奥氏体不足的缺点。同时，双相不锈钢焊接过程中，热影响区会遭受快速加热和冷却的复杂热循环作用而导致过多的铁素体形成和有害的金属间化合物(σ相和χ相等)、氮化物(Cr2N和CrN)以及碳化物等二次相析出，严重恶化热影响区的韧性和耐局部腐蚀性能，从而导致热影响区成为双相不锈钢焊接接头最薄弱区域[14]。
4. 结论
以冷轧 + 固溶态超级双相不锈钢S32750带卷，经成型后TIG焊焊接，在不同的热输入量及退火温度下，制备规格φ50.8 × 0.89 mm的超级双相不锈钢焊管。对其力学性能、组织、耐腐蚀性能进行研究。
(1) 在不同的焊接及热处理工艺下，制备的焊管抗拉、屈服、延伸率、硬度等可以满足相应标准要求，焊缝硬度比母材有所增加。
(2) 焊接过程中，热影响区铁素体晶粒粗化，奥氏体相不足，同时由于有害的金属间化合物(σ相和χ相等)、氮化物(Cr2N和CrN)以及碳化物等二次相析出、导致焊缝热影响区处耐腐蚀性能变差。在热输入量增加的情况下，焊缝、热影响区组织中奥氏体含量不断降低，相应耐腐蚀性能变差。在焊后固溶处理中，固溶温度1010℃，不能完全溶解σ相，其耐点蚀性能降低，1050℃退火温度时，超级双相不锈钢耐点蚀性能优于1010℃。因此，热输入量的增加会导致铁素体晶粒粗化及奥氏体相比例不足，而过低的焊后固溶退火温度，导致σ相不能完全溶解，因此7#试样的耐腐蚀性能最差。
(3) 综合分析，在焊接1.0 m/min，焊接电流105 A、电压10.5 V、退火温度1050℃情况下，焊管力学性能、焊缝组织、耐腐蚀性满足标准要求，且耐三氯化铁腐蚀性能最优。