镍对双相不锈钢焊缝韧性的影响外文翻译资料

 2022-07-29 15:03:52

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毕业设计外文翻译

镍对双相不锈钢焊缝韧性的影响

约翰·皮尔哈根 罗尔夫·桑德斯特伦

瑞典斯德哥尔摩KTH皇家理工学院材料科学与工程系

关键词： 双相不锈钢 焊接金属 冲击韧性 断裂韧性 镍

摘要：镍含量为1.3,4.9和6.0wt％的三个焊件由30mm LDX 2101板制成。 对焊件进行拉伸，冲击和断裂韧性试验。 目的是评估零下温度下焊接金属脆性破坏的敏感性（℃）。 相对于具有相似相组成和平均自由铁素体间距的其他两种，1.3wt％镍焊件的铁素体含量较高。 拉伸试验的结果表明，对于镍含量最高的焊件，延展性随着温度的降低而保持不变，而另外两个焊件随着温度的降低而变小。 J-积分的断裂韧性测试显示，对于6wt％镍的焊接，相比较于较低的镍含量的其他焊接件，脆性破坏的敏感性有显着的差异。

  1. 介绍

锻造双相不锈钢（DSS）由铁素体和奥氏体组成，通常以相等的比例。 主要的合金元素是铬，钼，锰，镍和氮。 前两个元素是使铁素体稳定，而后三个元素是使奥氏体稳定。 对于DSS具有高的机械强度，良好的韧性，耐腐蚀性和可焊性，需要不同的合金元素之间的精细平衡。

传统上这些合金已被用于海上工业，纸浆和造纸工业以及压力容器。 由于节省了维护成本，现在在其他结构应用中越来越多地使用具有耐腐蚀性的双相不锈钢。 特别是具有较低镍和钼含量的精炼双相级别的不锈钢，这种不锈钢具有竞争力的成本，并且预期会越来越多地用于结构应用。

由于铁素体含量，双相不锈钢在零度以下（℃）表现出延性至脆性转变。 为了将韧性降低到脆性转变温度（DBTT），可以提高奥氏体含量，或者可以提高铁素体本身的韧性。 这些参数都受到镍含量的影响，这使得镍含量对双相不锈钢的韧性很重要。 因此，焊接材料通常与镍过度合金以促进焊件中的奥氏体形成。 断裂韧性测量在稀薄双相LDX 2101的焊缝金属上，在110和40℃之间导致令人满意的韧性。 这些焊件中含有8-9wt％范围内的镍含量和55％的奥氏体。

本工作的目的是评估镍对焊接的LDX 2101双相不锈钢的断裂韧性的影响。 产生三种类型的焊件，其目的是为了具有相似的微观组织和相组成，但具有不同的镍含量。 焊件经受拉伸，冲击和断裂韧性试验在室温和〜60℃之间。

  1. 材料和焊接

本工作中使用的材料是由奥托昆普不锈钢公司（Outokumpu Stainless AB）交付的商

业生产的双相不锈钢LDX 2101（EN 1.4162，UNS S32101）。 将材料热轧至所需的板厚为30mm，然后在1100℃下进行固溶处理并进行水淬。板和填充金属的化学成分见表1。

焊接件以X接头构造制造，其中焊件平行于母板的轧制方向（T-L取向）。 使用总共18个填充金属珠，并且板的温度始终保持在150℃以下。 焊接参数见表2.焊接中镍含量的目标为1.5,5和7wt％。这些焊件的焊接程序是：

●埋弧焊（SAW）自生实验填料。 该自生实验填料的低镍含量将有助于研究脆性断裂。

●具有用于稀释度高的两根珠子的标准商业填料的SAW。 剩余的16个珠子用自生实验填料和镍粉添加量为2.5-4.9g /珠浸没电弧焊接。 该配置可以与以前的低镍焊缝进行比较。

●金属惰性气体（MIG）焊接前7个珠和SAW剩余的11个珠。 两种方法都使用标准商业填料金属23 7 NL。 该配置用作参考焊接。

对于SAW焊接，所使用的焊剂材料具有以下化学组成（重量％）：7SiO 2，50 CaF 2，36 Al 2 O 3，3 Cr。

通过焊接（通过厚度）的能量色散X射线光谱（EDS）的结果示于表3中。还从测 试样品的焊接金属切出小样品用于氮和氧含量的燃烧分析。 化学成分的主要差异在于 锰，镍和氮的含量。 该焊件在本文中称为1.3 Ni，5 Ni和6 Ni。

对于6 Ni焊件，由于与贱金属的稀释，锰含量和氮含量可能增加。 对于1.3 Ni和5 Ni焊件，焊接中的氮比在贱金属中的氮低，这可能与焊接过程中的氮气脱气有关。

焊件的相组成可见表，4. 5 Ni和6 Ni焊件具有相似的相组成，但1.3 Ni具有明显较高的铁素体含量。 对于5 Ni和6 Ni，根部的铁素体含量分别较高，分别为62％和63％，与表4的平均值相比较。1.3 Ni焊点铁素体含量较低，根焊比例为72％ 与表4中的平均值相比，可能的解释是，对于5和6 Ni焊件，由于用母材稀释，镍含量在根部被还原。 MIG焊接中较低的能量输入也有助于6 Ni焊件根部铁素体含量的增加。 对于1.3 Ni焊件，由于稀释，镍含量相应增加（与母材相比，填充金属中的镍含量较低）。

如图，显示了三种不同焊件的显微组织的1个代表性的光学显微镜（LOM）照片。 微观结构由铁素体基体中的晶间（晶界），晶粒内和晶界奥氏体组成。 通过观察LOM中的微结构，与5 Ni和6 Ni焊件相比，1.3 Ni焊件似乎具有较低的Widmanstauml;tten奥氏体程度。 5 Ni和6 Ni焊件彼此无法区分。 没有观察到金属间相。

对于具有高度细长的微结构的双相不锈钢基体金属，奥氏体层间距已经被发现影响冲击韧性，用于屈服和拉伸强度的回归分析。 对于焊接金属，微结构更复杂，因此使用平均自由铁素体距离来表征焊缝金属。 线路截距计数与LOM在焊接的抛光和蚀刻样品的100倍放大显示下，5和6 Ni焊件具有相似的平均自由铁素体距离，见表5。1.3镍焊件的平均自由铁素体距离远大于铁素体相含量较高。

3、测试程序

3.1拉伸试验

拉伸试验用配有50kN测力传感器的机电拉伸机进行。 通过引伸计测量初始应变（εlt;5％）。 用直径为5毫米，长度为60毫米的圆形试样进行试验，包括螺纹（36毫米规格长度）。沿着表面下方2mm的焊缝金属中心提取样品。

将样品浸没在乙醇中，并使用液氮将乙醇冷却至所需的测试温度。在整个拉伸试验期间，用温度计和搅拌器将温度控制在72plusmn;1℃内。测试前10分钟保持恒温。应变率为0.00028s⁻sup1;。

3.2冲击和断裂韧性试验

冲击试验根据ISO 148-1标准进行。 冲击试样从t / 4深度的焊缝中提取出来。 切口方向为T-L。

对于断裂韧度测量，使用标准单边缺口弯曲试样SE（B）。 标本尺寸为30times;64times;400mm sup3;（厚度→宽度→长度）。 样品取向为T-L，切口尖端位于焊缝金属中心线。 所有断裂韧性试样均采用侧槽。 裂纹长度除以样品宽度为0.5，包括疲劳预裂纹。 断裂力学试验采用100 kN液压试验机和夹钳测量样品的裂口开口位移（CMOD）。 在乙醇中测试时将样品浸没。 使用液氮将乙醇冷却至测试温度。在测试前，温度保持恒定在36分钟。

载荷为0.025 mm / s的恒定位移，直到发生故障或超过最大力平台。 对于后一种情况，随后将样品冷却直到裂解断裂发生，并且将样品破碎以标记发生的稳定的裂纹生长。

断裂韧性测试基于BS7448第2部分，测试结果的评估基于ASTM E 1820-06和ASTM E 1921-05。

3.3局部压缩

原来的目的是在焊接后以原始状态测试焊接的样品。 这可能由于焊接的残余应力而导致疲劳预裂缝的问题。 残余应力沿着裂纹前沿改变应力状态并产生不规则的裂纹前沿。 避免这种不规则疲劳裂纹扩展的方法包括反向弯曲，逐步提高R比疲劳和局部压缩。推荐的方法是本地压缩，这也是本工作中使用的方法。

将包含缺口尖和剩余韧带的样品的两侧压缩直至达到所需的塑性变形。 在疲劳预裂和侧槽之前施加局部压缩。 程序遵循BS7448中描述的步骤。

局部压缩的结果可以在图2中看到。对于被测样品（无局部压缩），大部分疲劳裂纹发生在侧面，几乎完全不在样品的中部。 对于局部压缩样品，疲劳裂纹扩展在横截面上更均匀地发生。

总塑性变形的目标为0.8％。 所得值在0.63％至1％之间。 从图中可以看出。 如图2b所示，疲劳裂纹前沿在样品中间生长得更多，给出略微缩略图的形状，这可能表明塑性变形有点太高。

从预裂纹前沿（ASTM 1820）的9个等间距点测量疲劳预裂纹的长度。 点1和9从侧槽边缘测量样品宽度的0.005倍。 边缘处的两个值的平均值与剩余值的平均值相平均。 对于具有30mm厚度的SE（B）样品[ASTM 1820]，与该平均预裂纹长度的最大偏差为1.5mm。

在表6中，示出了样品的预裂前沿的平直度。对于1.3 Ni样品，疲劳预裂带导致了不规则的预裂裂前沿。一些地区的疲劳预制作用受到较少的影响，其余部分地区和预裂纹区域内的部分区域不受疲劳预裂影响。因此无法获得预裂纹长度的有意义的测量。对于在plusmn;20℃和-110℃的5个Ni样品，在样品边缘处的疲劳裂纹增长较小。结果是一个缩略图形状的预裂纹前面。两个近表面点之间的最大差异和平均裂纹长度超过1.5mm，因此根据[ASTM 1820]标准，预裂纹的直线度不被接受。忽略两个近表面点导致接受的预裂缝前缘。在-1℃下测试的6Ni样品具有与两个5个Ni样品相似的缩略图形状。其他标本都有可接受的预裂缝前端。发现总塑性变形与缩略图形状的程度无相关性。

用于所有断裂韧度评估的裂纹长度是除了使用切口长度的1.3Ni试样之外的九点平均测量值。

  1. 结果

4.1拉伸试验

焊件的屈服强度和拉伸强度见图1。 显然，产率和拉伸强度随着温度的降低而增加。 1.3 Ni焊件机械强度最低，5 Ni焊件最高。

三个焊件在室温下的断裂行为是在一些局部区域（直径为1mm的圆形）起始的折晶裂缝断裂之后的延性失效。 在每个局部裂解区的中心发现气孔。 当从该气体孔开始裂解断裂时，可能发生故障。 这降低了样品导致样品失效的承载能力。 在0℃时，1.3镍焊件在颈缩之前完全裂解断裂失败。 随着进一步降低的温度，断裂伸长率如表7所示降低5和6 Ni试样在室温下的较低温度下具有相同类型的失效事件。 对于5 Ni样品，断裂伸长率随着温度的降低而降低。

4.2冲击韧性

焊件的夏比V冲击韧性如图1所示。 1.3 Ni焊件冲击韧性最低，6 Ni焊件最高。 1.3 Ni在所有测试温度下都是脆性的，具有清晰可见的跨晶解理断裂面。

对于具有最高冲击韧性的室温下的5 Ni样品，断裂面主要受剪切唇和韧性破坏。 当地狭窄的局部区域也是可见的。 其他两个样品在室温下有断裂断裂程度增加，断裂面积为1/3，断裂面积为82J，断裂面为50J。 在0℃时，切割断裂是主导的。

6 Ni样品在室温下完全延展。 在0℃时存在剪切唇和变形的缺口尖端。 对于在该温度下的146J样品，存在一个小的局部滞留的裂解区。 另外两个标本的裂缝占主导地位。 6 Ni样品显示完全的裂解断裂，在-60℃下没有明显的切口尖端变形。

对于5 Ni焊件，发现40J冲击韧性的温度T40J值为-13 ℃，6 Ni焊件为-33 ℃。

4.3 断裂韧性

在所有测试温度下，1.3 Ni焊件都以不稳定的方式失效。 断裂韧性非常低，为6.3-8.3 kN / m。 在疲劳预应变期间，1.3 Ni标本出现弹跳事件。 这是由于局部晶体裂解断裂，将在下面的分形剖面中讨论。 这些爆发发生在0.5-1.7 kN / m的应力强度因子范围内。

5 Ni焊件在室温下表现为延展性。 在0℃下，当样品以不稳定的方式失效时，与室温相比，断裂韧性大大降低。

6 Ni焊件在室温下完全具有延展性，并且在广泛的CMOD之后停止了测试。 然而，由于回归线的斜率超过了标准设定的约束，因此无法获得与尺寸无关的起始断裂韧性值。 在0℃时，焊件在不稳定故障之前具有广泛的稳定的裂纹扩展（平均为2.84mm），因此可以获得有效的起始断裂韧性。 在-20℃时，稳定的裂纹扩展在不稳定的故障之前降至约100mu;m。

断裂韧性测试的结果与冲击韧性结果相同，见表8和图5。断裂韧性的断裂韧性值由ASTM 1820-06 中的Jc标准定义。 根据ASTM 1820-06中的归一化数据减少方法评价延性开始断裂韧性JIc。

4.4断裂韧性试样断口

图6a示出了在1.3Ni样品的疲劳预裂化过程中发生的局部裂缝断裂的实例。 该弹出的应力强度因子为1.7 kN / m。

断裂韧性试样中发现的断裂模式为微孔聚结（MVC），图6b和晶间裂解断裂， 图6a，c和d。 对于在室温下测试的5个Ni和6 Ni样品，断裂机理是随后的MVC裂纹尖端钝化，直到测试停止（无故障）。 对于所有其他样品，断裂过程是裂纹尖端钝化与一些后续的MVC直到发生关键的裂解裂缝。 还可以观察到一些局部阻塞的MVC区域内的裂隙骨折。 裂纹尖端钝化的程度和临界裂解断裂开始前的MVC量随着所有样品的温度降低而降低。 图6c和d。

拉伸试样的破坏发生在4.1节所述的从气孔引发的裂缝断裂。 由于测试设置，在测试期间不能进行面积测量，因此不能进行Bridgman的应力校正。 因此，不知道哪个应力发生裂解裂缝发生。

在检查冲击和断裂韧性试样后，这些试样没有发现气孔和断裂开始之间的关系。 仅对于一个断裂韧性样品，观察到靠近裂纹尖端的气孔，见图7A。 从SEM照片可以看出，在气孔之前发生断裂断裂，几乎在整个孔周围观察到延性断裂。 可以得出结论，韧性样品中的裂解断裂起始不是由气孔造成的。

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