《材料+的翻译文献.doc》由会员分享，可在线阅读，更多相关《材料+的翻译文献.doc（17页珍藏版）》请在三一文库上搜索。
1、等离子弧焊接时2205双相不锈钢焊接性能研究摘要：这篇文章报道了使用等离子弧焊焊接2205双相不锈钢对接接头的最适宜焊接条件（焊接强度和运行速度）的确定。恰当操作和冶金学焊接性能的最小净能量输入是用两种不同的焊接模式来研究的：熔焊或传导模式和小孔模式。每一种模式的焊接参数对尺寸、焊接点塑造以及它们的铁氧体含量的影响也做了研究。关键字：等离子弧焊接; 双相不锈钢; 小孔;可焊性1、引言 得益于双相不锈钢良好的抗腐蚀特征和优越机械性能的的结合，它的使用一直在增长，尤其是在温度敏感部件，例如热交换机和化学与石油化工产业中的化学反应器。优良的机械性能（高强度高韧性的结合）和双相结构中奥氏体和铁氧体的平
2、衡比例相关，这个比例通常是50/50。 鉴于双相不锈钢使用量的增加，我们需要更好地了解那些影响焊接性能的冶金因素。施工装配所需要的传统熔焊过程对二相结构有明显影响，在熔合区和热影响区都产生影响。众所周知，随着热影响区铁氧体的增加，双相不锈钢焊接点上的冲击韧性会减小，因此普通的双相结构通过热循环中的高峰值温度和快速冷却率来强化铁氧体化。熔焊中和这些材料相关的另一个问题是凝固裂纹的脆弱性，这比304L奥氏体不锈钢的要大。不良相中的金属化合物 ，碳化合物和氮化合物的析出能够引起韧性和抗腐蚀性的急剧恶化， 例如在期，具有快速形成的动力学特征。 因此在焊接阶段通过控制熔合区和热影响区的时间平衡来保持二相
3、结构优势的连续性是非常必要的。对于这种焊接街头的实际应用，熔合区内铁氧体的适当比例在30%70%。铁氧体的含量依赖于熔合区的化学成分和焊接点的冷却速率，这和焊接过程中能量的输入相关。出于这个原因，本研究旨在确定当控制能量输入时双相不锈钢氧炔焊（无填料）的最佳条件。表1 2205（UNS S32205）双相不锈钢组成(in wt.%) 组成 (wt.%)C 0.020Si 0.40P 0.021Cr 22.37Ni 5.74Mo 3.20Cu 0.17N 0.171Nb 0.05Mn 1.52S 0.001 Fe的含量得到了平衡。表2 双相不锈钢片PAW焊接条件 焊接条件 Melt-in Key
4、hole Mode mode 15 35焊接速率 (cm/min) 20 40 45焊接电流 (A) 100 75 125 150喷嘴到工件的距离 (mm) 3 3 4孔板气体喷嘴直径(mm) 1.75 1.15 2.25钨极直径 (mm) 2.40 2.40孔板气体流量: Ar2% H2 (L/min) 0.4 1.0保护气体流量: Ar (L/min) 13.0 14.0支持气体流量: Ar (L/min) 7.0 7.0 本研究中用到的焊接技术是等离子电弧焊，电弧产生在非自耗钨电极和使用铜喷嘴并且顶端有小开口的工作元件之间。通过迫使等离子气体和电弧通过一个压缩口，火焰可以把高密度的热量提
5、供在一块小区域内，从而提供更高的焊接速率，制造渗透/宽度比值更高的焊接点，因此限制了热影响区的宽度。由于这些原因，在奥氏体钢焊接中等离子电弧焊是非常有益的技术，也可以应用到双相不锈钢的焊接中。 除了熔焊模式，传统焊接中经常采用的一种技术（例如钨极氩弧焊），在适当的金属厚度（例如2.56mm)时，小孔焊模式也可以用于等离子电弧焊中。气体流量，运行速度和焊接电流适当结合时，小孔形成是很有可能的，而且允许比钨极氩弧焊更高的焊接速率而且可以完全穿透。目前的工作强调熔焊或传导模式和小孔焊模式在焊接中的应用。其中的任何一个都规定了3毫米厚的2205双相不锈钢片获得合适操作和冶金焊接性所需的最低净能量输入。
6、2、实验工序 本实验实用的原材料是2005商业双相不锈钢中的3毫米厚冷轧板。它的化学成分可以从表示重量百分数的表1中获得。在焊接之前，片材在1000的退火温度下以溶液状态保持30分钟，骤冷以获得均质微结构（按照ASTW A923-A）并排除任何金属间相。 自对接接头用移动的等离子电弧焊（TPAW）制成。标准订货单通过焊接25mm100mm方槽缝结构的长坯获得，而且没有填充物。焊接工作元件时，焊道垂直于轧制方向，因此焊接性能就不会受晶粒取向变化的影响。焊接边缘要用铁刷起立并用丙酮清洗。 焊接点用等离子焊接设备制成（Plasmaweld202),设备的火焰被固定在一个自动移动系统 (Miggytr
7、ac 2000)以控制运行速度以及喷嘴/钢板的距离。焊接电流和焊接速度不断变化以控制焊接模式（熔焊和小孔焊模式），能量输入对双向不钢材焊接性的影响也做了研究。焊接过程中电弧电压可被测量，能量输入可以根据平均值计算。所有的接头都由连接在跟侧的陶瓷做成以便于控制穿透和保护作用；纯净的氩气用来做屏蔽和支持气体。喷口处的气体是98%的氩气和2%氢气的混合气体。焊接条件，包括气体流量和电极和孔口喷嘴的直径都在表2中给出。 从焊接表单上可以看出，机器加工的样品是为了宏观结构和微观结构的研究。第一组表单也用来测量整个焊接接头的硬度分布（根据EN 1043-2和 EN-ISO 6507-1标准）和计算铁氧体含
8、量。这些最后的测量结果采用了抛光和蚀刻样品。采用Fisher FerriteScope校准到IIW 二级标准，尽管为了比较上的目的之前的奥氏体含量计算是在母板上用X射线衍射的方法计算的。模板的X射线衍射使用配备了铜源（= 1.5406A)的Philips Xpert PW3040/00衍射计（飞利浦，荷兰），在40kV和50mA的条件下工作以 0.04。/s的扫描速度从210到120 。数据用XPert Organizer 软件处理。 不同的焊接区域用光学显微镜来检测。大理石的金相学反应溶液用来形成焊接点宏观结构，焊接区域的尺寸（宽度和焊接空穿透度以及热影响区延长）可以从中测量出来。草酸（10
9、%）的电解腐蚀用来形成焊接的微观结构。200 kV Philips Tecnai 20的透射电子显微镜用来检测大多数相位之外的存在相位。3、结果3.1. 净输入能量对焊接性能的影响 净输入能量的影响被定义为：到达工件单位长度上热输入量的比例，穿透力，形状和焊接点的尺寸在方程式（1）中都被评估。净输入量结果的计算和等离子焊条件电流，电压和 以及能量转移速率相关对于两组焊接焊接点来说（melt-in和keyhole）。用到的melt-in和keyhole的数值是其他作者报道的等离子 弧焊接的典型值， melt-in模式的数值在0.70-0.85之间keyhole 模式的数值在0.85-0.95之间
10、。在两种模式中，我们取了这个敢为的中间值（(melt-in= 0.8和keyhole= 0.9)。 为了方便比较，假定在焊接电源和焊接元件之间发生焊接固定的过程中大多数参量能够影响能量损耗，则方程式（1）是有效的。因此，能量沉积模式（melt-in或者keyhole)将成为影响两组焊接点能量转移差别的主要因素。表3给出了从melt-in和keyhole焊接点的净能量输入值，也分别给出了在完全渗透条件下等离子焊接接头获得的融合池的尺寸。 两种焊接模式中融合池宽度和净输入能量的比值在图1中被描绘，展示了其他变量的影响，例如焊接速度（对于熔焊接头）或者防护喷嘴与工作元件（对于小孔接头）的距离。随着净
11、输入能量的增加接头融合池的宽度也增加，而且着两个参数在两种焊接模式中有相近的线性依赖关系。只有在短弧距离（3mm)的小孔焊接点能观察到一些不规则的行为，大多数是在焊接过程中保持小孔稳定性上的困难造成的。Table 3Net input energies and fusion pools dimensions of duplex stainless steel weldsmade with PAW I (A) (cm/min) 喷嘴到工件的 线能量 熔池 距离 (mm) (J/cm) 宽度 (mm) Melt-in welds100 20 3 5350 6.7100 15 3 6450 8.31
12、25 20 3 7400 8.2150 20 3 9000 9.5125 15 3 9850 9.4150 15 3 12600 11.0 I (A) (cm/min) 喷嘴到工件的 线能量 L1 L2 距离(mm) (J/cm) Key-hole welds75 45 3 2500 3.0 1.275 45 4 2550 3.0 1.275 40 3 3750 4.2 1.275 40 4 2 850 3.7 1.675 35 3 3100 3.9 1.375 35 4 3200 4.4 1.2 L1和L2在图3中国定义 对熔焊接头横断面宏观研究表明最低的净能量输入条件(5350 J/cm)
13、不足以制造完全渗透，但是净能量输入在9000 J/cm及其以上范围内制造出超额渗透的焊接点并且出现凹面。在熔焊模式中对焊接性能理想的能量输入在65007500 J/cm这个范围内，尽管在这些条件下融合池比母板厚度要宽而且角误差等焊接错误也难以避免。图1，采用3mm双相不锈钢板材焊接时的融合池的宽度和净输入能量之间的关系 小孔焊接点都是用相同的直径为1.15毫米的锐气焊接孔实施的，展现出较低的宽度/渗透力比值，它的顶部融合池宽度在3.0到4.4毫米之间底部在1.2到1.6毫米之间。图3表明净输入能量在3000 J/cm以下，焊接速度低于40 cm/min的条件下可以实施焊接。但是，一些焊接错误也
14、被发现，例如底部凹陷或一些削弱，通常都分布在融合焊接的一面。 所有的焊接点都在根据垫板焊接表单的要求在压缩条件下完成的，但是在两种焊接模式中没有裂化的迹象，在融合池和热影响区也没有这种情况。由于这个原因，在给定的元件厚度和焊接条件下，两个焊接区域的压力水平都不够。图2.双相不锈钢焊缝横截面的表面形貌。图3.双相不锈钢焊缝横截面的成型情况。图4. 双相不锈钢的显微组织. (a) 层压机(LTL); (b) 横向平面(TLTC). (c) 原件的TEM图像表4铁素体和奥氏体相的成分的定量测定EDS微区分析 成分 Cr Ni Mo Mn Si Fe 铁素体 23.80 4.59 3.90 1.58
15、0.85 Balance奥氏体 22.08 7.19 2.98 2.02 0.76 Balance 3.2净输入能量对冶金可焊性的影响3.2.1 亲本材料的微观结构特征 在溶液退火条件下，亲本二相不锈钢显示出由铁氧体和奥氏体交替组成典型的双向微观结构，显示部分再结晶经历在准东方向上延长（图4）。两相的组成定量的能量色散X射线微区分析获得，并在图4展现出来。Ni和Mo的含量在奥氏体经历中含量较高，二Cr和Mo的含量在铁氧体中含量更高利用外部数据表示法和透射电子显微镜检测亲本材料没有发现其他大多是相位的迹象，例如。图4c展示了亲本合金的透射电子显微镜找片 ，奥氏体和铁氧体可被看见，它们的 晶粒边界
16、和内部完全没有沉降。 两相在金属板内的分布也用X射线衍射和 ferritoscope 测量进行了分析。图5 展示了图4a和b中两种金相学部分X射线衍射的定量数据。至于LTL水平，晶体衍射是在原金属板表面或0.1到2毫米深的地方做的。 运用这种方法，奥氏体相的比例可以从（111）反射(d111= 2.075A) 的累积强度和奥氏体不锈钢 (AISI 316)中纯净奥氏体相反射的累积强度的比值推断出来 铁氧体相的比例可以根据w+w=1这个关系来计算。用这种方法计算的铁氧体含量在30%到45%之间，然而，这收到二相结构质地的影响，在叠层金属板的表面测得的更高含量的铁氧体含量。图5.由X射线衍射测量铁
17、素体/奥氏体比例图6.焊缝的显微组织(输入能量 = 7380 J/cm).（a）热影响区及（b）焊接时的融池 Ferritoscope测量被用来计算相的容积率，这个较少受到二相结构质地的影响。测量结果显示铁氧体平均含量在45.95.5%。在这种情况下，相的容积率由测量的铁氧体的含量和纯铁氧体的区别来计算。3.2.2等离子弧焊接中熔焊接头的微观结构 等离子弧焊接中熔焊接头是在400500m的狭窄热影响区所塑造的中等净能量输入 (65007500 J/cm)中完成的，但是他们表现出相当大的铁氧体晶粒含量的增长（图6a)。这些晶粒增长区域影响了融合池内柱形铁氧体晶粒后来的外延增长（图6b)。二级奥氏
18、体以 Widmanstatten 针状形式从铁氧体晶粒边缘析出的现象在融合池内加强（图6b)，并且在焊接能量更高的条件下它们的比例和针的宽度都增加。图7.铁素体含量的变化及显微硬度（C和D）中的不同区域在不同的焊接条件（焊接速率和电流）下的应用 铁氧体体积比例在不同焊接区域和不同净能量输入的条件下测定(图7a和b)。结果显示再热影响区域尤其是融合池内铁氧体含量增加，其中能量最充足条件下的比例超过了60%。铁氧体的比例依赖于净能量输入和焊接电源的稳定性；焊接速度从15cm/s提高到20cm/s时融合池内铁氧体的比例下降。 据观察，不同熔焊焊接点内铁氧体的增加能造成融合池内的硬化效应，硬度在262
19、HV到270HV之间。这些数值的增加和焊接过程中能量输入成比例。在热影响区观察到相反的效果，铁氧体晶粒的增长造成了一种软化效应而且在晶粒增长区域平均值在250HV（图7c和d)。3.2.3 等离子弧焊接中小孔焊的微观结构 图8a展示了在焊接电流为75A焊接速度为 45 cm/min时等离子焊接小孔焊焊接点融合线附近的显微结构。这个接头的工作距离是4mm.在这些焊接条件下，双相不锈钢板受到很小的热损伤；在小于150250um宽度的狭窄热影响区晶粒的增长非常有限，尽管条带质地会有一些重结晶。这个区域的详细情况在更高放大倍数后显示类似等轴的铁氧体晶粒的微观结构，在晶粒边缘有无定型的奥氏体和低含量的晶
20、体内针状奥氏体。Widsmanstatten奥氏体在热影响区内的形成受到了抑制。除此之外，热影响区内有限的晶体增长通过融合线底部晶粒外延凝固降低了柱状铁氧体晶粒的尺寸。融合池内的小晶粒尺寸也限制了这个区域二级。Widsmanstatten奥氏体的形成，晶体内针状奥氏体的比例增加。 在这些低能量条件下没有检测到金属间相（例如相）的形成。然而，在小孔焊中当净输入能量增加到3100 J/cm，而且尤其是运用短弧距离（3mm)时，能观察到基础金属晶粒边缘部分融化并伴随金属间相的沉降（图9）。这些信息可以作为高密度能量焊接应用中高能量输入焊接物结合高热量梯度制造的结果，例如小孔焊模式中的等离子弧焊接。
21、Ferritometry测量证实了微观结构的研究（图10a和b）。小孔焊接点融合池内铁氧体的含量通常比熔焊的低，比例一直在50%左右。在运用不同输入能量的条件下铁氧体的比例没有很大的差异，尽管减小等离子火焰和元件之间的距离使得 焊接点中间区域铁氧体含量稍微增加。 Vicker硬度检测（图10c和d）证实融合池内的硬度水平比熔焊中测量的要高，最大值在280-300HV之间，而且在低能量焊接条件下硬度会更高。这被这些焊接点出色的晶粒结构和更高的温度梯度这个事实所解释；着增加了冷却速度也制造了更出色的二级奥氏体聚集物。除此之外，熔焊中热影响区的软化效应和晶粒过度增长在这种情况下没有出现；热影响区的硬
22、度在融合池和亲本材料之间。图8. 小孔焊缝的显微组织 (线能量 = 2550 J/cm). (a) 熔合线, (b)更高的放大倍率下的组织图9.在PAW焊接下。线能量为3100 J/cm时金属晶间化合物的形成条件(I=75A, = 35 cm/min andw工作距离 = 3 mm).图10.铁素体含量的变化及显微硬度（C和D）中的不同区域在不同的焊接条件（焊接速率和电流）下的应用 图11.焊缝达到最高硬度时其净输入能量与焊接方式的比较。图11比较了在焊接点中心测量的Vickers硬度和输入能量，焊接模式和焊接参数的关系。在熔焊焊接物的情况下，硬度的变化和期望的一致因为输入能量的增加通常和焊接
23、电流的增加或者焊接速度的减小相关，在融合区域，和高含量铁氧体和硬度效应的关系接近线性。在小孔焊接点的状况下，铁氧体含量的下降并没有造成硬度的降低。相反的，熔化池内出色的微观结构来源于融合线的低增长和由陡峭的温度梯度能增加硬度所决定的更高的冷却速度，因为较低的净能量输入和高密度能量在焊接中的使用，硬度通常会更高。 4、结论（1） 如果运用小孔模式，焊接净能量输入在 25003200 J/cm范围内，通过在3mm厚钢板上使用等离子弧焊接操作，就能获得一个2205双相不锈钢。（2） 等离子焊接小孔焊生产的焊接点具有比熔焊模式更好的穿透力/宽度的比值。（3） 传导模式、高能量条件下双相不锈钢的焊接点的
24、特征是融合池内铁氧体的含量比亲本材料高出45%。应用小孔模式时铁氧体的增加量限制在20%以下。（4） 等离子焊接熔焊接头的热影响区经历了和融合线附近过度晶粒增长相关的弱化效应。这种效应在小孔焊中没有发现。（5） 虽然等离子弧焊接的两种模式都增强了融合池的硬度，但是这种效应在小孔焊接物中更加明显因为它们拥有因为使用低输入能量和高温度梯度做造就的 更出色的微观结构。（6） 在小孔焊接物中如果净输入能量增加到3000 J/cm，融合线附近就有融化融合并且形成易碎金属间相的风险。致 谢 作者们非常感谢西班牙Ministerio de Educacion y Ciencia对本研究(MAT 2001-1
25、123-C03-03)财政支持。同时也感谢来自技术支持中心Gilberto del Rosario 先生在亲本材料定量X射线衍射方面的贡献。参考文献：1 K.M. Lee, H.S. Cho, D.C. Choi, Effect of isothermal treatment of SAF 2205 duplex stainless steel on migration of / interface boundary and growth of austenite, J. Alloys Compd. 285 (1999) 156161.2 Z.L. Jiang, X.Y. Chen, X.Y.
26、 Liu, Grain refinement of Cr25Ni5Mo1.5 duplex stainless steel by heat treatment, Mater. Sci. Eng. A 363 (2003) 263267.3 A. Redjamia, G. Metauer, Diffusion controlled precipitation of austenitic by-crystals possessing twin related orientation in the ferrite of a duplex stainless steel, J. Mater. Sci.
27、 36 (2001) 17171725.4 T.G. Gooch, Weldability of Duplex Ferritic-Austenitic Stainless Steel in Conf. Proc. Duplex stainless steels 82, St. Louis ASM, 1983, p. 573.5 I.Varol,W.A. Baeslack III, Characterization of weld solidification cracking in a duplex stainless steel, Metallography 23 (1989) 119.6
28、Y.S. Ahn, J.P. Kang, Effect of aging treatments on microstructure andimpact properties of tungsten substituted 2205 duplex stainless steel, Mater.Sci. Technol. 16 (2000) 382388.7 Z. Sun, M. Kuo, I.Y. Annergren, D. Pan, Effect of dual torch technique on duplex stainless steel welds, Mater. Sci. Eng.
29、A 356 (2003) 274282.8 V. Muthupandi, P. Bala Srinivasan, S.K. Seshadri, S. Sundaresan, Effect of weld metal chemistry and heat input on the structure and properties of duplex stainless steel weld, Mater. Sci. Eng. A 358 (2003) 916.9 J. Martikainen, Conditions for achieving high-quality welds in the
30、plasmaarc keyhole welding of structural steels, J. Mater. Process. Technol. 52 (1)(1995) 6875.10 E. Craig, The plasma arc process-a review, Weld. J 67 (2) (1988) 1925.11 Y. Wang, Q. Chen, On-line quality monitoring in plasma-arc welding, J.Mater. Process. Technol. 120 (2002) 270274.12 ASTM A 923-01,
31、 Standard test methods for detecting detrimental intermetallicphase in wrought duplex austenitic/ferritic stainless steels. (2001).13 EN-1043-2. Hardness testing of welds in metallic materials-part 2: microhardness testing on welded joints. (1997).14 EN-ISO 6507-1, Metallic materials-Vickers hardnes
32、s test-part 1: testmethod. (2001).15 H.P. Klug, L.E. Alexander, X-ray Diffraction Procedures for Poly Crystallineand Amorphous Materials, 2nd ed., John Wiley & Sons Inc., NewYork, 1974.16 R.W.Messler Jr, Principles ofWelding: Processes, Physics, Chemistry and Metallurgy, John Wiley & Sons Inc., New York, 1999, p.138.