不锈钢复合板的焊接缺陷和对策

发布日期：2014-07-30 15:17:00

 热裂纹
可分为凝固、液化、高温失塑三大类。凝固裂纹多发生在焊缝区；液化裂纹多出现在靠近熔合线的近缝区，多层多道焊缝中层道间也可能出现；高温失塑裂纹通常发生在焊缝金属凝固结晶完了的高温区。
裂纹类型 形成时间 基本特征 被焊材料 分布部位及裂纹走向
热裂纹 结晶裂纹（凝固裂纹） 在固相线温度以上稍高的温度，凝固前固液状态下 沿晶间开裂，晶界有液膜，开口裂纹断口有氧化色彩 杂质较多的碳钢、低中合金钢、奥氏体钢、镍基合金及铝 在焊缝中，沿纵向轴向分布，沿晶界方向呈人字形，在弧坑中沿各方向或呈星形，裂纹走向沿奥氏体晶界开裂
液化裂纹 固相线以下稍低温度，也可为结晶裂纹的延续 沿晶间开裂，晶间有液化，断口有共晶凝固现象 含S、P、C较多的镍铬高强钢、奥氏体钢、镍基合金 热影响区粗大奥氏体晶粒的晶界，在熔合区中发展，多层焊的前一层焊缝中，沿晶界开裂
失延裂纹及多边化裂纹 再结晶温度TR附近 表面较平整，有塑性变形痕迹，沿奥氏体晶界形成和扩展，无液膜 纯金属及单相奥氏体合金 纯金属或单相合金焊缝中，少量在热影响区，多层焊前一层焊缝中，沿奥氏体晶界开裂
产生基本原因：
导热系数小、线膨胀系数大，焊接接头高温停留时间较长，焊缝金属及近缝区在高温承受较高的拉伸应力与拉伸应变。
在焊缝中联生结晶形成方向性很强的粗大柱状晶组织，在凝固结晶过程中，一些杂质元素及合金元素，如S、P、Sn、Sb、Si、B、Nb易于在晶间形成低熔点的液态膜，因此造成焊接凝固裂纹；对于奥氏体不锈钢母材，当上述杂质元素的含量较高时，将易产生近缝区的液化裂纹。
高温凝固模式和高温结晶组织对热裂纹敏感性的影响。当奥氏体的室温组织中含有少量的δ铁素体时（3%～12%），其热裂纹敏感性显著降低。凝固模式有：A；AF；FA。A模式热裂纹敏感性较高（根据晶粒润湿理论，在结晶过程中形成的依棉液态膜能够润湿γ界面，而难以润湿γ-δ界面，因此A模式形成的的纯奥氏体组织具有较高的热裂纹敏感性）；FA模式抗热裂纹性能优良（先析出的铁素体打乱了奥氏体柱状晶的方向，而且形成了偏析液态膜难以润湿γ-δ界面，因此具有优良的抗热裂纹性能。与此同时，先析δ铁系体还能较高地溶解S、P、Sn等杂质，降低了凝固液体中的杂质含量，进而提高了抗热裂纹的性能。以AF凝固模式形成的奥氏体+铁素体组织，铁素体在凝固结晶的后期产生，可以阻止粗大奥氏体柱状晶的长大，有分隔残液的作用，同时也可较多溶解杂质元素，因此此模式形成的A+F组织也具有低的热裂纹敏感性。
除其他因素外，铁素体含量与焊缝金属成分存在一定关系。铁素体含量可以通过调整铁素体形成元素（如Cr、Si、V、Ti、Mo）与奥氏体形成元素（如C、Ni、N）的比率来确定。
1)铁素体的作用
在奥氏体不锈钢焊件中，铁素体最重要的作用是降低某些不锈钢焊缝的热裂纹倾向。
铁素体含量的下限要求对于避免产生裂纹是必要的，当低熔杂质元素（特别是硫、磷）含量很低时，奥氏体不锈钢焊缝金属抗热裂纹性能有所提高。通常热裂纹受凝固模式影响。最终的铁素体含量和形式取决于结晶过程和随后的固体状态。热裂纹的敏感性按照以下凝固模式的顺序降低：单相奥氏体、初生奥氏体、混合型和单相铁素体、初生铁素体。虽然铁素体和凝固模式都主要取决于化学成分。在FA凝固模式下，初始铁素体向奥氏体转变，产生双相组织，大大增加了相的边界数量，在此边界可能分布有低熔点组合物，从而使焊缝金属中微裂的可能进一步减小。至少要3FN（铁素体数为3）的δ铁素体含量可消除用E308、E308L、E316、E316L奥氏体填充金属所熔敷的焊缝金属中的微裂。E309中需要4FN，E318中为5FN，在E347中为6FN。
铁素体含量超过一定限制，可能会降低力学性能。为了控制热脆性，要求焊缝金属中的δ铁素体约为4～10%。过量的铁素体在高温下放置过程中可导致σ脆化。某些填充金属可能得到太高的铁素体含量，特别是高铬低镍型，312型。
铁素体含量超过一定限制，可能会降低某些焊缝熔敷层在热的、氧化性酸中的耐腐蚀性能。添加钼的18Cr-12Ni奥氏体填充金属，如E316、E317、E318型，在焊态条件下对某些介质的抗腐蚀性能不好。存在局限于对铁素体的腐蚀时，可在焊后对接头退火，或者是采用不产生铁素体的焊缝金属的成分。
2)成分和组织间的关系
焊缝中铁素体含量一般用磁性检测仪进行测量，测量结果用铁素体数（FN）表示。由于成分和组织是相关联的，即铁素体元素（铬当量）和奥氏体元素（镍当量），因此铁素体含量也可以通过相图进行估算。为了将Cr-Ni奥氏体不锈钢的化学成分与结晶模式及金相组织密切联系起来，并用于评估焊缝金属的热裂纹敏感性，明确防止焊接热裂纹的材料冶金措施，通过焊接时快速冷却形成的不锈钢的焊缝组织与合金元素的铬当量(Creq)和镍当量(Nieq)值的关系图，可以看出，奥氏体不锈钢及其焊缝金属，当室温组织中含有少量的δ铁素体时（4%～12%），其凝固模式基本为FA，能有效防止焊接热裂纹。
熔敷状态下焊缝金属的显微组织取决于它的成分和结晶速度。碳和氮在稳定奥氏体作用中的有效性各比镍大约30倍，添加少量的钛可以提高熔敷金属铁素体含量达几个铁素体数。
3)焊接条件的影响
焊缝金属的铁素体含量由焊缝金属化学成分的决定，它主要受焊接材料、母材的稀释、焊接条件影响。化学成分中影响最大的是氮和氮，氮和铬的改变可明显影响铁素体含量。高电弧电压（电弧过长）可造成焊缝金属氮污染，并且造成铬氧化损失，使焊缝中铁素体含量远低于规定值。其他的因素是通过药皮中的氧化物减少铬含量（可用Nb、Ti除氧稳定），或者是从二氧化碳中增加碳含量。很高的热输入也可以产生一定的影响，特别是对双相钢的影响。
当未经稀释的焊缝金属中的铁素体含量与制造厂出具的质量证明不相符时，可能是由上述中的一种或者多种因素造成的。
一般要求母材稀释率低于40%。受母材稀释高的焊道可能已改变了铁素体含量，从一焊缝到另一焊缝，以及在同一焊缝中从根部到表面就可能存在铁素体含量的显著差别。要特别注意根部焊道中对稀释的影响。如产品管了焊缝中，按工艺合格值检查全部焊缝，近50%至少相差2FN。因为在母材和填充金属之间标称成分上一般是有差别的，熔深和焊道形状的轻微变化，使稀释率变化，可以使熔敷金属的成分和性能产生明显的变化。
熔敷金属中铁素体含量随着：
(1).电弧电压的升高（拉长电弧）而急剧下降。焊接电压是影响铁素体含量的主要因素。（N和Cr的影响）
(2).随着焊接电流的提高而降低。
(3).随着冷却速度的加快而有所提高，随着层间温度的升高而有所降低。
(4).焊接角度对熔敷金属中铁素体含量有一定影响。
4)热处理的影响
固溶处理能显著减少铁素体含量。
5)焊接热裂纹的控制
主要从控制焊缝金属成分和调整焊接工艺两方面进行控制。
1）.控制焊缝金属成分
其中最关键的是针对某一成分母材，选择合适的焊接材料，防止裂纹产生。
(1).成分控制中还有一个极为重要的问题是限制有害杂质的含量。对于各种材料，均需严格限制硫、磷含量，同时适当提高ω(Mn)/ω(S)或ω(Mn)3/ω(S)的比值。
(2).结构钢焊缝中的ω(C)最好限制小于0.10%，不要超过0.12%。由于磷难以用冶金反应来控制，只能限制其来源。
(3).对于不同材料，还有些各不相同的有害杂质。例如，对单相γ的奥氏体钢或合金的焊缝金属，硅是非常有害的杂质，铌也促使热裂，因为硅与铌均可形成低熔点共晶。但在γ+δ双相焊缝中，硅或铌作为铁素体化元素，反而有利于改善抗裂性。单相奥氏体钢的焊缝中的锰可改善抗裂性，但有铜存在时，锰与铜相互促使偏析加强，大大增加结晶裂纹倾向。
2）.调整焊接工艺
(1).限制熔池过热。过热易促使热裂，应降低热输入。小线能量能减小晶粒度和降低应变量，减小结晶裂纹倾向，同时缩小固相近缝区的热裂敏感区CSZ的大小，从而减小整个焊接接头热裂倾向。
(2).控制成形系数。焊缝成形系数越小，热裂纹倾向越小（与低合金钢相反）。凸面焊缝比凹面焊缝热裂纹倾向小，但不能避免在焊根出现裂纹的可能。“梨形”断面焊道中易产生热裂纹。
(3).降低焊接电流，减小熔合比。
(4).控制装配间隙、改进装配质量，降低拘束度。
3.1.3.2焊缝金属的低温脆化
为了满足低温韧性的要求，焊缝组织通常希望获得单一的奥氏体组织，避免δ铁素体的存在，而恶化低温韧性。
3.1.3.3 475℃脆性（σ相脆化）
475℃脆性指铬的质量分数大于15%并含有较多铁素体相的不锈钢，在350～550℃温度范围内长时间停留或缓冷出现的一种脆化现象，并使钢的强度、硬度显著提高，由于这种脆化现象在475℃左右最敏感，故称475℃脆性。475℃脆性主要发生在高铬铁素体钢、含较多铁素体的奥氏体不锈钢，及其焊缝中，含铁素体越多，脆化倾向越严重。发生475℃脆性后，可以通过重新加热至590～650℃，保温1～5h后快冷予以消除。
σ相是一种无磁且具有高硬度的脆性富铬金属间化合物，σ相的名义成分是Fe、Cr，但实际上由于Ni、Mo等原子参与析出，该相的实际成分应为(FeNi)x(CrMo)y。铬与铁的质量分数分别达到80%和20%，主要析集于柱状晶的晶界，含Cr量可高达61%～82%，含铁量为37%～17.5%，尺寸为10～20nm，此相具有体心立方结构且无磁性，晶格常数为0.2877nm，介于铁与铬的晶格常数之间。由于σ相富Cr，还会富Mo、Si，因而在其周围常常会出现贫Cr（或MO、Si）区，或由于σ相本身的选择性溶解而降低钢的耐蚀性。
在奥氏体焊缝中，γ相δ相均可发生σ相转变，当δ铁素体含量超过12%时，δ→σ的转变将非常显著，造成焊缝金属的明显脆化。σ相析出的脆化还与奥氏体不锈钢中合金化程度相关，Cr、Mo具有明显的σ化作用，而Cr、Mo等合金元素含量较高的超级奥氏体不锈钢，易析出σ相。提高奥氏体化合金元素Ni含量，防止Ni在焊接过程中的降低，可有效抑制它们的σ化作用，是防止焊接接头脆化的有效冶金措施。
产生475℃脆性的原因是σ相的析出。该富铬相在母相晶面族上及位错处的析出且与母相仍保持共格关系，导致发生晶格畸变，产生很大的内应力使滑移堆以进行，易于产生孪晶。孪晶面会形成解理断裂的形核点，从而导致脆化，使常温及负温时的冲击初度严重下降(高温时不降)，并使钢的耐蚀性显著降低。下图是Fe-Cr合金中σ相存在的相图，从相图中可以看出，σ相的产生是由于520℃以下σ→α+σ反应的结果。由于σ相析出较为缓慢，因此，从σ相在α相的溶解度线以上加热所得到的单相α，即使在空冷的条件下，也不会有σ相的析出。只有在520℃以下长时间保温，σ相才会析出，从而导致钢的脆化。一般来说，不锈钢σ相经过固溶处理，或加热到σ相形成温度（550℃以上）以上保温一段时间，使σ相溶解到基体中，然后快冷却，可以有效地防止σ相析出，使钢的塑性、韧性得到恢复。一般认为σ相直接产生于铁素体相，则铁素体形成元素会促进铁素体含量增加，也就促进σ相析出，也就增加475℃脆性的敏感性。

3.1.3.5均匀（表面）腐蚀
耐酸铬不锈钢的最低含铬为12.5%，如要求抗高浓度酸的腐蚀则必需使铬含量达到第二个相应突变值，即铬的摩尔分数为25%或更高。
铬不锈钢在氧化性介质中容易先在表面形成富铬氧化膜的钝化作用，对氧化性酸、大气有较好耐均匀腐蚀性，但对非氧化性酸（稀硫酸、醋酸）的耐腐蚀性不好。
3.1.3.6晶间腐蚀
根据不锈钢及其焊缝金属化学成分、所采用的焊接工艺方法，焊接接头可能在三个部位出现晶间腐蚀，包括焊缝的晶间腐蚀、紧靠熔合线的过热区“刀蚀”及热影响区敏化温度区的晶间腐蚀。对于焊缝金属，根据贫铬理论，在晶界上析出碳化铬，造成贫铬的晶界是晶间腐蚀的主要原因。
在腐蚀介质中，导致晶间腐蚀的原因：
1）碳化铬析出：在500～800℃温度区间敏化时，过饱和固溶的碳向晶粒间界的扩散比铬的扩散的快，在晶界附近和铬结合成（Cr、Fe）23C6的碳化物并在晶界沉淀析出，形成了晶粒边界附近区域的贫铬现象。当该区铬含量降低到钝化所需的极限[ω(Cr=12.5%)]以下时，在腐蚀环境中就会加速该区发生晶间腐蚀。熔化焊接时，熔合线附近由于过热，大部分碳化物被溶解。当第二次加热到敏化温度区（或多层焊或热处理）时，主要沿晶界析出了铬的碳化物，由此引起晶间腐蚀。防止措施：采用超低碳[ω(C＜0.03%)以下或更低]或加Ti、Nb等稳定化元素[Nb或Ti的质量分数为（8～10）ω（C）～1.0%]的母材和填充金属；调整相比例，使之含有4%～12%的δ铁素体；固溶处理（1010～1120℃）；采用稳定化处理使晶内铬扩散均匀化以消除局部贫铬现象；焊接采用较小的焊接热输入，加快冷却速度。
2）σ相析出：某些超低碳含钼奥氏体不锈钢，如316L在敏化温度区间在晶界析出σ相，在沸腾的65%硝酸溶液中可发现，σ相析出引起的晶间腐蚀。
3）晶界吸附：不锈钢中杂质P在晶界吸附是引起硝酸溶液中产生晶间腐蚀的原因。
4）稳定化元素高温溶解：含钛和含铌奥氏体不锈钢焊后在敏化温度加热处理，再放入强氧化性的硝酸溶液中工作，将在熔合线上出现很窄区域的选择性腐蚀，常称为“刀状腐蚀”。
3.1.3.7点蚀及缝隙腐蚀
由腐蚀区产生“闭塞电池腐蚀”（OCC）作用所致。由于材料表面钝化膜的局部破坏引起。材料Ea值越正（阳极电位越高），耐点蚀能力越好：介质中，CL-的浓度越低，越不容易引起点蚀；增加材料的均匀性，即减少夹杂物（特别是硫夹杂物）、晶界析出物（晶间碳化物或σ相等）以及提高钝化膜的稳定性，如降低碳含量，增加铬和钼以及镍含量等都能提高抗点蚀力。现在超低碳高铬镍含钼奥氏体不锈钢有较高的耐点蚀性能。
由于连接处的缝隙被腐蚀产物覆盖以及介质扩散受到限制等原因，该处的介质成分和浓度与整体有很大差别，形成了“闭塞电池腐蚀”的作用。和点蚀形成机理有差异之点在于缝隙腐蚀主要是介质的电化学不均匀引起的。
3.1.3.8应力腐蚀断裂（SCC）
在一定静拉伸应力与一定温度条件下的特定电化学介质共同作用下，因阳极溶解过程引起的断裂。分为应力腐蚀、氢脆和腐蚀疲劳。氢脆是在静拉力与电化学介质作用下，由于阴极吸氢而引起断裂。腐蚀疲劳的应力，不仅是静拉应力，更主要地是交变的周期性的拉-拉、拉-压的动态应力。产生因素：冷热加工产生的残余拉应力、焊接接头的组织变化、酸洗处理不当、在母材上随意打弧、焊接接头设计不合理造成应力集中、腐蚀介质的局部浓度提高等。
特定条件如下：
1）介质条件。腐蚀介质与材料的组合上有选择性。奥氏体不锈钢的介质因素，主要是溶液中CL-离子的浓度和氧含量的关系。CL-离子和O2两者共存并且浓度与量都较高时，才会产生应力腐蚀，这种现象常称为氧脆。温度多在50℃以上。结构中缝隙以及流动性不良等引起介质浓缩部位均发生应力腐蚀断裂。
2）应力条件。在拉应力作用下才能产生。主要是冷、热加工过程中的残余应力，所以消除残余应力是防止应力腐蚀最有效措施之一。合理设计焊接接头，避免腐蚀介质在焊接接头部位聚集，降低或消除焊接接头的应力集中。尽量降低焊接残余应力，在工艺方法上合理布置焊道顺序，如采用分段退步焊。采取一些消应力措施，如焊后完全退火、焊后锤击或喷丸等。
3）材料条件。一般纯金属不产生应力腐蚀，均发生在合金中。在晶界上的合金元素偏析是引起合金的晶间型开裂的应力腐蚀的重要原因。一般提高晶体堆垛层错能的元素（如Ni、C）能提高奥氏体不锈钢应力腐蚀能力，降低堆垛层错能的元素（如Nb、Ti、Mo、N）容易引起应力腐蚀。在奥氏体钢中增加铁素体含量时，也能增加抗应力腐蚀的能力，当铁素体超过60%时，又有所下降。合理选择母材与焊接材料，如在高浓度氯化物介质中，超级奥氏体不锈钢就显示出明显的耐应力腐蚀能力。在选择焊接材料时，为了保证焊缝金属的耐应力腐蚀性能，通常采用超合金化的焊接材料，即焊缝金属中的耐蚀合金元素（Cr、Mo、Ni等）含量高于母材。
4)表面质量。采用合理工艺方法保证焊接接头部位光滑洁净，焊接飞溅物，电弧擦伤等往往是腐蚀开始的部位，也是导致应力腐蚀发生的根源，因此，焊接接头的外在质量也是至关重要。
断裂部位和形貌特征：一般出现在近介质表面，从表面开始向内部扩展，点蚀是裂纹的根源，一般没有总体均匀腐蚀。裂纹通常表现为穿晶扩展，裂纹整体为树枝状，宏观裂纹较平直，常常有分枝、花纹和龟裂。微观裂纹一般有分枝特征，裂纹尖端较锐利，根部较宽，且常起源于点蚀坑底和表面，有沿晶、穿晶与混合型的裂纹。断口形貌一般无显著的塑性变形，宏观断口粗糙，多呈结晶状、层片状、放射状和山口形貌。微观断口穿晶型为准解理断裂、有河流（河川）花样、山形、扇形花样、鱼骨状花样、羽毛状花样、流水状花样、及伴有腐蚀产物的泥状龟裂花样以及石块状堆积花样等，有撕裂岭，有二次裂纹或表面蚀坑。沿晶型呈冰糖块状花样。