A710高強耐候鋼焊接接頭耐蝕性分析

黃 宸，黃 峰，劉 靜,2，胡 騫，戴明杰

(1. 武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室, 湖北 武漢，430081 2. 北京科技大學鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心，北京，100083 )

A710高強耐候鋼焊接接頭耐蝕性分析

黃 宸1，黃 峰1，劉 靜1,2，胡 騫1，戴明杰1

(1. 武漢科技大學省部共建耐火材料與冶金國家重點實驗室, 湖北 武漢，430081 2. 北京科技大學鋼鐵共性技術(shù)協(xié)同創(chuàng)新中心，北京，100083 )

通過干、濕交替周期浸潤試驗和浸泡試驗，結(jié)合腐蝕形貌觀察和電化學測試，對A710高強耐候鋼母材和焊接接頭在模擬海洋大氣環(huán)境(3.5%NaCl溶液)中的耐蝕性能差異進行了研究。結(jié)果表明，A710鋼焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織存在明顯差異，即母材主要為鐵素體，熱影響區(qū)主要由鐵素體和貝氏體組成，還有大量M-A島，焊縫區(qū)則主要為貝氏體及少量針狀鐵素體，這種組織的不均勻性使得A710鋼的焊接接頭區(qū)域在3.5%NaCl溶液中形成了眾多微電偶腐蝕電池，而多個微電偶腐蝕電池耦合會導(dǎo)致焊接接頭發(fā)生宏觀電偶腐蝕，焊縫和熱影響區(qū)為陽極，母材為陰極；電偶腐蝕的存在則導(dǎo)致A710鋼焊接接頭在模擬海洋大氣環(huán)境中的平均腐蝕速率高于母材。

高強耐候鋼；焊接接頭；海水腐蝕；電偶腐蝕；微觀組織；耐蝕性能

現(xiàn)代船舶及海洋工程一般為焊接鋼結(jié)構(gòu)。在嚴酷的海洋腐蝕環(huán)境下，低合金鋼焊接接頭由于組織、化學成分的不均勻，成為鋼結(jié)構(gòu)中最易腐蝕失效的部位[1-3]。為此，冶金工作者對不同鋼種焊接接頭在模擬海洋環(huán)境下的腐蝕行為及機理開展了大量研究。于美等[4]發(fā)現(xiàn)10CrNi3MoV鋼焊接接頭的耐蝕性優(yōu)于12MnSiNiCrMo鋼，原因在于后者焊縫區(qū)中有魏氏組織存在。趙兵兵[5]對比了不同焊接工藝制造的低合金鋼焊接接頭在海水中的腐蝕行為，結(jié)果表明，埋弧焊接接頭各區(qū)域耐蝕性差異最明顯，電偶腐蝕傾向最大，在腐蝕過程中會加速焊接接頭的腐蝕溶解。黃桂橋等[6]認為海洋用鋼焊接接頭的熔合區(qū)易產(chǎn)生腐蝕溝槽，具有潛在的失效風險。王素華等[7]認為3C鋼常見焊接接頭組織中，焊縫區(qū)耐海水腐蝕性能最差，其次為母材，熱影響區(qū)最好。由此可見，焊接接頭組織的差異性導(dǎo)致其耐蝕性能和腐蝕機理異于母材，嚴重了影響海洋工程用鋼的服役壽命和安全性。A710鋼是武漢鋼鐵集團公司開發(fā)的高強耐候鋼，具有優(yōu)良的力學性能和焊接性能，且成本相比于進口鋼板降低了30%以上，有望廣泛應(yīng)用于海洋平臺建設(shè)。因此，研究A710鋼母材與焊接接頭耐蝕性能差異，對其在海洋環(huán)境中的實際應(yīng)用具有重要意義。基于此，本文采用氣體保護焊工藝對A710鋼進行焊接，對母材和焊接接頭在模擬海洋大氣環(huán)境下(3.5%NaCl溶液)的耐蝕性能差異進行了研究。

1 試驗材料及方法

試驗用鋼為武漢鋼鐵集團公司生產(chǎn)的A710高強耐候鋼板，其化學成分見表1。采用氣體保護焊工藝對A710鋼進行焊接，焊接材料為本課題組自主研發(fā)的自保護藥芯焊絲，焊縫化學成分見表2，焊接工藝參數(shù)見表3。

表1 A710高強耐候鋼的化學成分(wB/%)

表2 焊縫的化學成分(wB/%)

表3 焊接工藝參數(shù)

圖1 A710鋼焊接接頭的宏觀形貌

從A710鋼母材和焊接接頭處分別取樣，制作工作面為10 mm×10 mm的電極各一個，用于浸泡腐蝕試驗，其余面用環(huán)氧樹脂封裝。用180#、500#、800#、1000#、1500#砂紙逐級打磨試樣表面直至光滑鏡面，用酒精清洗，吹干后備用。浸泡溶液為3.5%NaCl溶液，將電極工作面置入溶液高度的一半且垂直于燒杯底，保持母材和焊接接頭電極高度一致，在室溫條件下浸泡72 h。取樣時，拍照記錄試樣銹層清除前后的腐蝕形態(tài)(采用除銹液清除銹層，配比為500 mL HCl+500 mL蒸餾水+3.5 g六次甲基四胺)。

干、濕交替周期浸潤腐蝕試驗在YF-C1型干濕交替周期浸潤腐蝕實驗箱中進行，介質(zhì)為3.5%NaCl溶液，加速腐蝕時間為72 h。為模擬高溫、高濕的南海海洋大氣環(huán)境，將試驗條件設(shè)為：大氣溫度(45±2) ℃，大氣濕度(60±5)%，溶液溫度(45±2) ℃，循環(huán)周期1 h(浸潤時間為12 min，干燥時間為48 min)。母材與焊接接頭試樣尺寸分別為60 mm×40 mm×5.5 mm和60 mm×40 mm×4.5 mm，試驗前用砂紙逐級打磨試樣表面，用丙酮除油和無水乙醇脫水后，干燥24 h，稱取試樣的初始質(zhì)量。周期浸蝕結(jié)束后，將試樣浸泡在除銹液(500 mL鹽酸+500 mL去離子水+10 g六次甲基四胺)中去除腐蝕產(chǎn)物，用無水乙醇清洗除銹后的試樣并吹干，干燥24 h后稱重，并用空白試樣矯正除銹液對基體的腐蝕量，根據(jù)文獻[9]中的失重法計算其腐蝕速率，用光學照相機記錄試樣除銹前后的宏觀形貌。此外，利用Autolab電化學工作站對周期浸蝕72 h的母材和焊接接頭電極進行電化學阻抗譜(EIS)測量，輔助電極為Pt片，參比電極為SCE，測量頻率范圍為100 kHz～10 mHz，交流激勵信號幅值為±10 mV。

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭的微觀組織

A710鋼焊接接頭不同區(qū)域的OM照片和SEM照片分別如圖2和圖3所示，由于受焊接熱循環(huán)影響，熱影響區(qū)組織較不均勻，又可分為不完全正火區(qū)、正火區(qū)、過熱區(qū)。

(a)母材 (b)熱影響區(qū) (c)焊縫

圖2A710鋼焊接接頭不同區(qū)域的OM照片

Fig.2OMimagesofA710weldedjointatdifferentzones

由圖2可知，A710鋼母材以鐵素體為主，晶粒細小且組織均勻，熱影響區(qū)主要由鐵素體和貝氏體構(gòu)成，還有大量M-A島，晶粒大小分布較為不均，焊縫區(qū)組織則主要為板條貝氏體組織及少量針狀鐵素體。從圖3可以看出，A710鋼熱影響區(qū)中的不完全正火區(qū)主要由塊狀鐵素體、粒狀貝氏體和板條狀貝氏體組成，由于該區(qū)焊接時的加熱溫度在Ac1～Ac3間，即只有部分金屬完成重結(jié)晶相變，導(dǎo)致該區(qū)域組織的晶粒大小不一；完全正火區(qū)主要由粒狀貝氏體組成，該區(qū)域內(nèi)所有金屬均完成重結(jié)晶相變，組織細小且較為均勻；過熱區(qū)主要由粒狀貝氏體組成，該區(qū)域組織不均勻且晶粒較為粗大，M-A島分布密集，呈棒狀和點狀；熔合區(qū)主要由塊狀鐵素體和粒狀貝氏體組成，組織極為不均勻且晶粒粗大。

(a)不完全正火區(qū) (b)正火區(qū)

(c)過熱區(qū) (d)熔合區(qū)

圖3A710鋼焊接接頭不同區(qū)域的SEM照片

Fig.3SEMimagesofA710weldedjointatdifferentzones

2.2 焊接接頭的開爾文電位分布

圖1所示區(qū)域中A710鋼焊接接頭的Volta電位分布如圖4所示，其中Y=800 μm處的線掃描曲線如圖5所示。由于Volta電位與自腐蝕電位呈線性關(guān)系，因此可用Volta電位判斷其腐蝕趨勢。從圖4和圖5中可看出，A710鋼母材的Volta電位最正，熱影響區(qū)次之，焊縫最負，且熱影響區(qū)與焊縫的Volta電位差超過120 mV，這表明A710鋼焊接接頭微區(qū)存在電偶腐蝕的可能性[8]。結(jié)合圖2可知，A710鋼母材以鐵素體為主，晶粒細小且組織均勻，電化學穩(wěn)定性較高，腐蝕傾向較小；而焊縫以板條狀馬氏體為主，晶粒不均勻且電化學活性較高，腐蝕傾向較大[6,10]。

圖4 A710鋼焊接接頭的Volta電位分布

圖5 Y=800 μm處的SKP線掃描結(jié)果

2.3 腐蝕形貌

2.3.1 干、濕交替周期浸潤腐蝕試驗

利用失重法，計算得A710鋼母材和焊接接頭在干濕交替周期浸潤加速腐蝕試驗中的腐蝕速率分別為1.839×10-4、3.921×10-4g/(cm2·h)。可見，在本研究條件下，焊接接頭腐蝕速率為母材的2倍多，也即是說，焊接接頭耐蝕性差于母材。

周期浸蝕試驗后A710鋼母材和焊接接頭帶銹層的腐蝕形貌見圖6。由圖6可知，周期浸蝕72 h后，母材和焊接接頭試樣銹層的形貌差別不大，均分為內(nèi)外兩層，外銹層為疏松多孔的紅褐色腐蝕產(chǎn)物，內(nèi)銹層為分布致密的黑色腐蝕產(chǎn)物。

(a)焊接接頭 (b)母材

圖6周期浸蝕試驗后試樣銹層的形貌

Fig.6Morphologyoftherustlayerofas-corrodedsamplesbydry/wetcyclingimmersiontest

圖7為A710鋼母材和焊接接頭除去腐蝕產(chǎn)物后的形貌，即試樣基底的腐蝕形貌。由圖7可見，整體形態(tài)上而言，A710鋼母材和焊接接頭發(fā)生的是均勻腐蝕，母材和焊接接頭表面的腐蝕坑較淺且分布均勻，但焊接接頭各區(qū)域的腐蝕形態(tài)存在一定的差異。除去銹層后，測得焊縫區(qū)的厚度為4.32 mm，母材厚度為4.42 mm，焊縫區(qū)厚度的減薄明顯大于母材，這表明焊接接頭焊縫區(qū)的腐蝕程度嚴重于母材，據(jù)此推測焊接接頭焊縫和母材區(qū)域間發(fā)生局部腐蝕。

(a)母材 (b)焊接接頭

圖7周期浸蝕試驗后試樣基體的形貌

Fig.7Morphologyofthesubstrateofas-corrodedsamplesbydry/wetcyclingimmersiontest

2.3.2 浸泡試驗

浸泡試驗后A710鋼母材和焊接接頭帶銹層的形貌如圖8所示。由圖8可見，浸泡72 h后，母材表面被紅褐色腐蝕產(chǎn)物覆蓋，而焊接接頭不同區(qū)域的腐蝕形態(tài)有所差異，A區(qū)較為光亮平整，對應(yīng)焊接接頭的母材區(qū)域，C區(qū)被紅褐色腐蝕產(chǎn)物覆蓋，對應(yīng)的是焊縫區(qū)，二者間還出現(xiàn)部分黑色腐蝕產(chǎn)物(B區(qū))，即熱影響區(qū)。

(a)焊接接頭 (b)母材

圖8浸泡試驗后試樣銹層的形貌

Fig.8Morphologyoftherustlayerofas-corrodedsamplesbyimmersiontest

母材和焊接接頭除去腐蝕產(chǎn)物后的形貌(即基底形貌)如圖9所示。由圖9可見，A710鋼母材發(fā)生了均勻腐蝕，基體表面較為平整，僅有少量較淺的腐蝕坑；焊接接頭不同區(qū)域的腐蝕形態(tài)有明顯差異，焊接接頭發(fā)生明顯的宏觀電偶腐蝕，被腐蝕部位均勻分布著很多小腐蝕坑。結(jié)合圖5可知，周期浸潤腐蝕試驗中觀察到A710鋼焊接接頭焊縫和母材局部區(qū)域間所發(fā)生的局部腐蝕實際為宏觀電偶腐蝕。該腐蝕體系中，焊縫和熱影響區(qū)為陽極，母材為陰極。

(a)焊接接頭 (b)母材

圖9浸泡試驗后試樣基體的形貌

Fig.9Morphologyofthesubstrateofas-corrodedsamplesbyimmersiontest

2.4 電化學阻抗分析

耐候鋼的耐蝕性主要通過保護性銹層的生成獲得，為比較A710鋼母材與焊接接頭銹層的保護性能，對經(jīng)過干濕交替周期浸潤試驗的試樣進行電化學阻抗譜測定，得到試樣的Nyquist圖和Z-logf圖如圖10所示。由圖10可知，在整個頻率范圍內(nèi)，A710鋼母材和焊接接頭均表現(xiàn)出相似的規(guī)律。阻抗譜的高中頻區(qū)表征的是整個腐蝕體系的溶液電阻和電極、溶解界面的電子轉(zhuǎn)移電阻，低頻區(qū)表征的是腐蝕產(chǎn)物層電阻。從圖10(a)可以看出，母材和焊接接頭高頻區(qū)表征溶液電阻的實軸截距基本相同。由圖10(b)可見，隨著頻率的降低，母材和焊接接頭體系的總阻抗變化越來越大，特別是在低頻區(qū)，母材腐蝕體系的總阻抗遠大于焊接接頭，因而表現(xiàn)出比焊接接頭更小的腐蝕速率。此外，母材表面銹層電阻遠大于焊接接頭，表明母材的耐蝕性遠強于焊接接頭。

2.5 A710鋼焊接接頭的局部腐蝕機理

綜上所述，組織不均勻性導(dǎo)致焊接接頭不同組織的電極電位分布不同，使焊接接頭整體成為一個多電極體系，在電解質(zhì)溶液中構(gòu)成了錯綜復(fù)雜的腐蝕原電池關(guān)系。在該體系中，任何兩個具有不同電極電位的微區(qū)都將各自組成一個電偶腐蝕電池，其中電極電位高者成為電偶電池中的陰極，電極電位低者則成為陽極，甚至有的微區(qū)在某一組電偶電池中是陰極，同時又為另一組電偶電池中的陽極。由混合電位理論可知，任何兩個不同電極電位的微區(qū)進行的電極反應(yīng)，其平衡電位如果比混合電位高，則按陰極反應(yīng)的方向進行，反之按陽極反應(yīng)的方向進行[11]。若把各微區(qū)近似看作不同種材料，則整個A710鋼焊接接頭可看作是由幾種不同材料串聯(lián)起來的電偶對，多個微電偶腐蝕電池耦合形成A710鋼焊接接頭母材、熱影響區(qū)、焊縫之間的宏觀電偶腐蝕，這使得焊接接頭的耐蝕性遠比母材差。

(a) Nyquist圖

(b) Z-logf圖

Fig.10EISresultsofas-corrodedsamplesbywet/drycyclingimmersiontest

3 結(jié)論

(1)A710鋼焊接接頭母材主要由鐵素體組成，熱影響區(qū)主要由鐵素體和貝氏體構(gòu)成，還含有大量M-A島，而焊縫區(qū)則主要為板條貝氏體組織及少量鐵素體。

(2)A710鋼焊接接頭顯微組織的不均勻性使其在模擬海水溶液中形成眾多微電偶腐蝕電池，這些微電偶腐蝕電池耦合導(dǎo)致焊接接頭發(fā)生宏觀電偶腐蝕，焊縫和熱影響區(qū)為陽極，母材為陰極。焊接接頭宏觀電偶腐蝕的存在是導(dǎo)致其焊接接頭平均腐蝕速率高于母材的重要原因。

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CorrosionresistanceoftheweldedjointofA710highstrengthweatheringsteel

HuangChen1,HuangFeng1,LiuJing1,2,HuQian1,DaiMingjie1

(1. State Key Laboratory of Refractories and Metallurgy, Wuhan University of Science and Technology, Wuhan 430081, China;2. Collaborative Innovation Center of Steel Technology, University of Science and Technology Beijing, Beijing 100083, China)

Through dry/wet cycling immersion test and immersion test, combined with corrosion morphology observation and electrochemical analysis, the corrosion resistance differences between base metal and welded joint of A710 high strength weathering steel in simulated marine atmosphere (3.5%NaCl) were investigated. The results show that, the different zones of A710 welded joint exhibit different charasterisctics in microstructure. Base metal zone consists mainly of ferrite, heat affected zone consists of ferrite, bainite and M-A lands, and weld seam consists of bainite and acicular ferrite. This imhomogeneity of microstructure will cause the formation of numbers of micro-galvanic corrosion cells in welded joint zone in 3.5%NaCl solution, and the following coupling of those cells may lead to the macro-galvanic corrosion of welded joint. In this corrosion system, heat affected zone works as the anode and the base metal acts as the cathode. As a result, the average corrosion rate of the welded joint of A710 steel is higher than that of the base metal.

high-strength weathering steel;welded joint; corrosion in seawater; galvanic corrosion; microstructure; corrosion resistance

2017-06-09

湖北省科技支撐計劃資助項目(2015BAA083)；國家科技基礎(chǔ)條件平臺建設(shè)資助項目(2005DKA10400-Z12)．

黃 宸(1994-)，男，武漢科技大學碩士生.E-mail:1148298028@qq.com

黃 峰(1972-)，女，武漢科技大學教授，博士生導(dǎo)師.E-mail:huangfeng@wust.edu.cn

10.3969/j.issn.1674-3644.2017.05.006

TG142.71

A

1674-3644(2017)05-0350-06

[責任編輯董貞]