镍对合金节约型双相不锈钢焊缝韧性的影响外文翻译资料

 2022-10-08 11:47:59

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镍对合金节约型双相不锈钢焊缝韧性的影响

摘要

用30mm LDX 2101不锈钢板材制成三个镍含量分别为1.3wt%、4.9wt%和6.0 wt%的焊件。对这些焊件进行拉伸、冲击和断裂韧性试验，目的是评价焊接金属在零度以下（℃）对脆性破坏的敏感性。与另外两个具有相似相组成和平均自由铁素体距离的焊件相比，镍含量为1.3 wt%的焊件具有更高的铁素体量。拉伸试验的结果表明，随着温度的降低，具有最高镍含量的焊件的延展性保持不变，而另外两个焊件的延展性则随着温度的降低而下降。基于J积分的断裂韧性试验显示，含镍量较高的6.0wt%焊件，与另外两种镍含量较低的焊件在脆性断裂的敏感性方面有很大差异。

1. 引言

在锻造双相不锈钢（DSS）中，铁素体和奥氏体通常占有相同的比例，其主要的合金元素是铬、钼、锰、镍和氮。前两个是铁素体稳定化元素，后三个是奥氏体稳定化元素。要使DSS具有高的机械强度、良好的韧性、耐腐蚀性和可焊性，合金元素之间需要有良好的平衡。

传统上，这些合金已经被广泛应用于海上工业、纸浆和造纸工业、压力容器等方面。如今，由于双相不锈钢的耐腐蚀性对维修成本的节省，使其在其他结构中也有着越来越多的应用。尤其是具有更低镍和钼含量的合金节约型双相不锈钢，有着具有竞争力的低成本，预计会被越来越多的结构所应用。

由于铁素体的含量，双相不锈钢在零度以下（℃）表现出韧性到脆性的转变。为了降低韧脆性转变温度（DBTT），可以增加奥氏体的含量或者提高铁素体自身的韧性。由于这两种方法都受到镍含量的影响，这使得镍含量对双相不锈钢的韧性有着德重要影响。因此，焊接材料中经常掺入大量的镍来促进焊件中奥氏体的形成。在-110℃和-40℃之间对LDX 2101合金节约型双相不锈钢上的焊缝金属的断裂韧性进行测量，结果显示出韧性良好。当镍含量为8-9 wt%时，这些焊接件中大约有55%的奥氏体。

本工作目的是评估出镍对LDX 2101双相不锈钢焊后断裂韧性的影响。三种类型的焊件期望焊后仅有镍含量的不同，微观结构和相组成应该相互类似。这些焊件将进行拉伸试验、冲击试验、室温和-60℃下的断裂韧性试验。

2. 材料和焊接

本工作所使用的材料是由奥托昆普不锈钢AB公司交付的工业生产的双相不锈钢LDX 2101 (EN 1.4162, UNS S32101)。该材料是先热轧到所需的板厚30mm，随后在1100℃进行固溶处理和水淬处理。板材和填充金属的化学组成可以在表1中查到。焊件选用X型接头且焊接接头与母材的轧制方向平行(T–L方向)。一共采用18道填充金属，每道都要保证板材的温度在150℃以下。焊接参数可以在表2中查到。焊件的目标含镍量分别为1.5wt%、5wt%和7 wt%。

这些焊件的焊接程序如下：

埋弧焊(SAW)会有自身焊剂的填入，焊剂的低镍含量将会保证脆性断裂研究的可靠。

使用标准商业焊剂的埋弧焊将被使用在稀释度高的底部两层焊道。剩下的16层焊道也使用埋弧焊焊接，但使用的是自制焊剂，镍粉加入量为每层2.5–4.9克。这种焊接布局和以前的低镍焊缝做比较。

熔化极惰性气体保护焊(MIG)焊接前7层焊道，埋弧焊(SAW)焊接剩余的11层焊道。两种方法都使用标准商业填充金属237 NL。该种焊结构用作基准对照焊缝。

对于埋弧焊，使用的焊剂具有如下的化学成分(wt%): 7 SiO2,50 CaF2,36 Al2O3, 3 Cr。对整个焊件（沿厚度方向）用X射线能谱分析仪(EDX)进行分析，结果记录在表3中。从焊缝金属中切出了一些小样品用于氮和氧含量的燃烧分析。化学组成物中的主要差异是锰，镍和氮的含量。焊件在本文中命名为1.3 Ni, 5 Ni和6 Ni。

对于6 Ni焊件，锰含量和氮含量可能由于母材的稀释而增加。对于1.3 Ni 和5 Ni焊件，焊接接头的氮含量都比母材低，这可能与焊接过程中氮气的逸出有关。

焊件的相组成可以在表4中找到。5 Ni和6 Ni焊件有着类似的相组成，而1.3Ni焊件有着明显更高的铁素体含量。铁素体的含量在根部更高，和表4中的平均值对比，5 Ni和6 Ni焊件分别为62%和63%。1.3Ni焊件的铁素体含量则较低，与表4的平均值相比，根部焊道为72%。5 Ni和 6 Ni焊件在根部Ni含量减少的可能解释是由于母材金属的稀释。MIG焊较低的焊接能量输入也促进了6Ni焊件在根部具有较高的铁素体含量。1.3 Ni焊件由于稀释作用，镍含量没有增加（填充金属与母材相比有较低的镍含量）。

图1展示的是三个不同的焊件在金相显微镜（LOM）下的显微组织照片。显微组织包括晶粒间（晶界），晶内和铁素体基体中的魏氏体组织。通过在金相显微镜下观察显微组织，1.3Ni焊件与5 Ni和6 Ni焊件相比似乎有着更少程度的奥氏体组织。5 Ni和6 Ni焊件两者无法区分。没有观察到金属间化合物相。

对具有十分细长微观结构的双相不锈钢母材金属来说，已经发现奥氏体的层状间距对其冲击韧性有一定的影响，并用来对屈服强度和抗拉强度进行回归分析。由于焊缝金属的微观结构更复杂，所以使用平均自由铁素体距离来表征焊接金属。用放大倍率调为100的金相显微镜对抛光和腐蚀后的焊件样本进行线截取计数，结果显示，5 Ni和6 Ni焊件具有相似的平均自由铁素体距离，见表5。1.3Ni焊件的平均自由铁素体距离较大，是由于其具有较高的铁素体含量。

3. 测试过程

3.1拉伸试验

拉伸试验是在一个配有50KN载荷传感器的机电拉力机上进行。初始应变(εlt;5%)通过引伸计来测定。这个试验是用理论长度为60mm（标距长度为36mm），直径为5mm的圆柱试样进行的。试样是在焊缝金属中部表面下方2mm处取得。

将试样浸没在乙醇中，用液氮将乙醇冷却至所需要的试验温度。在温度计和搅拌机的作用下，在整个拉伸试验过程中温度被控制在plusmn;2℃以内。测试前的10分钟温度要保持恒定。变形速率为0.00028。

3.2冲击与断裂韧性试验

冲击试验是按照ISO 148-1标准实施的。冲击试样在焊接处t / 4深度部位提取（t为板厚）。缺口方向是T-L。

断裂韧性的测量将使用标准的单刃缺口弯曲杆试样。试样尺寸为30times;64times;400mm（厚times;宽times;长）。试样取向为T-L并且缺口顶端位于焊缝金属的中心线。侧向槽对进行断裂韧性试验的所有试样使用。裂纹长度除以试样宽度为0.5，其中包括疲劳预裂纹。断裂力学试验是在100KN的液压试验机上完成，用一个夹式引伸计来测量试样裂纹口张开位移(CMOD)。试样在测试过程中一直淹没在乙醇里。用液氮将乙醇冷却至试验温度。测试前的36分钟温度需保持恒定。

对试样加载0.025毫米/秒的恒定位移，直至发生破坏或超过最大的加载力。对于后者的情况，随后将试样冷却，直到确保发生解理断裂，将试样打破，用于标记已经发生的稳定裂纹生长。

断裂韧性测试是基于BS7448 第 2 部分，试验结果的评价是基于ASTM E 1820-06 和ASTM E 1921-05。

3.3局部受压

初衷是测试焊接试件在焊接后的原始状态。焊后的残余应力可能会导致出现疲劳预裂纹的问题。残余应力改变沿着裂纹前沿的应力状态，并产生不规则裂纹前沿。有一些方法来避免这种不规则的裂纹扩展，其中包括反向弯曲，逐步提高疲劳R值和局部受压。推荐的方法是局部受压，这也正是在本次工作中所使用的方法。

含有缺口尖端和残余韧带的试样两侧被压缩，直到达到所需的塑性变形。对疲劳预裂纹和侧边槽施加局部压力。该程序遵循BS7448的描述。

局部受压的结果可以在图2中看到。对供货态样本（无局部受压），大多数疲劳裂纹的增长发生在侧面，几乎都在试样的中间。对于局部受压样本，疲劳裂纹的增长更均匀地发生在整个截面。

整体塑性变形的目标是0.8％。所得到的值为0.63％和1％之间。可以在图2中看到，疲劳裂纹前沿在试样的中部变得更多，有很小的形状，这可能表明塑性变形有点过高。

疲劳预裂纹的长度是由沿预裂纹前沿九个等间隔的点前测得的[ASTM1820]。第1个和第9个点从侧槽边缘测定0.005倍的试样宽度。边缘处的两个值的平均值再和剩余值的平均值进行平均。对于30毫米厚的SE（B）试样，平均预裂纹长度的最大偏差是1.5毫米。

表6展示了试样预裂纹前沿的直线度。对于1.3Ni试样，疲劳预裂纹导致了不规则的预裂纹前沿。有些部位相较于其他部位而言受到较少的疲劳预裂纹的影响，一些地方在预裂纹区域，但并未受到疲劳预裂纹的影响。因此可能会得到没有意义的预裂纹长度的测量。5Ni试样在20℃和-1℃的温度下，疲劳裂纹在试样边缘增长较少。结果是一个预裂纹前沿的缩略图形状。两个邻近表面点与平均裂纹长度的最大差值超过了1.5毫米和预裂纹的平直度，按照标准[ASTM 1820]这是不被允许的。忽略两个邻近表面点导致一个可接受的裂纹前沿。6Ni试样在-1℃下和两个5Ni试样有着相似的缩略图形状。其他试样有着可接受的的预裂纹前沿。总塑性变形和缩略图形状的程度无相关性。

用于所有断裂韧性评价的裂纹长度是九个点平均测量值，除了1.3Ni试样，它使用的是缺口的长度。

4. 结果

4.1拉伸试验

焊件的屈服强度和抗拉强度可以在图3中找到。很明显，屈服强度和抗拉强度随着温度的降低而增加。1.3Ni焊件具有最低的力学强度，5Ni焊件具有最高的力学强度。

三个焊件在室温下的断裂行为是在一些发生横晶裂解裂纹的局部区域（圆直径为1毫米）颈缩后的延性断裂。在每一个局部裂解区域的中心都发现了气孔。断裂发生的原因可能是解理断裂在气孔处引发。这降低了样品的承载力，从而导致样品的失效。在0℃时1.3Ni焊件在颈缩之前完全解理断裂失效。随着温度的进一步降低，拉伸至断裂的伸长率也减小，如表7所示。5Ni和6Ni试样在温度低于室内温度时有着相同类型的失效形式。对于5Ni试样，断裂伸长率随温度的降低而降低。

4.2冲击韧性

图4展示了焊件的夏比V型冲击韧性。1.3Ni焊件具有最低的冲击韧性，而6Ni焊件具有最高的冲击韧性。1.3Ni焊件具有清晰可见的穿晶解理断裂面，在所有试验温度下都是脆性的。

5Ni试样在室温下具有最高的冲击韧性，断口表面以剪切边和延性破坏为主。停止的解理裂纹在一些小的局部区域也是可见的。另外两个试样在室温下出现解理断裂的程度增加，1/3的断口区域在82J，解理主要断裂面在50J。在0℃时以解理断裂为主。

6Ni试样在室温下有着充分的延展性。在0℃出现了剪切唇和变形的缺口顶端。对于在那个温度的146J试样，出现了一个局部解理区域。另外两个试样有解理主导的内部。6Ni试样在-60℃显示出充分的没有明显缺口顶端变形的解理裂纹。

在40J下的冲击韧性，T 40J的值，发现对于5Ni焊件为-13℃，对于6Ni焊件为-43℃。

4.3断裂韧性

1.3Ni焊件在所有的测试温度下以一种不稳定的方式失效。断裂韧性非常低，6.3-8.3千牛/米。1.3Ni试样发生了疲劳预裂突然出现事件。这是由于局部穿晶解理断裂，这将在下面的断口部分讨论。导致这突然出现的应力强度因素范围是0.5–1.7 kN/m。

5Ni焊件在室温下表现出延展的方式。与室温相比在0℃断裂韧性发生了大幅度的降低，试样以一种不稳定的方式失效。

6Ni焊件在室温下有充分的延展性，试验在大量的裂纹嘴张开位移后停止。然而，没有得到独立引发断裂韧性的值的大小，因为回归线的斜率超过了由标准设定的约束条件。在0℃下，焊件在不稳定的失效前进行广泛稳定的裂纹生长（平均2.84毫米），因此可以得到有效的起始断裂韧性。在-20℃下，在不稳定的失效前稳定的裂纹生长下降到大约100 mu;m。

断裂韧性的试验结果与冲击韧性的试验结果遵循相同的排序，见表8和图5。裂缝不稳定点的破坏韧性值是由在ASTM 1820-06中的J c标准定义的。起始韧性的韧性值 J Ic是根据ASTM1820-06中的标准化数据还原方法评定。

4.4断裂韧性试样的断口分析

图6a显示了1.3Ni试样在疲劳预裂期间发生局部解理裂纹的例子。对于这突然出现的应力强度因素是1.7 kN/m。

在断裂韧性的试样中发现了微孔聚集（MVC）的断裂模式，见图6b，和穿晶解理断裂，如图6a，6c和6d。对于5Ni和6Ni试样在室温下测试出的断裂机理是裂纹尖端钝化与随后的MVC，直到测试结束（没有失效）。对于所有其他试样断裂过程是裂纹尖端的钝化与随后的一些MVC，直到发生临界的解理断裂。在MVC区域内也可观察到某些局部停止的解理裂纹。对于所有的试样，裂纹尖端的钝化程度和发生临界解理裂纹之前的MVC的数量都随着温度的降低而减少，比较图6c和6d。

4.1节中所述，拉伸试样的失效发生于气孔处的初始解理断裂。由于在测试期间测试装置没有可测量的地方，所以不能对应力进行布里奇曼校正。因此，不能知道初始解理裂纹是在何种应力下发生的。

经过对冲击试样和断裂韧性试样的检测，在这些试样中没有发现气孔和起始裂纹的关系。仅观察到一个断裂韧性试样的气孔接近裂纹尖端，参见图7a。从SEM照片中可以明显看出，解理断裂发生在气孔前，韧性断裂几乎围绕整个气孔。可以得出一个结论，韧性试样中的初

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