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镍对双相不锈钢焊缝韧性的影响
约翰·皮尔哈根，拉尔夫斯文·桑德斯特伦
瑞典斯德哥尔摩的科斯皇家理工学院材料科学与工程学院
关键词：双相不锈钢，焊缝金属，冲击韧性，断裂韧性，镍
摘要：镍含量为1.3%、4.9%和6.0%的三个焊件是由30毫米LDX 2101的钢板制成的。焊接材料经受了拉伸、冲击和断裂韧性试验，目的是为了评估在低温（0℃以下）的焊接金属中脆性破坏的敏感性。与其他两个具有相似相组成和平均自由铁素铁的其他两种镍铁相比，1.3%镍铁的铁素铁的含量要高一些。拉伸试验的结果表明，在含镍量最高的焊件中，其延展性随温度的降低而保持不变，而其他两种焊件则随着温度的降低而韧性降低。基于j积分的断裂韧度试验表明，镍含量较低的镍含量较低的镍铬合金焊接时，脆性失效的敏感性有明显的差异。
1.介绍
锻造双相不锈钢（DSS）由铁素体和奥氏体组成，通常比例相等。主要的合金元素是铬、钼、锰、镍和氮。前两个元素是铁素体稳定，而三种元素则是奥氏体稳定。双相不锈钢具有较高的机械强度、良好的韧性、耐腐蚀和可焊性，在不同的合金元素之间有良好的平衡。
传统上，这些合金被用于海洋工业、纸浆和造纸工业以及压力容器。由于耐腐蚀性能的提高，在其他结构应用中，双相不锈钢的使用越来越多。特别是，低镍和钼含量较低的双相品，具有竞争力的成本，预计将越来越多地用于结构的应用程序。
由于铁素体的含量，双相不锈钢在零下温度（℃）的温度下表现出韧性。为了降低脆性转变温度（DBTT），可以增加奥氏体的含量，也可以提高铁素体的韧性。这两种参数都受到镍含量的影响，镍含量对双相不锈钢的韧性非常重要。因此，焊接消耗品通常是用镍8合金来促进焊接时的奥氏体的形成。摘要在1-2101的焊缝金属上，断裂韧度测量值在-110℃到-40℃之间，达到了令人满意的韧性。这些焊接的镍含量在8%-9%的范围内，有大约55%的奥氏体。
本研究的目的是评价镍对焊接LDX 2101双相不锈钢的断裂韧性的影响。采用三种不同的焊接工艺，使得其有相似的微观结构和相组成，但镍含量不同。这些焊件在室温和-60℃之间进行了拉伸、冲击和断裂韧性试验。
2.材料和焊接
本次焊件采用的材料是商业生产的双相不锈钢LDX 2101（EN 1.4162，UNS S32101）由托昆普不锈钢公司制成，材料被热轧到所需的厚度为30毫米，然后在1100℃和水淬处理后进行处理。表1中可以找到板和填充金属的化学成分。
焊件采用X型接头结构，焊件平行于母板轧制方向（T-L方向）。总共使用18个填充金属珠，并且该板的温度始终保持在150℃以下。焊接参数可在表2中找到。焊件中镍含量的目标是1%，5%和7%。这些焊接的焊接顺序是：
- 埋弧焊接（SAW）与自生实验填充物。 这种自生的实验填料的低镍含量将能够研究脆性断裂。
- SAW与标准商业填充剂的稀释度高的两个根珠。 剩余的16个小珠与自生实验填料和2.5-4.9g /珠的镍粉添加剂进行埋弧焊接。 这种配置可以与以前的低镍焊接进行比较。
- 前7个焊珠的金属惰性气体（MIG）焊接和其余11个焊珠的SAW焊接。 两种方法都使用标准商业填充金属237 NL。 该配置用作参考焊接。
对于埋弧焊，使用的焊剂材料有以下化学成分（%）:7SiO2，50CaF2，36Al3O2，3Cr。
结果：能量色散X射线光谱（EDS）穿过焊件（贯穿厚度）的结果如表3所示。在试验样品的焊接金属中，对氮和氧含量进行燃烧分析，也将小样的样品切割出来。化学成分的主要区别在于锰、镍和氮的含量。焊件在本文中称为1.3Ni，5Ni和6Ni。
对于6 Ni焊接，锰的含量和含氮量很可能由于基础金属的稀释而增加。对于1.3 Ni和5Ni的焊接来说氮在焊接时比在基本金属中要低，这可能与焊接过程中氮的脱气有关。
焊接的相组成可以在表4中找到。5Ni和6Ni焊接的相组成很相似，但是1.3Ni的铁素体含量明显较高。与表4中的平均值相比，在根部的铁素体含量分别更高，5Ni和6Ni分别为62%和63%。对于1.3 Ni焊件，铁素体含量较低，与表4中的平均值相比，在根焊缝上有72%。可能的解释是，对于5Ni和6Ni焊件，镍含量因基体金属稀释而在根部减少。 MIG焊接中较低的能量输入也有助于6Ni焊件的根部更高的铁素体含量。 对于1.3Ni焊件，镍含量反而会因稀释而增加（与母材相比，填充金属中的镍含量较低）。
在图1中示出了三种不同焊件的微观结构的代表性光学光学显微镜（LOM）照片。显微组织由铁素体基体中的晶间（晶界），晶内和奥氏体组成。通过观察LOM中的微观结构，与5 Ni和6 Ni焊件相比，1.3 Ni焊件似乎具有更小的奥氏体度。5 Ni和6 Ni焊件彼此难以区分。没有观察到金属间相。
对于双相不锈钢基本金属，其高度伸长的显微组织，奥氏体片状间距已被发现影响冲击韧性，并用于屈服和拉伸强度的回归分析。对于焊缝金属，显微组织更复杂，因此使用平均自由铁素体距离来表征焊缝金属。在抛光和蚀刻的焊件样品上用100倍放大率的LOM线截取计数显示5Ni和6Ni焊件具有类似的平均自由铁素体距离，见表5。1.3Ni焊件的平均自由铁素体距离大得多，铁素体相含量较高。
3.测试过程
3.1拉伸试验
拉伸测试使用配有50kN测力传感器的机电拉伸机进行。 初始应变（εlt;0.5％）通过引伸计测量。 试验采用直径5毫米，长度60毫米，包括螺纹（36毫米标准长度）的圆形标本进行。 沿着表面下2mm处的焊缝金属中心提取试样。
将样品浸没在乙醇中，并使用液氮将乙醇冷却至期望的测试温度。使用温度计和搅拌器，在整个拉伸测试过程中温度控制在72℃以内。测试之前，温度保持恒定在10分钟。应变速率为0.00028s-1。
3.2冲击和断裂韧性试验
冲击测试根据ISO 148-1标准进行。 冲击试样从t / 4深度（t =板厚度）的焊缝中提取。 切口方向是T-L。
对于断裂韧性测量，使用标准单边缺口弯曲试样SE（B）。 试样尺寸为30times; 64times; 400 mm3 （厚度times;宽度times;长度）。 试样取向为T-L，切口尖端位于焊缝金属中心线。在所有断裂韧性试样上使用侧凹槽。 裂纹长度除以试样宽度为0.5，包括疲劳预裂纹。 断裂力学测试使用100kN液压测试机和夹子测量仪来测量样品的裂缝张口位移（CMOD）。 在乙醇测试过程中，标本被淹没。 使用液氮将乙醇冷却至测试温度。 测试前，温度保持恒定，时间在36分钟。
摘要针对断裂韧度测量，采用标准单边切口弯曲棒试样，采用SE（B）。样品尺寸为30times;64times;400 mm3（厚度宽度）。标本定位为T-L，并在焊接金属中心线15处定位。在所有的断裂韧性样品上都使用了侧槽。裂缝长度除以标本的宽度为0.5，包括疲劳裂纹。摘要采用100 kN水压试验机和一种测压仪对试样的裂缝口张开位移（CMOD）进行了断裂力学试验。在乙醇测试中，这些标本被浸泡在水中。液态氮被用来冷却乙醇到测试温度。在测试之前，温度保持在36分钟。
试样加载了0.025 mm / s的恒定位移，直至发生破坏或超过最大受力平台。对于后一种情况，随后将样品冷却直至解理断裂发生并且样品被分解以标记已经发生的稳定裂纹生长。
断裂韧性测试基于BS7448第2部分，并且测试结果的评估基于ASTM E 1820-06 和ASTM E 1921-05。
3.3局部受压
最初的目的是在焊接后在原始状态下测试焊接试样。 这会由于焊接的残余应力而导致疲劳预裂问题。残余应力改变了裂纹前沿的应力状态并产生不规则的裂纹前沿。 避免这种不规则疲劳裂纹扩展的方法包括反向弯曲，阶梯式高R比疲劳和局部压缩。 推荐的方法是本地压缩，这也是本文所用的方法。
包含切口尖端和剩余韧带的标本的两侧都被压缩，直到达到所需的塑性变形。 局部压缩应用于原始疲劳预裂和侧面开槽。程序遵循BS7448中描述的程序。
局部压缩的结果可以在图2中看到。对于原始样本（没有局部压缩），大部分的疲劳裂纹扩展发生在侧面，在样本的中间几乎没有。对于局部压缩试样，疲劳裂纹扩展横截面更均匀。
总塑性变形的目标是0.8％。结果值在0.63％和1％之间。从图2b中可以看出，疲劳裂纹前沿在样品中间增长得更多，形成略微的略图形，这可能表明塑性变形有点过高。
疲劳预裂纹长度的测量是沿着预裂纹前缘[ASTM 1820]从9个等距点测量的。第1点和第9点的测量点距侧槽边缘0.005倍。将边缘处的两个值的平均值与剩余值的平均值进行平均。对于厚度为30 mm的SE（B）试样[ASTM 1820]，与平均预裂纹长度的最大偏差为1.5 mm。
在表6中显示了试样的预裂前缘的直线度。对于1.3个Ni试样，疲劳预裂开导致不规则的预裂前缘。一些地区受疲劳预裂作用的影响比其他地区低，并且裂纹前区域内的一些区域不受疲劳预裂的影响。因此无法获得有意义的预裂纹长度测量结果。对于在 20℃和-1℃下的5个Ni试样，试样边缘的疲劳裂纹扩展较少。结果是一个缩略图形的前裂纹前缘。根据标准[ASTM 1820]，两个近表面点和平均裂纹长度之间的最大差异超过1.5mm，并且预裂纹的直线度不被接受。忽略两个近表面点导致了可接受的预裂前缘。在-1℃测试的6Ni样本具有与两个5Ni样本类似的缩略图形状。其他标本具有可接受的预裂前沿。发现总塑性变形与缩略图形状之间没有相关性。
用于所有断裂韧性评估的裂纹长度是除了使用缺口长度的1.3Ni样品之外的九点平均测量值。
4所示结果
4.1拉伸测试
图3显示了焊件的屈服强度和抗拉强度。很明显，屈服强度和抗拉强度随着温度的降低而增加。 1.3Ni焊件机械强度最低，5Ni焊件最高。
三种焊件在室温下的断裂行为是由一些局部区域（直径为1mm的圆形）引发的跨晶断裂断裂颈缩后的韧性断裂。在每个局部解理区域的中心找到了气孔。当从这个气孔开始分裂断裂时可能发生失败。这降低了导致试样失效的试样的承载能力。在0℃时，1.3Ni焊件在缩颈之前由于完全解理断裂而失败。随着温度的进一步降低，断裂伸长率下降，如表7所示。5Ni和6Ni试样在室温下在较低温度下具有相同类型的失效事件。对于5个Ni试样，随还原温度的降低，断裂伸长率降低。
4.2冲击韧性
图4显示了焊件的夏比V冲击韧性。1.3Ni焊件具有最低的冲击韧性，而6NIi焊件的冲击韧度最高。在所有测试温度下，1.3Ni都是脆性的，具有清晰可见的透晶分裂断面。
对于室温下冲击韧性最高的5 Ni试样，断裂面以剪切唇和韧性断裂为主。解理断裂的小局部区域也是可见的。另外两个样品在室温下裂解断裂程度增加，82J断裂面积的1/3和50J断裂占主导地位的断裂面。在0℃时，解理断裂占主导地位。
6个镍试样在室温下是完全韧性的。在0℃时，存在剪切唇和变形的切口尖。对于在该温度下的146J标本，存在小的局部捕获的切割区域。另外两个样本有裂解支配内部。6个镍试样显示完全解理断裂，在60℃时没有明显的切口尖端变形。
40J温度下的冲击韧性，T40J值，5Ni焊件为-13℃，6Ni焊件为-43℃。
4.3断裂韧性
在所有测试温度下，1.3Ni焊件不稳定地失效。断裂韧性非常低，为6.3-8.3kN / m。在疲劳预裂过程中，1.3Ni试样发生爆裂现象。这是由于局部的晶体裂解断裂，这将在下面的断面部分讨论。 这些爆裂现象发生在0.5-1.7kN / m的应力强度因子范围内。
5 Ni焊接件在室温下表现为延展性。在0℃下，当试样以不稳定的方式失效时，断裂韧性与室温相比大幅度降低。
6 Ni焊件在室温下完全延展，在广泛的CMOD后停止试验。然而，由于回归线的斜率超过了标准所规定的约束，所以没有获得尺寸无关的缺口起始断裂韧性值。在0℃，焊接件在不稳定失效之前具有广泛的稳定的裂纹扩展（平均2.84 mm），因此可以获得有效的起始断裂韧性。在20℃下，在不稳定失效之前，稳定裂纹扩展减小到约100mu;m。
断裂韧性试验的结果与冲击韧性的结果相同，见表8和图5。断裂失稳点的断裂韧性值由ASTM 1820—06（16）中的JC准则确定。根据ASTM 1820—06〔16〕中的归一化数据约简方法对延性起皱断裂韧度JIc进行了评价。
4.4断裂韧性试样的分形图
图6a显示了在1.3 Ni试样的疲劳预裂期间发生局部解理断裂的一个例子。这个现象的应力强度因子是1.7 kN / m。
在断裂韧性试样中发现的断裂模式是微孔聚结（MVC），图6b和晶体解理断裂，图6a，c和d。 对于在室温下测试的5个Ni和6个Ni样本，断裂机制是随后MVC的裂纹尖钝化，直到测试停止（没有失败）。对于所有其他试样断裂过程是裂纹尖端与某些后续MVC钝化直至发生临界解理断裂。 MVC的区域内的一些地方裂解断裂也可以观察到。所有试样的裂纹尖端钝化程度和临界解理断裂开始前MVC的数量随着温度的降低而降低，比较图6c和d。
拉伸试样的
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