奧氏體不銹鋼焊接接頭的晶間腐蝕實驗指導(dǎo)書.doc

奧氏體不銹鋼焊接接頭的晶間腐蝕實驗報告課程名稱：金屬焊接性 班級： 焊接 學(xué)號： 0907074223 姓名： 韓月明 組別：第 組 同組者： 尹英寶，馬寶宇，于天洋，趙金哲，王志遠(yuǎn) 日期： 2012.6.20 一、實驗?zāi)康模?、觀察與分析奧氏體不銹鋼焊接接頭的顯微組織。2、了解奧氏體不銹鋼焊接接頭產(chǎn)生晶間腐蝕的機理及晶間腐蝕區(qū)顯微組織特征。二、實驗原理：1焊縫金屬； 2過熱 區(qū)； 3敏化區(qū)；4母材金屬圖1 奧氏體不銹鋼焊接接頭各區(qū)示意圖晶間腐蝕是沿晶粒邊界發(fā)生的腐蝕現(xiàn)象?，F(xiàn)以188型奧氐體不銹鋼中最常用的含穩(wěn)定元素的1Cr18Ni9Ti鋼為例，來討論晶間腐蝕的問題。1Cr18Ni9Ti鋼含0.02%C和0.8%Ti。碳在室溫奧氏體中的最大溶解度低于0.03%，多余的碳則通過固熔處理與鈦結(jié)合形成穩(wěn)定的碳化物TiC。由于鈦對碳的固定作用，避免了在晶界形成碳化鉻，從而防止了晶間腐蝕的產(chǎn)生。故1Cr18Ni9Ti鋼具有抗晶間腐蝕能力，一般不會產(chǎn)生晶間腐蝕現(xiàn)象。然而在焊接接頭中，情況有所不同。奧氏體不銹鋼的焊接接頭，通?？煞譃橐韵聨讉€區(qū)域(見圖1)(一) 焊縫金屬主要為柱狀樹枝晶。(二) 過熱區(qū) 加熱超過1200的近縫區(qū)，晶粒有明顯的長大。(三) 敏化區(qū) 加熱峰值溫度在6001000的區(qū)域，組織無明顯變化。對不含穩(wěn)定化元素的188鋼，可能出現(xiàn)晶界碳化鉻的析出。產(chǎn)生貧鉻層，有晶間腐蝕傾向。(四) 母材金屬 對于含穩(wěn)定化元素的188鋼，如1Cr18Ni9Ti鋼，峰值溫度超過1200的過熱區(qū)發(fā)生TiC分解量愈大(圖2)，從而使穩(wěn)定化作用大為減弱，甚至完全消失。在隨后的冷卻過程中，由于碳原子的體積很小，擴散能力比鈦原子強，碳原子趨于向奧氏體晶界擴散遷移，而鈦原子則來不及擴散仍保留在奧氏體點陣節(jié)點上。因此，碳原子析集于晶界附近成為過飽和狀態(tài)。當(dāng)上述過熱區(qū)再次受到600800中溫敏化加熱或長期工作在上述溫度范圍時，碳原子優(yōu)先以很快的速度向晶界擴散。此時，鉻原子的擴散速度雖比碳原子慢，但比鈦原子快，且濃度也遠(yuǎn)比鈦高，因而易于在晶界附近形成鉻的碳化物(FeCr)23C6。溫度愈高，TiC分解后合金元素碳和鉻的固溶量愈多，碳化物析出量愈大(圖2)。上述碳化物的鉻、碳含量很高，但晶粒內(nèi)部鉻的擴散速度比碳的擴散速度慢，所以在形成鉻的碳化物時，富集在晶界的碳，與晶粒表層的鉻結(jié)合以后，晶粒中的鉻不能及時均勻化，致使靠近晶界的晶粒表面一個薄層嚴(yán)重缺鉻，鉻的濃度低于臨界值12%Cr(圖3)。此時，奧氏體晶粒內(nèi)和晶界碳化物(圖3中的1、2部分)由于含鉻量高而帶正電位，而貧鉻層(圖3中的3部分)由于含鉻量低于12%而帶負(fù)電位。如果將這種具備電化學(xué)腐蝕條件的焊接接頭放入腐蝕介質(zhì)中，帶負(fù)電位的貧鉻層就會成為被消耗的陽極而遭受腐蝕。這樣，由于“高溫過熱”和“中溫敏化”這兩個依次進行的熱作用過程，造成了含穩(wěn)定化元素的18-8鋼特殊的晶間腐蝕，這種腐蝕只發(fā)生在緊靠焊縫的過熱區(qū)35個晶粒范圍，在工件表面上較寬，向接頭內(nèi)部逐漸變窄，呈刀形，故又稱“刀蝕”。由此可見，“高溫過熱”和“中溫敏化”是產(chǎn)生刀蝕的必要條件。對于焊接接頭，“高溫過熱”這一條件是圖2 188鋼熱影響區(qū)碳化物分布(a) 敏化加熱前；(b)敏化加熱后。1奧氏體晶粒；2晶界處碳化物；3貧鉻層圖3 析出碳化物對晶界處鉻濃度的影響由焊接熱作用過程自然形成的，因此只需要進行一次“中溫敏化”處理，就可根據(jù)GB1223-75標(biāo)準(zhǔn)進行晶間腐蝕試驗。四、實驗方法及步驟方法：根據(jù)國家標(biāo)準(zhǔn)GB1223-75試驗晶間腐蝕傾向的方法共有五種，對于18-8鋼主要采用C法、T法和X法三種試驗方法。1、C法 草酸電解浸蝕試驗，又稱草酸陽極腐蝕試驗，試驗裝置如圖4所示圖4中不銹鋼容器接電源的負(fù)極，若采用玻璃燒杯作容器，則負(fù)極端部接一厚度為1mm左右的不銹鋼薄板，并放置于杯底，腐蝕液采用10%的草酸水溶液。該實驗簡單，方便迅速，一般不超過兩分鐘，但不如其他試驗方法嚴(yán)格，常作為其他試驗方法前的篩選試驗方法（不適用于含鉬鈦的不銹鋼耐酸鋼），也可作為獨立的無損試驗。2、T法銅屑、硫酸銅和硫酸沸騰試驗該實驗方法是將規(guī)定的試樣放在加有銅屑的硫酸銅和硫酸的水溶液中沸騰24小時，然后彎曲成90度，用10倍放大鏡觀察，以不出現(xiàn)橫向裂紋為合格，或在金相顯微鏡下觀察，如發(fā)現(xiàn)晶界有明顯的腐蝕痕跡，即為晶間腐蝕傾向。3、X法：硝酸沸騰試驗該實驗方法是將試片放在65%沸騰硝酸中，每周期沸騰48小時，試驗三個周期。每周期試驗后取出試樣，刷洗干凈干燥，稱重。然后按下式計算腐蝕速度，以其中最大者為準(zhǔn)。 T法和X法分別為國際通用的B法和E法，試驗條件嚴(yán)格，需要一定的專門裝置，試驗周期較長，因此一般常用C法進行試驗。當(dāng)用C法試驗評定認(rèn)為有問題時，進一步作T發(fā)或X法試驗，并以T法和X法試驗結(jié)果為準(zhǔn)。對于18-8鋼焊接接頭，由于母材一般已經(jīng)過晶間腐蝕試驗評定合格，故可采用C法與母材同時進行對比試驗。 步驟：1、試樣制備（1） 從同一鋼板上取材，按表1要求制備試樣。試樣數(shù)量試樣尺寸（mm）說明長寬厚母材24060205沿軋制方向選取單條焊縫24060205焊縫位于試樣中部（2）“中溫敏化”處理，加熱至650700，保溫12小時。（3）用砂輪或銼刀將試片進行表面加工，去掉棱角。（4）按金相試片要求，用各號砂紙將試樣檢驗表面磨平磨光，并用水沖洗干凈。（5）拋光試樣表面，表面粗糙度不低于10，用水沖凈，再用棉花酒精或丙酮擦凈檢驗表面，吹干。（6）將試樣檢驗表面浸入10%草酸溶液，將試件接電源“+”端，同時接通電路。電流密度按試樣檢驗表面積計算，為1A/cm2,試驗溶液溫度為2050，試驗時間為1.52min。（7）取出試樣用水沖洗凈，用酒精或丙酮擦凈檢驗表面，吹干。 2、觀察與評定（1）用金相顯微鏡觀察浸蝕表面，放大倍數(shù)為150500倍。（2）焊接試樣的浸蝕組織分為三級：一級：近縫區(qū)及母材晶界清晰，無腐蝕溝，晶粒間呈臺階狀，焊縫金屬鐵素體被顯現(xiàn)，如圖5(a)所示。 二級：近縫區(qū)或母材晶界有不連續(xù)腐蝕溝，晶界局部變寬，或焊縫金屬鐵素體被腐蝕，如圖5(b)所示。 三級：近縫區(qū)或母材晶界有連續(xù)腐蝕溝，個別晶粒的晶界被腐蝕溝完全包圍，或焊縫金屬鐵素體嚴(yán)重腐蝕。有試驗條件時，可將二級和三級試樣按T法進行試驗以進行比較（a）(b)圖5 1Cr18Ni9Ti鋼TIG焊熔全區(qū)附近顯微組織 200(a) 未敏化處理； （b） 焊后670C保溫一小時爐冷。五、實驗結(jié)果及分析晶間腐蝕示意圖18-8鋼焊接接頭有三個部位能出現(xiàn)晶間腐蝕現(xiàn)象，在同一個接頭并不能同時看到這三種晶間腐蝕的出現(xiàn)，這取決與鋼和焊縫的成分9。出現(xiàn)敏化區(qū)腐蝕就不會有熔合區(qū)腐蝕。焊縫區(qū)的腐蝕主要取決于焊接材料。在正常情況下，現(xiàn)代技術(shù)水平可以保證焊縫區(qū)不會產(chǎn)生晶間腐蝕。晶間腐蝕的形貌如圖1-1、1-2。圖1-1焊接件的晶間腐蝕 圖1-2晶間腐蝕的微觀示意金相組織觀察1-3圖到圖1-17為焊接接頭的微觀形貌。 圖1-3 50倍焊接全貌 圖1-4 100倍熔合線 圖1-5 200倍熔合線 圖1-6 500倍熔合線圖1-3可以看出焊縫組織呈現(xiàn)鑄造態(tài)組織形態(tài)，明顯的外延生長特性。圖1-4、1-5可以看出焊縫靠近母材處顯微組織為等軸樹枝晶，晶粒細(xì)小，次外層為柱狀晶，中心為等軸樹枝晶圖1-6可以看出晶間腐蝕是在晶粒邊界發(fā)生的有選擇性的腐蝕現(xiàn)象。 圖1-7 200倍焊縫底部 圖1-8 200倍焊縫中部 圖1-9 200倍焊縫頂部 圖1-10 500倍焊縫底部從圖1-7、1-8、1-9可以看出焊縫從底部到頂部的腐蝕程度明顯不同，底部腐蝕程度較重，中部腐蝕較嚴(yán)重，頂部腐蝕最嚴(yán)重。從圖1-10可以看出有明顯的晶界邊緣腐蝕外，此外還有局部的點蝕。 圖1-11 50倍熱影響區(qū) 圖1-12 200熱影響區(qū)從圖1-11可以看出明顯的熱循環(huán)影響下的幾個明顯分區(qū)熔合區(qū)、粗晶區(qū) 相變重結(jié)晶區(qū)，以及清晰的熔合線。另外焊縫晶間腐蝕較熱影響區(qū)明顯雜亂。從圖1-12可以看出熱影響區(qū)的晶間腐蝕主要是分布在晶界附近，且腐蝕深度較焊縫金屬沿晶界處腐蝕更深。焊縫出現(xiàn)更多的腐蝕點。 圖1-13 200倍母材 圖1-14 200倍不完全重結(jié)晶區(qū)從圖1-13和圖1-14母材的晶間腐蝕較不完全重結(jié)晶區(qū)具有明顯的晶界特征，且晶粒較不完全重結(jié)晶區(qū)較大，腐蝕較均勻。不完全重結(jié)晶區(qū)晶間腐蝕程度較母材要中。在顯微鏡下可以清楚地看到焊縫組織呈現(xiàn)鑄造組織形態(tài),有明顯的外延生長特性,焊縫中部的晶粒方向幾乎是平行的。焊縫晶粒始于母材晶粒,止于焊縫中心。晶粒沿原晶粒方向生長,在向焊縫中心生長的過程中生長方向趨于垂直焊縫的上下表面,焊縫靠近母材處顯微組織為等軸樹枝晶，晶粒細(xì)小，次外層為柱狀晶，中心為等軸樹枝晶。焊縫金相組織為奧氏體+沿柱狀晶和枝晶晶界分布的鐵素體。分析圖1-3至1-6焊接時由于冷卻速度快，焊縫組織是鑄態(tài)組織，成分偏析較明顯。受熱的金屬處于過熱狀態(tài)并在動態(tài)下結(jié)晶，柱狀樹枝晶和等軸晶并存，而且很明顯，因為柱狀晶生成后，便以靠近熔合線即與原材料接觸處聯(lián)生的長大起來，但是長大的趨勢各不相同，有的柱狀樹枝晶一直長到焊縫中心，有的則長到半途就停止了，這是因為晶體是沿著散熱最快的方向長大的14，并沿著晶體本身101晶向方向成長，有的晶體101晶向與散熱最快方向一致，它就垂直熔合線一直長到焊縫中心，有的不與散熱方向一致形成夾角，于是就不垂直熔合線而與其成一定角度的成長。圖1-7至1-10焊縫由于成分不均勻，發(fā)生嚴(yán)重的成分偏析，所以發(fā)生晶間腐蝕較為雜亂無章。由于焊縫冷卻的速率不相同，頂部冷卻最快，中部其次，底部最慢，發(fā)生的晶間腐蝕程度也不一樣。由于熱輸入量大（I=80A），焊縫柱狀樹枝晶組織粗大，使柱狀晶各向異性明顯，同時結(jié)晶時的成分偏析使柱狀樹枝晶晶界區(qū)成分不均勻，這將導(dǎo)致焊縫中心產(chǎn)生熱裂紋的危險。圖1-11至圖1-14熱影響區(qū)敏化區(qū)晶間腐蝕是焊接熱影響區(qū)中加熱峰值溫度處于敏化