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2205双相不锈钢管焊接中易犯的错误

返回列表 来源:未知 浏览: 发布日期:2020-05-14 08:29【

1.前语
人们生产和运用双相不锈钢近80年了。这些合金的特点是凝固时根本上100%的铁素体,奥氏体是在固态时必须成核和长大的。前期的合金,如可锻合金329和铸造合金CD4MCu内所含的铁素体要远远多于奥氏体。
 
别的,人们没有注重氮的重要性,许多合金含很少的氮,所以,在冷却状况下,奥氏体成核和成长速度太慢,以致在焊后不进行热处理时,不能在焊缝热影响区内取得平衡的奥氏体量。
 
2205不锈钢管当为了促进熔化区内的奥氏体构成而运用超合金化焊缝填充金属时,这些合金的焊后热影响区一般会变脆,耐腐蚀功能欠好。气焊的焊缝金属也有这种缺点。
 
在上世纪80年代,人们充分认识到了氮对双相不锈钢的重要性,一般会规则最低的氮含量要求。经过在根本金属参加恰当的氮含量,运用加大镍含量的焊缝填充金属,可使焊件在焊后状况具有大致相等量的奥氏体和铁素体,这样显著地改进了力学功能,提高了耐腐蚀功能。
 
接着就是要使热输入合理,以便经过适宜的冷却速率来到达热影响区内合理的奥氏体—铁素体平衡。热输入太低会导致铁素体过多,热输入太高会导致金属间相分出。现在惯例的做法是,在焊接22%Cr双相不锈钢时,热输入在0.5~2.5kJ/mm之间,在焊接25%Cr双相不锈钢时,热输入在0.5~1.5kJ/mm之间。
 
尽管绝大多数双相不锈钢焊接件是在焊后状况运用的,可是,至少有两种状况一般需求进行焊后热处理(退火)。双相不锈钢铸件简直毫不例外需求进行退火处理,并且,假如经过焊接对铸件缺点进行修理,就必须对焊缝进行退火处理。经过焊接制造的大型焊接的封头,无论是冷成型还是热成型的,均需求进行退火。

2205不锈钢管
 
 
2.所犯的过错
1.1不合理的根本金属标准
 
在过去的25年中,最常见的双相不锈钢是称之为2205的合金。文献资猜中简直均是运用UNSS31803的成分规模来描述这种合金的。可是,UNS S31803氮含量最低为0.08%,实践证明,要在焊后条件下使热影响区和熔化区保持良好功能,这种水平的氮含量太低。
 
在意识到这一问题后,ASTM自2000年始,运用UNSS32205来界说2205。表1所示为UNS S31803和UNS S32205的成分规模。值得注意的是,与S31803比较,S32205除了添加最低氮含量外,最低铬和钼含量也有所添加。Ogawa和Koseki已充分阐明了氮对操控焊接进程中铁素体/奥氏体相平衡的重要性。
 
图1~3就取自他们的陈述。图1所示为与UNS S31803成分契合,但与UNS S32205成分不契合的锻钢的显微安排和其铁素体相与奥氏体相之间的合金元素散布。对S32205来说,0.12%的氮含量太低。在图1(a)中铁素体为较暗的灰色,而奥氏体简直为白色。从图可看出,在铁素体相内,富含铬和钼,在奥氏体相内富含镍和氮。
 
特别是铬在铁素体内的含量约为25%,在奥氏体内仅为20%,见图1(b),钼在铁素体内的__含量约为3.5%,在奥氏体内钼含量仅为2.5%,见图1(d),一起,镍在奥氏体内的含量为7.5%,在铁素体内约为5%,见图1(c),氮在奥氏体内的含量约为0.3%,而在铁素体内为零,见图1(e)。相的散布根本平衡。因为钢是热轧产品,安排呈条带状。
 
与图1比较,图2所示为UNSS31803的自熔GTA焊缝的熔化区的显微安排和合金元素散布,该资料与图1内的资料相同。奥氏体在铁素体晶粒内散布不多,首要位于原铁素体晶界的薄层处。
 
很难在铁素体和奥氏体之间分出铬、镍和钼的散布。人们很难在类似图2(a)相散布的图2(b), 2(c)或2(d)中看出合金元素散布的图型。可是,氮的散布标明,铁素体晶界周围奥氏体片条内的氮的浓度要高于铁素体晶粒内的氮浓度。
 
这可能是因为这些区域内的氮有满意的时间分散到铁素体晶界上的奥氏体,构成奥氏体片周围的区域实际上不含氮,见图2(e)所示。在铁素体晶粒内部,氮被阻挠,没有机会进入奥氏体,以氮化铬分出,清晰可见,见图(2a)。对熔化区来说,大的铁素体晶粒和氮化铬分出物相组合对熔化区的韧性和耐腐蚀功能十分有害。
 2205不锈钢板


实际上,如前所述,熔化区凝固的100%是铁素体。然后,在开端向奥氏体进行改变时,需求进行分散。因为铬、镍和钼是置换元素,在固态中分散相对较慢,所以,在正常焊接冷却条件下它们不能在铁素体和奥氏体之间取得平衡分配。可是,氮是空隙元素,其分散速度比置换元素快100倍左右。成果,它有更多地进入奥氏体的能力,尽管并非如图2所示的成分彻底进入。
 
在含有0.12%氮的资猜中,热影响区的最热部分的行为与焊缝金属类似。特别是它是由100%铁素体构成,然后在固态中部分改变成奥氏体。所以,它更倾向于构成大型铁素体晶粒和沿原先的铁素体晶界构成的奥氏体条片。尽管经过选用镍含量较高的填充金属来加速奥氏体的构成可对熔化区的成分进行操控,但对热影响区的操控不大。这样一来,为了到达最佳功能,在焊后结构中最好防止运用这种成分。
 
图3所示为当2205合金氮含量高于图2所示的氮含量,满意了UNS S31803和S32205的成分极限,其GTA熔化区的显微安排和合金元素的散布。因为图3中焊缝金属的氮含量较高(氮含量为0.18%,与其比较,图2的氮含量为0.12%),显著地改变了焊后安排。
 
特别是在图3(a)中可清楚看出构成的奥氏体多于图2(a)构成的奥氏体,奥氏体分散穿过整个铁素体晶粒,而不是首要局限于铁素体晶界。与图2(a)比较,在图3(a)中看不到氮化铬的分出。相反,一切的氮都进入了奥氏体,见图3(e)所示。并且在图3(b)和(d)中显着地在该区域可看出铬和钼的少量的散布,沿原铁素体晶界首要构成的奥氏体中铬和钼的含量要少于原铁素体晶粒。
 
因为该试样的氮含量较高,就可能构成在比0.12%N合金更高的温度开端构成奥氏体,并且,因为在较高的温度开端分散和改变,钼和铬可能会分散得更快,分散的时间会更长。在图3(a)中还可看到,整个原铁素体晶粒上构成的奥氏体条片打碎了本来粗大的铁素体晶粒。
 
跟着原铁素体晶粒被内部奥氏体条片打成小晶粒,改进了韧性。并且因为没有氮化铬分出,改进了耐腐蚀功能。在热影响区的高温部分也是如此。这样一来,就可得出定论,图3中氮含量较高的UNSS32205显着优于图2中氮含量较低的UNS S31803。
 
2205不锈钢管因而,很显着,UNS S31803不适于作为焊后状况用处的根本金属,应该运用UNS S32205。在双相不锈钢中,UNS S31803不是惟一的不适于用做焊接结构的根本金属。属于UNS S32550成分的255合金的状况也是如此。
 
表2比较了UNSS32550与用于堆焊的UNSS32520的成分,其成分大体上相同,可是,UNS S32520的最低氮含量要比UNS S32550高,所以,很清楚,UNS S32520更适用于焊后状况的用处。别的,也可运用UNSS32550,可是,要把该钢种成分的氮含量操控在上限才行。
 
1.2不合理的焊接热输入
 
关于焊接热输入的传统观点是, 在焊接含铬量22%的双相不锈钢时,热输入应约束在0.5~2.5kJ/mm,在焊接含铬量25%的超级双相不锈钢时,热输入应约束在0.5~1.5kJ/mm。
 
当选用更低(这儿指<0.5kJ/mm,热输入小,热量小,冷速快!)的热输入时,即便对含高氮的双相钢,在十分快的冷却速度下奥氏体的构成也不充分。当选用更高(这儿指>1.5kJ/mm,热输入大,热量大,冷速慢!)的热输入时,在慢的冷却条件下,在铁素体内有金属间化合物分出的趋势。
 
25%Cr超级双相不锈钢与22%Cr双相不锈钢比较,25%Cr超级双相不锈钢的趋势更加显着。
 
Karlsson等人指出,在含氮量较高的,含22%Cr双相不锈钢,如UNS S32205的焊接进程中构成分出物的趋势相当低,在焊接进程中,只需恪守上述焊接热输入约束就没有危险。
 
可是,他还进一步指出,当焊接25%Cr的超级双相不锈钢时,即便将焊接热输入约束在0.5~1.5kJ/mm,也不能确保多道焊缝没有分出物。在这些高合金钢中,焊缝的屡次加热循环会导致氮化铬、二次奥氏体和包含σ相在内的各种金属间化合物的分出。表3列出了根本金属和焊条的成分规模。
 
请注意,除了按照惯例促进在焊后状况构成奥氏体,填充金属的镍含量高外,填充金属中还添加了少量铜和钨,为了使其与根本金属相匹配。许多填充金属制造厂家引荐填充金属/根本金属的组合资料。
 
工艺鉴定测验用的板厚为9.5mm。接头坡口形式是单面V型坡口,坡口视点为60度,根部空隙为1.5mm,钝边为3mm。开始的工艺鉴定测验运用的是3.2mm的电焊条。在V型坡口中进行焊接十次后,对根部进行清根,使其显露无缺的金属,然后再焊两个道次完结焊接。
 
一切焊道的均匀焊接热输入为0.7kJ/mm。在-40℃从焊缝金属和热影响区切取了小尺度(8mm厚的)夏比V型缺口试样并进行了测验。冲击实验要求是27J,热影响区远远超过了该要求。可是在对焊缝金属进行初次实验和重复实验时,三个夏比V型缺口试样中的两个试样没有到达27J。
 
为了找出焊缝金属冲击实验成果不高的原因,运用扫描电子显微镜检测了工艺鉴定测验用的焊缝试样。图4所示为试样中部厚度附近焊缝金属的显微安排。仅在铁素体内就有很多的有角分出物。可是没有精确确定到底是什么分出物。我们的定论是分出物是在对测验试样进行十二道次的焊接时反复重复加热发生的。
 
因而,运用相同的接头规划和电焊条,又进行了一次新的工艺鉴定测验。在新的工艺测验中,为了使焊接热输入在1.2~1.3 kJ/mm之间,降低了焊接速度,焊接是经过在上部进行四个道次的焊接,在清根后进行一个道次的焊接完结的。在温度为-40℃时,巨细相同的小尺度夏比V型缺口冲击试样彻底超过了27J的要求。显微安排内也没有各种分出物。
 
管道内的根部焊道有出现出不妥热输入特殊状况的可能。在训练碳钢管道的焊接人员时,要求他们在进行根部焊道的焊接时要选用相当快的速度进行焊接,一般,在向下立焊时,运用纤维素电焊条,然后,选用“热焊道”的高热输入,防止碳钢发生氢致裂纹。
 
可是,在热输入较高的“热焊道”后,进行低热输入的根部焊道的焊接会使根部焊道过热,构成超级双相不锈钢的根部焊道内金属间化合物的分出。
 
因为在运用进程中,根部焊道表面一般与腐蚀介质触摸,这种状况十分危险。尽管金属间化合物有损于韧性,可是,埋在焊接接头内的金属间化合物远离暴出面,其危害程度要低于根部焊道内的金属间化合物,原因是埋在焊接接头内的金属间化合物一般不与腐蚀介质触摸,而根部焊道内的金属间化合物与腐蚀介质触摸。
 
2205不锈钢管在焊接双相不锈钢,特别是超级双相不锈钢管道时的标准操作是根部焊道的热输入要大于开始的填充焊道。厚度为6mm左右的根部焊道运用作用相当好。
 
1.3不合理的焊后热处理
 
假如焊接的铸件或焊接成型的封头需求进行焊后热处理,那么,运用常用的富镍填充金属,再加上选用满意根本金属标准但不合理的退火温度就会使双相不锈钢加工制造厂犯别的一个过错(对双相不锈钢来说,一般镍含量为9%,其他与填充金属类似,如表3中所示的E2595-15填充金属)。
 
一般的要求是在最低1040℃的温度进行退火,然后从退火温度进行水淬。因为人们不太了解在加热到退火温度的进程中,双相不锈钢中简直总是构成σ相,而镍含量较高会使σ相的固溶相线温度增高。在这种状况下,富镍的焊缝金属就危险。Grobner制做的图5所示为镍对25%Cr-3.5%Mo合金σ相固溶相线温度的影响。
 
尽管制作该图所用的合金不含诸如锰、硅和氮等合金元素,可是便于人们从本质上了解镍的影响。它清楚地标明,σ相固溶相线温度随镍含量的添加而添加。特别是它标明,含9%Ni的焊缝金属的σ相固溶相线温度会比含5%Ni的匹配根本金属的σ相固溶相线温度至少高50℃。
 
从本质上来说,图5也可适用于22%Cr含量的合金,如运用富镍填充金属焊接的2205。焊缝金属含8.3%Ni。因为担心在加热到退火温度进程中构成的σ相在退火温度溶解速度太慢,它在1040℃温度下退火96小时。从退火温度进行水淬后可清楚地看到有很多σ相存在。
 
可得出这样的定论,在温度1040℃时,该成分内的σ相稳定。注意,因为退火时间长,与后面所示的比较,其显微安排要粗大得多。图6所示为与合金255成分(5.8%Ni)彻底相匹配的焊缝金属。焊缝金属是水淬前在温度1040℃退火4个小时,它不含σ相,延展性相当好(在4∶1标距长度与直径比的拉伸实验中,伸长率为34%)。
 
当将其他成分类似,但镍含量达9%的焊缝金属255合金在温度1040℃进行退火并进行水淬火时,成果是在整个显微安排有很多的σ相,见图7。在图7中,σ相出现灰色,奥氏体出现白色,铁素体出现黑色。焊缝金属相当脆,伸长率仅为7%(与其比较,在焊后状况伸长率为26%)。
 
值得注意的是,该9%Ni焊缝金属的焊后铁素体含量为54FN,可是,在温度1040℃进行退火后,FN下降到28,阐明因为该热处理,大约一半的原铁素体变成σ相。这实质上与图7所示的显微安排共同。
 
相同的9%Ni焊缝金属,在温度1150℃退火,在炉内冷却到1040℃,并在1040℃保温30分钟,然后在σ相成核前进行水淬,测量得出45FN,具有35%的伸长率,在显微安排内没有σ相。
 
“分级退火”答应氮的近平衡分配,这也是合金255供货商称基体金属有卓越的耐腐蚀功能的地方。从本文可清楚地看出,为了防止σ相带来的危害,富镍填充金属要求的退火温度比基体金属更高。  
  
3.定论
实践证明,双相不锈钢,包含超级双相不锈钢,具有良好的焊接功能,是十分重要的工程资料。然而,因为粗心和不了解状况,也会犯一些过错。为使热影响区和焊缝金属具有良好的功能,规则运用含氮量至少为0.14%的高氮含量的根本金属是恰当的。不然,至少在热影响区会有很多铁素体、氮化铬分出,损害耐腐蚀功能和力学功能。
 
为了防止超级双相不锈钢在屡次重复加热区域内发生分出,应防止选择运用很多的低热输入,小焊道。并且,在焊接双相不锈钢和超级双相不锈钢管道时,为了防止在管道内表面发生分出物,根部焊道要用较高的热输入(大于1kJ/mm),大于开始几个连续焊道的热输入。焊接的双相不锈钢的焊后退火需求考虑以下状况,即,溶解富镍含量的焊缝金属的σ相的温度要比基体金属高。