固溶时间对UNS N10276 焊管组织和性能的影响

2022-07-07张望成李强黄聪曾宪山

有色金属科学与工程 2022年2期

张望成，李强，黄聪，曾宪山

（湖南湘投金天新材料有限公司，湖南益阳 413000）

UNS N10276 是在镍基体中加入Mo、Cr 和W 等合金元素组成的镍基合金，在各类酸、碱性的苛刻腐蚀条件下具备良好的耐腐蚀性能，被广泛应用于石油化工、烟气脱硫和环保水处理等领域[1-3]。

镍基合金焊管的壁厚均匀，同心度好，且生产成本及环保优势明显，因此，镍基合金焊管的使用范围正在进一步扩大。但由于UNS N10276 镍基合金中含有较高的Mo、Cr 等合金元素，使得其在焊接过程中容易发生元素偏析，形成金属间化合物和其他微观组织的变化[3-7]，最终影响镍基合金焊管的耐腐蚀性能，因此可以进行固溶处理来改善焊管的耐腐蚀性能[8-9]。目前N10276 镍基合金的相关研究较多，而针对直缝焊管组织、力学性能和耐腐蚀性能的研究不多。本文以冷轧态带卷，经冷弯成型和非熔化极钨极氩弧焊制备UNS N10276 直缝焊管为研究对象，在1 150 ℃进行8～30 min 的固溶处理。以探明不同固溶处理保温时间对其组织演变规律和性能的影响。

1 试验材料与方法

以冷轧带卷为原材料制备的UNS N10276 焊管为试验材料，其化学成分如表1 所列。从规格为Φ50.8 mm×1.5 mm 的焊管上连续按顺序截取长度为400 mm 的试样4 个，并编号为1#、2#、3#、4#。利用ZKQF-4-13 型箱式真空气氛电阻炉对编号为2#、3#和4#的3 个试样分别进行固溶处理，试样随炉升温，升温速率为20 ℃/min，固溶温度均为1 150 ℃，固溶时间设定为8、15、30 min。固溶结束后，将试样快速风冷至室温，避免在550～950 ℃的敏化区间[10-11]停留。

采用XJZ-6A 型光学显微镜，CMT5105 型电子万能试验机和Wolpert402MVA 型自动转塔显微维氏硬度计，分别对上述4 个不同状态的试样进行组织观察，拉伸性能和硬度检测。在上述焊管的焊缝位置分别截取片状样品，先进行机械研磨和抛光，再放入丙酮溶液中进行超声波清洗去除表面油脂和污物，按ASTM G28—2015 标准中A 方法对试样进行24 h 晶间腐蚀试验。

2 试验结果与讨论

2.1 固溶时间对UNS N10276 焊管组织的影响

图1 所示为上述4 个UNS N10276 焊管试样焊缝、热影响区和母材的显微组织。从图1（a）—图1（f）可以看出，1#和2#试样不同区域内的对应组织一致，焊管的焊缝区域为等轴枝晶状的铸态奥氏体组织；而母材组织为等轴奥氏体并伴随有明显的退火孪晶[12-13]，这可能与该合金具有层错能较低的面心立方晶体结构有关[14]；在交界处，熔化的焊缝与母材组织的分界线明显，且由于焊接热输入的影响，使得靠近焊缝熔合区的部分母材奥氏体晶粒出现了成倍的长大。对比1#、2#试样的显微组织可知，虽然2#试样在1 150 ℃经过了8 min 的固溶处理，但由于固溶时间不够长，试样各区域未发生再结晶。

从图1（g）—图1（i）3#试样的显微组织可以看出，经1 150 ℃，15 min 的固溶处理后，试样的各区域组织发生了明显的变化，焊缝熔合区不再是枝晶状的铸态组织，而是通过再结晶形成了等轴组织，且晶粒较为细小；焊管母材同样发生了再结晶，原来的退火孪晶组织消失，被细小等轴晶粒取代；焊缝熔合区和母材仍存在一定的分界线，但因组织差异减小，分界线变得不明显。

从图1（j）—图1（l）4#试样的显微组织可以看出，经1 150 ℃，30 min 的固溶处理后，试样的焊缝熔合区和母材晶粒因为固溶处理时间的增加，再结晶后晶粒长大非常明显，这可能是由于第二相溶解后失去对晶粒长大的抑制作用[15-17]；同时焊缝融合区和母材组织分界线消失。

图1 不同状态下UNS N10276 焊管不同区域内的显微组织Fig.1 Microstructure of the UNS N10276 welded tube in different areas under different states

2.2 固溶时间对UNS N10276 焊管力学性能的影响

表2 所列为4 个UNS N10276 焊管试样的拉伸性能，由表2 可知，不同状态下的焊管性能差异明显试样，2#试样经过1 150 ℃，8 min 固溶处理后的强度较1#试样未经固溶处理的略微下降；当固溶时间增加至15 min，3#试样的强度出现明显的上升，超过了1 000 MPa；当固溶时间继续增加至30 min，4#试样的强度明显下降，且低于未固溶处理的1#试样的强度。

表2 不同状态下UNS N10276 焊管的拉伸性能Table 2 Tensile properties of the UNS N10276 welded tube under different states

经8 min 的固溶处理后，试样显微组织未发生明显的变化，此时处于回愎阶段，可能是组织内一部分缺陷消除，强度略微下降，但仍存在大量空位、位错等缺陷[14]，所以强度未明显降低；当固溶时间增加至15 min，试样发生了再结晶，且晶粒细小，约为12～20 μm；由于晶界长度的大量增加对位错运动的阻碍增加，出现强度明显升高的现象；当固溶时间继续增加至30 min，在此过程中，试样组织完成再结晶且由于保温时间长，晶粒长大明显，出现强度下降[18]，相较于未经固溶处理的原始组织，孪晶界消失，组织内部缺陷减少，导致经1 150 ℃、30 min 固溶处理试样强度低于未经固溶处理的试样。

图2 所示为不同条件下试样不同位置的硬度情况，从图2 中可以看出，试样的整体硬度分布呈“W”形，焊缝与母材的硬度较高，而热影响区的硬度较低。硬度的变化趋势与强度的变化趋势一致，固溶处理8 min 后，试样硬度降低；固溶时间增加至15 min时，试样硬度上升明显，各位置硬度均超过未进行固溶处理试样，最高HV 硬度达276；当固溶时间继续增加至30 min，此时试样的HV 硬度最低，约为180，可能由于长时间的固溶处理后组织差异减小，成分微观偏析消除[19]，出现试样各位置硬度接近的现象。

图2 不同状态下UNS N10276 焊管不同区域内的硬度Fig.2 Hardness of the UNS N10276 welded tube in different areas under different states

2.3 固溶时间对UNS N10276 焊管晶间腐蚀性能的影响

图3 所示为各试样按ASTM G28 标准A 方法进行晶间腐蚀试验后试样的形貌，从图3 中可以看出，经晶间腐蚀试验后，试样出现了不同程度的腐蚀，1#、2#试样出现了明显的腐蚀，且焊缝的减薄程度大于母材；4#试样同样出现了一定程度的腐蚀，但焊缝与母材的腐蚀程度差异减小；而3#试样未发生肉眼可见的腐蚀，表面仍较为光亮。

图3 晶间腐蚀后试样形貌Fig.3 Specimen morphology after intergranular corrosion

表3 所列为不同试样的晶间腐蚀试验结果，由表3 可知，腐蚀速率结果与试样的腐蚀形貌呈现的腐蚀程度相对应，固溶处理提高UNS N10276 焊管焊缝的耐晶间腐蚀性能。1#未固溶试样的腐蚀速率达9.125 mm/a；3#固溶15 min 试样的耐腐蚀性能最好，腐蚀速率仅为1.744 mm/a，优于固溶处理8 min的2#试样和固溶处理30 min 的4#试样。其原因可能是固溶处理能重新溶解UNS N10276 焊管在制备过程中析出的碳化物或金属间化合物，消除成分偏析，提高耐晶间腐蚀性能[20]，而固溶处理30 min 后试样耐腐蚀性能反而降低，可能是因为固溶时间过长，部分晶粒异常长大造成耐腐蚀性能下降。