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    固溶時(shí)間對(duì)UNS N10276 焊管組織和性能的影響

    2022-07-07 08:04:04張望成李強(qiáng)黃聰曾憲山
    有色金屬科學(xué)與工程 2022年2期
    關(guān)鍵詞:晶間腐蝕再結(jié)晶母材

    張望成,李強(qiáng),黃聰,曾憲山

    (湖南湘投金天新材料有限公司,湖南 益陽(yáng) 413000)

    UNS N10276 是在鎳基體中加入Mo、Cr 和W 等合金元素組成的鎳基合金,在各類酸、堿性的苛刻腐蝕條件下具備良好的耐腐蝕性能,被廣泛應(yīng)用于石油化工、煙氣脫硫和環(huán)保水處理等領(lǐng)域[1-3]。

    鎳基合金焊管的壁厚均勻,同心度好,且生產(chǎn)成本及環(huán)保優(yōu)勢(shì)明顯,因此,鎳基合金焊管的使用范圍正在進(jìn)一步擴(kuò)大。但由于UNS N10276 鎳基合金中含有較高的Mo、Cr 等合金元素,使得其在焊接過程中容易發(fā)生元素偏析,形成金屬間化合物和其他微觀組織的變化[3-7],最終影響鎳基合金焊管的耐腐蝕性能,因此可以進(jìn)行固溶處理來(lái)改善焊管的耐腐蝕性能[8-9]。目前N10276 鎳基合金的相關(guān)研究較多,而針對(duì)直縫焊管組織、力學(xué)性能和耐腐蝕性能的研究不多。本文以冷軋態(tài)帶卷,經(jīng)冷彎成型和非熔化極鎢極氬弧焊制備UNS N10276 直縫焊管為研究對(duì)象,在1 150 ℃進(jìn)行8~30 min 的固溶處理。以探明不同固溶處理保溫時(shí)間對(duì)其組織演變規(guī)律和性能的影響。

    1 試驗(yàn)材料與方法

    以冷軋帶卷為原材料制備的UNS N10276 焊管為試驗(yàn)材料,其化學(xué)成分如表1 所列。從規(guī)格為Φ50.8 mm×1.5 mm 的焊管上連續(xù)按順序截取長(zhǎng)度為400 mm 的試樣4 個(gè),并編號(hào)為1#、2#、3#、4#。利用ZKQF-4-13 型箱式真空氣氛電阻爐對(duì)編號(hào)為2#、3#和4#的3 個(gè)試樣分別進(jìn)行固溶處理,試樣隨爐升溫,升溫速率為20 ℃/min,固溶溫度均為1 150 ℃,固溶時(shí)間設(shè)定為8、15、30 min。固溶結(jié)束后,將試樣快速風(fēng)冷至室溫,避免在550~950 ℃的敏化區(qū)間[10-11]停留。

    采用XJZ-6A 型光學(xué)顯微鏡,CMT5105 型電子萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)和Wolpert402MVA 型自動(dòng)轉(zhuǎn)塔顯微維氏硬度計(jì),分別對(duì)上述4 個(gè)不同狀態(tài)的試樣進(jìn)行組織觀察,拉伸性能和硬度檢測(cè)。在上述焊管的焊縫位置分別截取片狀樣品,先進(jìn)行機(jī)械研磨和拋光,再放入丙酮溶液中進(jìn)行超聲波清洗去除表面油脂和污物,按ASTM G28—2015 標(biāo)準(zhǔn)中A 方法對(duì)試樣進(jìn)行24 h 晶間腐蝕試驗(yàn)。

    2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

    2.1 固溶時(shí)間對(duì)UNS N10276 焊管組織的影響

    圖1 所示為上述4 個(gè)UNS N10276 焊管試樣焊縫、熱影響區(qū)和母材的顯微組織。從圖1(a)—圖1(f)可以看出,1#和2#試樣不同區(qū)域內(nèi)的對(duì)應(yīng)組織一致,焊管的焊縫區(qū)域?yàn)榈容S枝晶狀的鑄態(tài)奧氏體組織;而母材組織為等軸奧氏體并伴隨有明顯的退火孿晶[12-13],這可能與該合金具有層錯(cuò)能較低的面心立方晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)[14];在交界處,熔化的焊縫與母材組織的分界線明顯,且由于焊接熱輸入的影響,使得靠近焊縫熔合區(qū)的部分母材奧氏體晶粒出現(xiàn)了成倍的長(zhǎng)大。對(duì)比1#、2#試樣的顯微組織可知,雖然2#試樣在1 150 ℃經(jīng)過了8 min 的固溶處理,但由于固溶時(shí)間不夠長(zhǎng),試樣各區(qū)域未發(fā)生再結(jié)晶。

    從圖1(g)—圖1(i)3#試樣的顯微組織可以看出,經(jīng)1 150 ℃,15 min 的固溶處理后,試樣的各區(qū)域組織發(fā)生了明顯的變化,焊縫熔合區(qū)不再是枝晶狀的鑄態(tài)組織,而是通過再結(jié)晶形成了等軸組織,且晶粒較為細(xì)??;焊管母材同樣發(fā)生了再結(jié)晶,原來(lái)的退火孿晶組織消失,被細(xì)小等軸晶粒取代;焊縫熔合區(qū)和母材仍存在一定的分界線,但因組織差異減小,分界線變得不明顯。

    從圖1(j)—圖1(l)4#試樣的顯微組織可以看出,經(jīng)1 150 ℃,30 min 的固溶處理后,試樣的焊縫熔合區(qū)和母材晶粒因?yàn)楣倘芴幚頃r(shí)間的增加,再結(jié)晶后晶粒長(zhǎng)大非常明顯,這可能是由于第二相溶解后失去對(duì)晶粒長(zhǎng)大的抑制作用[15-17];同時(shí)焊縫融合區(qū)和母材組織分界線消失。

    圖1 不同狀態(tài)下UNS N10276 焊管不同區(qū)域內(nèi)的顯微組織Fig.1 Microstructure of the UNS N10276 welded tube in different areas under different states

    2.2 固溶時(shí)間對(duì)UNS N10276 焊管力學(xué)性能的影響

    表2 所列為4 個(gè)UNS N10276 焊管試樣的拉伸性能,由表2 可知,不同狀態(tài)下的焊管性能差異明顯試樣,2#試樣經(jīng)過1 150 ℃,8 min 固溶處理后的強(qiáng)度較1#試樣未經(jīng)固溶處理的略微下降;當(dāng)固溶時(shí)間增加至15 min,3#試樣的強(qiáng)度出現(xiàn)明顯的上升,超過了1 000 MPa;當(dāng)固溶時(shí)間繼續(xù)增加至30 min,4#試樣的強(qiáng)度明顯下降,且低于未固溶處理的1#試樣的強(qiáng)度。

    表2 不同狀態(tài)下UNS N10276 焊管的拉伸性能Table 2 Tensile properties of the UNS N10276 welded tube under different states

    經(jīng)8 min 的固溶處理后,試樣顯微組織未發(fā)生明顯的變化,此時(shí)處于回愎階段,可能是組織內(nèi)一部分缺陷消除,強(qiáng)度略微下降,但仍存在大量空位、位錯(cuò)等缺陷[14],所以強(qiáng)度未明顯降低;當(dāng)固溶時(shí)間增加至15 min,試樣發(fā)生了再結(jié)晶,且晶粒細(xì)小,約為12~20 μm;由于晶界長(zhǎng)度的大量增加對(duì)位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)的阻礙增加,出現(xiàn)強(qiáng)度明顯升高的現(xiàn)象;當(dāng)固溶時(shí)間繼續(xù)增加至30 min,在此過程中,試樣組織完成再結(jié)晶且由于保溫時(shí)間長(zhǎng),晶粒長(zhǎng)大明顯,出現(xiàn)強(qiáng)度下降[18],相較于未經(jīng)固溶處理的原始組織,孿晶界消失,組織內(nèi)部缺陷減少,導(dǎo)致經(jīng)1 150 ℃、30 min 固溶處理試樣強(qiáng)度低于未經(jīng)固溶處理的試樣。

    圖2 所示為不同條件下試樣不同位置的硬度情況,從圖2 中可以看出,試樣的整體硬度分布呈“W”形,焊縫與母材的硬度較高,而熱影響區(qū)的硬度較低。硬度的變化趨勢(shì)與強(qiáng)度的變化趨勢(shì)一致,固溶處理8 min 后,試樣硬度降低;固溶時(shí)間增加至15 min時(shí),試樣硬度上升明顯,各位置硬度均超過未進(jìn)行固溶處理試樣,最高HV 硬度達(dá)276;當(dāng)固溶時(shí)間繼續(xù)增加至30 min,此時(shí)試樣的HV 硬度最低,約為180,可能由于長(zhǎng)時(shí)間的固溶處理后組織差異減小,成分微觀偏析消除[19],出現(xiàn)試樣各位置硬度接近的現(xiàn)象。

    圖2 不同狀態(tài)下UNS N10276 焊管不同區(qū)域內(nèi)的硬度Fig.2 Hardness of the UNS N10276 welded tube in different areas under different states

    2.3 固溶時(shí)間對(duì)UNS N10276 焊管晶間腐蝕性能的影響

    圖3 所示為各試樣按ASTM G28 標(biāo)準(zhǔn)A 方法進(jìn)行晶間腐蝕試驗(yàn)后試樣的形貌,從圖3 中可以看出,經(jīng)晶間腐蝕試驗(yàn)后,試樣出現(xiàn)了不同程度的腐蝕,1#、2#試樣出現(xiàn)了明顯的腐蝕,且焊縫的減薄程度大于母材;4#試樣同樣出現(xiàn)了一定程度的腐蝕,但焊縫與母材的腐蝕程度差異減小;而3#試樣未發(fā)生肉眼可見的腐蝕,表面仍較為光亮。

    圖3 晶間腐蝕后試樣形貌Fig.3 Specimen morphology after intergranular corrosion

    表3 所列為不同試樣的晶間腐蝕試驗(yàn)結(jié)果,由表3 可知,腐蝕速率結(jié)果與試樣的腐蝕形貌呈現(xiàn)的腐蝕程度相對(duì)應(yīng),固溶處理提高UNS N10276 焊管焊縫的耐晶間腐蝕性能。1#未固溶試樣的腐蝕速率達(dá)9.125 mm/a;3#固溶15 min 試樣的耐腐蝕性能最好,腐蝕速率僅為1.744 mm/a,優(yōu)于固溶處理8 min的2#試樣和固溶處理30 min 的4#試樣。其原因可能是固溶處理能重新溶解UNS N10276 焊管在制備過程中析出的碳化物或金屬間化合物,消除成分偏析,提高耐晶間腐蝕性能[20],而固溶處理30 min 后試樣耐腐蝕性能反而降低,可能是因?yàn)楣倘軙r(shí)間過長(zhǎng),部分晶粒異常長(zhǎng)大造成耐腐蝕性能下降。

    表3 晶間腐蝕試樣結(jié)果Table 3 Intergranular corrosion test results

    3 結(jié)論

    1)當(dāng)固溶時(shí)間為15 min 時(shí),焊管焊縫與母材組織由于再結(jié)晶的原因,兩者之間組織差異變小,此時(shí)焊管組織晶粒細(xì)小,約為12~20 μm。

    2)焊管的強(qiáng)度和硬度隨著固溶時(shí)間的增加,先下降后上升,然后再下降。當(dāng)固溶時(shí)間為15 min 時(shí),焊管的強(qiáng)度和硬度最高。

    3)固溶處理能提升焊管的耐晶間腐蝕性能,焊管的晶間腐蝕速率隨固溶時(shí)間的增加先減小后增加。當(dāng)固溶時(shí)間為15 min 時(shí),焊管晶間腐蝕速率最小,僅為1.744 mm/a。

    4)為獲得綜合性能良好的UNS N10276 焊管,可以采用1 150 ℃,保溫15 min 的固溶處理工藝。

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