异种钢焊接的特点及通常存在的问题

Z3CN20-09M与16MnR异种钢焊接时存在的主要问题

3.1异种钢焊接的特点及通常存在的问题

异种刚焊接时，会遇到一些特有的问题：首先，靠近熔合线的焊缝金属出现过渡层，称为凝固过渡层。在通常的焊条电弧焊情况下这个凝固过渡层的厚度在100μm左右，其成分沿着它的厚度是变化的，靠近母材的部分成分接近母材，俞远离母材其成分俞接近焊缝金属。而焊缝金属的成分既不同于填充金属又不同于母材，须要考虑母材的溶合比例才能确定。可见这个凝固过渡层是焊接异种钢会遇到的性能难以控制的区域，它在存在亦有可能影响接头的整体性能。限制这个过渡层的宽度并控制它的成分和组织，就成为焊接异种钢所要解决的第一个特有问题。其次，由于熔合线两侧存在悬殊成分差别，促使碳元素在焊后热处理或随后的加热过程中不断地从低合金侧向高合金侧迁移，使高合金侧增碳，形成增碳层，低合金处脱碳，出现脱碳层。第三，成分和组织不同的母材，其线膨胀系数不同，焊在一起时焊接应力和变形比同种钢焊接时大，而且不可能用焊后热处理方法加以消除。由于上述问题，焊接异种钢时通常要求采用较小的焊接线能量以获得较低的母材和熔合比例和较小的焊接应力和变形，此外焊接异种钢时还必须认真地填充金属材料，这种填充金属材料应该和一定比例的母材熔合以后获得的焊缝金属是符合性能要求的。选取填充金属材料还应该使凝固过渡层尽量窄小，并还要避免在过渡层内出现高合金的马氏体等不利组织。

美国、加拿大等一些国家在异种钢焊接接头早期失效情况以及异种钢焊接接头中的热应力等方面积累了大量的试验数据和实践经验。然而，国内一些已经使用奥氏体不锈钢异种钢焊接大多采用国外母材、焊材，选用厂家推荐的工艺实施焊接，其工艺试验大多数停留在验证性工艺评定的范畴，对不锈钢异种钢的焊接工艺、接头的高强持久度、接头的组织状态、接头的失效机理等缺少针对我国核电实际情况的深入研究。

3.2 Z3CN20-09M不锈钢与16MnR低合金钢异种钢焊接的难点

3.2.1焊接接头的晶间腐蚀问题

普通纯高铬铁素体型不锈钢焊接接头在焊接势循环的作用下，被加热到950℃以上温度的区域冷却下来时，会在晶粒间产生腐蚀的倾向。而后若在700~850℃进行短时间保温退火处理，又可恢复其耐蚀性。所以，焊接接头产生晶间腐蚀的位置是紧挨着焊缝的高温区。而奥氏体型不锈钢焊接接头的晶间腐蚀区是在最高温度为640~1000℃的区域，即晶间腐蚀的部位稍稍离开焊缝的区域。

奥氏体型不锈钢焊接接头晶间腐蚀的机理符合贫铬理论。不锈钢一般在退火状态下焊接，其组织为固溶微量碳和氮的铁素体及少量均匀分布的碳和氮的化合物，组织稳定，耐蚀性较好。当焊接温度高于950℃时，碳、氮的化合物逐步溶解到铁素体相之中，得到碳、氮过饱和固溶体。由于碳、氮在铁素体中的扩散速度比在奥氏体中快得多，在焊后冷却过程中，甚至在淬火冷却过程中，都来得及扩散到晶界区。加之晶界的碳、氮的浓度较高于晶内，故在晶界上沉淀出(Cr·Fe)23C6碳化物和Cr2N氮化物。由于铬的扩散速度慢，导致在晶界上出现贫铬固溶区。在腐蚀介质的作用下即会出现晶间腐蚀。由于铬在铁素体中的扩散比在奥氏体中快，故为了克服焊缝高温区的贫铬带，只需在700~900℃短时间保温，即可使过饱和的碳和氮能完全析出，而铬又来得及补充到贫铬区，从而恢复到原来的耐蚀性。若在600℃较长时间保温或焊接接头自900℃以上缓慢冷却，使碳、氮化物充分析出，达到或接近钢材退火状态下固溶的碳和氮含量的平衡值时，仍能保持其耐蚀性。

3.2.2焊接接头的脆化

不锈钢在焊接过程中。焊接接头在焊接热循环的作用下，如果在950℃以上停留时间过久，便会引起热影响区晶粒急剧长大和碳、氮化物沿晶界偏聚，可导致焊接接头的塑性和韧性下降。当焊接构件的刚度有足够大时，在室温条件下就可能出现脆裂，即为焊接接头的脆化现象。这种粗大组织不能经过热处理进行细化。因此控制高温停留时间是选定焊接参数的基本原则。

3.2.3 高温加热引起的脆性_

焊接接头从1100℃以上温度冷却后，焊接热影响区的室温韧性变低，其脆化程度与合金元素碳和氮的含量有关。碳、氮含量愈高，焊接热影响区脆化程度就愈严重。焊接接头冷却速度愈快，其韧性下降值愈多;如果空冷或缓冷，塑性将提高。其原因在于快速冷却过程中。基体位错上出现了细小分散的析出物，阻碍位错运动，此时强度提高了而塑性和韧性则明显降低;在慢冷过程中，位错上没有析出物，所以塑性不会降低。

3.2.4 σ相脆性

普通纯度铁素体型不锈钢(不论母材或焊缝)中。ωCr>21%时，若在520~820℃之间长期加热，会出现一种又硬又脆的铁与铬的金属间化合物Fe n Cr m（HV高达800~1000）叫σ相。σ相形成与焊缝金属中的化学成分、组织、加热温度、保温时间以及预先冷形变诸因素有关。金属中有促进铁素体形成的元素如铝、硅、铝、钦和妮均能强烈地增大产生σ相的倾向；锰能使高铬钢形成σ相所需铬的含量降低；而碳和氮的作用则相反，使形成σ相所需铬含量提高，这是由于它们能稳定奥氏体相并能与铬形成化合物之故，从而减低了铁素体中铬的含量。镍能使形成σ相所需温度提高。预先冷形变可促进σ相形成的速度，且使σ相形成的温度降低，同时还能降低钢中形成σ相的最低临界铬含量（ωCr>21%）由于σ相的形成依赖于Cr，Fe等原子的扩散迁移，故形成速度较慢，所以相对多数钢材来说，焊接热过程本身甚至通常的焊后热处理，都不易造成明显的σ相脆化。

当ωCr≥15.5%的普通纯铁素体型不锈钢在温度400~500℃长期加热后，常常会出现强度升高韧性下降的现象，称之为475℃脆性。一般随含铬量提高而脆化的倾向严重。该现象在马氏体型不锈钢和半奥氏体沉淀硬化不锈钢中亦偶有发生，但均没有铁素体型不锈钢那样明显。若铁索体型不锈钢中。ωCr在14%左右，在此温度区间长时间运行，一会对475℃脆性产生敏感。工作构件在600~400℃范围运行后，冷却速度小于10℃/s时，也可产生脆化；切冷却速度俞慢，脆化俞严重。ωCr<12%的铁素体型不锈钢，可避免脆化的形成。焊接接头在焊接热循环作用下，不可避免地要经过该温度区，特别当焊缝金属和热影响区在此温度区停留时间较长时，均有产生475℃脆性的可能。该475℃脆性可通过700~800℃短时间加热，紧接着进行水冷的处理来消除。

3.2.6 局部马氏体引起的脆性

大多数铁素体型不锈钢在室温下能形成稳定的铁素体组织。但是，如果钢或焊缝金属中含铬量偏于铁素体区的下限或者碳和氮含量在允许范围的上限时，可导致高温在晶界形成一些奥氏体，冷却后转变为马氏体组织，产生轻度脆化。退火处理可使马氏体转变为铁素体组织。