FZ316L-E堆焊金屬彎曲斷裂原因分析及解決措施

張文軍，趙斌，馬明亮，范會卿

洛陽雙瑞特種合金材料有限公司 河南洛陽 471000

1 序言

在石化行業中的加氫反應器、反應堆壓力殼、穩壓器及蒸發器等設備中，由于其服役環境的特殊性，通常對容器內壁的耐蝕能力有較高的要求，而設備整體采用耐蝕材料進行制造在成本方面是無法實現的，因此，采用電渣或埋弧堆焊工藝對設備內壁進行大面積帶極堆焊成為設備制造過程中常用的方法[1-3]。

在進行316L系不銹鋼的電渣堆焊研究過程中發現，其堆焊金屬在經過690℃×22h的焊后熱處理前后，堆焊金屬的彎曲性能發生了較大改變，熱處理后的試樣在進行側彎試驗過程中出現了斷裂現象。本文對斷裂的原因進行了分析并提出了解決方法。

2 試驗條件

2.1 試驗設備

本試驗采用美國Miller公司生產的 HDC 1500DX型焊接電源和比利時Soudokay公司生產的125ES1堆焊機頭。

2.2 試驗材料

本試驗所用焊帶為EQ309LMo（過渡層堆焊）、EQ309L（過渡層堆焊）和EQ316L（耐蝕層堆焊），堆焊底板金屬為14Cr1MoR，焊帶、底板的規格及化學成分見表1，堆焊過程焊接參數見表2。堆焊焊劑為自制焊劑。

堆焊側彎試樣按照NB/T 47018.5—2017中的要求加工。

2.3 檢測設備

采用GP-TS2000W彎曲試驗機對側彎試樣進行檢測。采用光學顯微鏡、掃描電子顯微鏡（SEM）對堆焊層金屬進行深入分析。

3 試驗結果與分析

采用EQ309LMo作為過渡層、EQ316L作為耐蝕層完成電渣堆焊，隨后對堆焊試板進行690℃×22h的焊后熱處理，然后進行側彎試驗及化學成分分析。側彎試樣經彎曲后出現明顯的裂紋，堆焊層金屬的化學成分見表3。

表1 焊帶、底板的規格及化學成分（質量分數） （%）

表2 焊接參數

表3 堆焊層金屬化學成分（質量分數） （%）

圖1為FZ316L-E堆焊試板（過渡層金屬EQ309LMo）熱處理前后金相組織，從圖1a中可以看出，焊態堆焊層金屬與基材金屬處存在著一條明顯的熔合區，堆焊金屬側的金相組織為奧氏體及在其上分布的δ-鐵素體；經690℃×22h熱處理后，熔合區附近出現了明顯的析出帶（圖1b中深色區域），且堆焊金屬靠近熔合區的組織基本變為了奧氏體。從圖1中可以看出析出帶的平均寬度大約有50μm。

圖1 FZ316L-E堆焊試板（過渡層金屬EQ309LMo）熱處理前后金相組織

在電渣堆焊過程中，基材Cr-Mo鋼與堆焊金屬間為典型的異種鋼連接，由于兩種鋼的化學成分特點，兩種材料間必然存在不同成分的濃度梯度。從表1和表3的成分對比可以看出，基材側的wC=0.14%，而堆焊層金屬的wC=0.024%。因此，在熱處理過程中，在驅動力的作用下，必然會產生C元素的遷移和擴散，導致基材金屬脫碳及堆焊金屬的增碳，采用掃描電鏡對熱處理后熔合區兩側C含量進行分析，如圖2所示。從圖2中可以看出，在熔合區附近（坐標0點）存在C元素的聚集，同時，堆焊層的Cr元素也會向基材側發生遷移和擴散，使得在C聚集區生成M23C6型碳化物，導致強度提高。

圖2 C含量分布示意

對熱處理前后堆焊層金屬進行金相分析，結果如圖3所示。從圖3a中可以看出，焊態金屬的金相組織為奧氏體基體及在其上連續分布的樹枝狀的δ-鐵素體，而經熱處理后的δ-鐵素體內出現了明顯的碳化物析出，其原因是在堆焊過程中，熔化的金屬冷卻速度較快，導致在凝固過程中奧氏體基體中將固溶部分過飽和的C，而在堆焊金屬的熱處理過程中，這部分C將從奧氏體中析出并向晶界擴散。由于在奧氏體晶界分布著富Cr的鐵素體，析出的C與晶界處的Cr形成M23C6型碳化物，使得堆焊層金屬強度升高。

為進一步分析原因，對比熱處理前后試板強度差異，對熱處理前后的試樣進行顯微硬度分析，結果如圖4所示，圖中的“0”表示距離的零點，測量方向為從基材側到堆焊層。

圖4 熱處理前后金相及顯微硬度對比

從顯微硬度分析結果可以看出，經熱處理后，前文分析的脫碳層及增碳層的存在，熔合區析出帶0的顯微硬度出現了明顯變化，而堆焊層金屬雖有析出，但強度變化不大。原因分析如下：由于熔合區析出了大量脆硬的碳化物，因此該區強度會明顯增高，而脫碳區由于脫碳軟化，顯微硬度出現下降；堆焊層金屬中δ-鐵素體內析出的碳化物使得其顯微硬度稍有提高，但由于其基體為奧氏體組織，因此該處金屬整體硬度提高不大。

4 解決措施

根據上述分析，堆焊金屬側彎斷裂的主要原因是熔合區處出現了明顯的碳化物析出帶，以及由此引起的該區域的強度提高，因此，解決消除碳化物析出帶是提高堆焊金屬彎曲韌性的關鍵。

由分析可知，析出帶的產生是由于在熱處理過程中，熔合區兩側存在濃度梯度的元素在驅動力作用下產生了擴散，并在熔合區形成了M23C6型碳化物，因此，減少碳化物的形成就可相應的減小析出帶。

由于堆焊金屬的特點，元素的濃度梯度不可避免的存在，導致在熱處理過程中擴散的驅動力也不可避免的存在，為盡量降低濃度差，選擇在滿足成分要求的范圍內將過渡層焊帶EQ309LMo的成分進行適當調整，調整后焊帶成分見表4。另一方面，在不影響整體焊道成形及堆焊厚度的前提下，將焊接參數進行適當調整以提高過渡層焊接時的稀釋率。綜合調整后，堆焊金屬熔合區兩側的濃度梯度得以改善，經690℃×22h的熱處理后，堆焊金屬的側彎試樣無裂紋產生。

表 4 調整后焊帶成分（質量分數） （%）

對調整前后的試樣進行金相觀察及顯微硬度分析，結果如圖5所示。

從圖5a與圖5b的對比可看出，經過調整，堆焊金屬熔合區熱處理后仍有一條較為明顯的析出帶，但其寬度則顯著減小，由調整前的約50μm減小到5μm；從圖5c的顯微硬度曲線對比可知，經過調整，雖然熔合區仍有析出，但較調整前有明顯下降；另一方面，堆焊層金屬的顯微硬度較調整前也有明顯下降，這些改善保證了堆焊金屬的側彎性能。

圖5 調整前后堆焊金屬熔合區金相及顯微硬度對比

5 結束語

1）針對FZ316L-E堆焊金屬，由于堆焊層金屬與基材金屬存在C、Cr等元素的濃度梯度，熱處理過程中，元素在遷移和擴散時會在熔合區析出碳化物，形成較寬的析出帶，使得熔合區處的強度升高，導致堆焊金屬彎曲性能下降。

2）通過調整鋼帶成分及工藝，調整后的熔合區析出帶寬度明顯降低，顯微硬度也有明顯的下降，堆焊金屬彎曲性能得到了提高。