管板堆焊层开裂的成因分析及处理措施

摘要：20MnMoⅢ钢锻基体上用A042(E309MoL-16)和A022(E316-16)焊条堆焊后经过600℃～620℃，4h热处理，其弯曲试验在熔合线附近出现大量的宏观裂纹。通过金相认为热处理参数选择导致大量σ相析出时造成开裂的主要原因，变更热处理温度，从而避免了脆性相的产生。

关键词：20MnMoⅢ钢锻堆焊层开裂 ；成因分析 ；措施

中图分类号：U445.58+3文献标识码：A文章编号：

引言：

某公司制造的一台，设备法兰20MnMo+316L复合板，其法兰密封面和内壁堆焊5mm的316L耐腐蚀层，技术要求设备法兰堆焊后进行热处理后在进行加工，工艺方案采用焊条进行法兰及其密封面堆焊。做此堆焊评定时，试样厚度为10mm的20MnMoⅢ锻件上堆焊过渡层A042(E309MoL-16)Ф4.0焊条,电流150A～160A,电压24V～26V,焊接速度180mm/min～190mm/min;覆层A022(E316-16)Ф4.0/Ф5.0焊条。电流150A～180A,电压24V～26V,焊接速度190mm/min～200mm/min。

堆焊前对20MnMoⅢ锻件试样预热150℃～180℃，过度层层间温度为160℃～200℃，覆层层间温度为110℃～150℃，焊接完成后立即进行后热处理，处理温度为280℃～320℃，保温2h.待保温冷却后对法兰进行100%PT检测，执行标准JB/T4730-2005《承压设备无损检测》.结果Ⅰ级合格。检测后对20MnMoⅢ锻件进行600℃～620℃/4h热处理，热处理后做弯曲试验时，结果在过渡层与熔合线上出现大量的宏观裂纹，裂纹向过渡层扩散，扩散至基层，长度5～8mm。为此对开裂的原因进行探究。

原因分析

1.1基层焊接性能分析

我们对20MnMo厚锻件取样分析其化学成分：ω(C)=0.23%，ω(Si)=0.40%，ω(Mn)=1.12%，ω(Mo)=0.26%，ω(S)=0.016%，ω(P)=0.012%，ω(Cr)=17.98%。钢材的化学成分是决定热影响区性能和是否引起材料淬硬的主要因素。用国际焊接学会(IIW)推荐的碳当量计算公式[1]：Ceq=ω(C)+ω(Mn)/6+[ω(Ni)+ω(Cu)]/15+[ω(Cr)+ω(Mo)+ω(V)]/5，可以计算出20MnMo厚锻件Ceq高达0.56%，因此可以看出该材料的可焊性较差。

由于母材中C的质量分数为0.23%、Cr的质量分数为0.45%、Mn的质量分数为1.12%。随着C含量的增加，结晶温度区间也增加，无疑增加了对裂纹的敏感性,热影响区一方面受到母材金属碳当量的影响，另一方面也受到焊接材料碳当量的影响，同时焊缝金属强度增加以后，焊缝在焊接过程中承担的应变较小而热影响区承担了较大的应变，因此容易产生硬化。加之20MnMo熔合区在焊接热循环作用下形成淬硬组织，该区域晶粒显著长大，塑性下降，出现了裂纹敏感性基体。

1.2相组成分析与讨论

在堆焊焊接过程中产生了新的相结构。为了分析新相对接头性能的影响，进行了XRD物相分析。根据堆焊区XRD曲线结果表明焊缝区域相组成较为复杂，产生了CrN和CrFe4、Cr1、36FeO.52等化合物。为了进一步确定化合物的种类，进行了能谱分析。EDS结果为：Cr为17.98%、Fe为72.39%、Ni为8.47%、其中Cr和Fe的原子比为4.03，最接近CrFe4的原子比，判定焊缝中一定产生了Fe-Cr的金属化合物σ相。

σ相是一种硬而脆、无磁性，成分可变，晶体结构复杂，实际上是一种Fe-Cr金属化合物。σ相的形成与焊缝金属的成分、组织、加热温度、保温时间预先冷变形等因素有关。焊缝中高铬铁素体钢形成σ相的倾向较大。

σ相的存在不仅对材料的力学性能产生影响，而且会大大降低其耐腐蚀性能。σ相在金相中常呈针状、块状、球状等，沿着晶界或者孪晶界析出，长成块状或者片状，以魏氏组织形式存在，使钢在常温下脆化，也降低高温下的持久寿命；σ相分散在基体上，与基体的电极电位不同，σ相为正极，基体为负极，在电解质溶液中形成微电池。当σ相数量较多时，形成连续的片状，形成的微电池打破原有的电极电位会使基体加速腐蚀，在强氧化介质中，σ相也会产生选择性的晶间腐蚀。

1.3焊接工艺因素分析

在堆焊焊接工艺因素对焊接接头的耐蚀性有重要影响，主要体现在以下几个方面

焊接热输入对接头的耐蚀性能影响较大，焊接热输入大小导致合金成分的显微偏析程度不同，从而制约着腐蚀动力学倾向的大小。热输入过大，一方面使母材熔化量较多，容易产生σ相等硬脆相，晶粒组织粗大，贫铬倾向增加（一般奥氏体不锈钢中可溶解0.1%的碳，随着温度的降低，碳在奥氏体相中的溶解度会急剧减小，在室温的极限溶碳量为0.03%左右。当材料加热或冷却过程中缓慢进过450℃～850℃的温度区间时，过饱和的碳将从奥氏体不锈钢中析出，且碳原子向晶界的扩散速度不铬原子快，故使碳与晶界附近的铬形成Cr23C6的碳化物并优先沉淀在相界和晶界上。从Cr23C6分子式可知，当形成碳化铬时，碳要与17倍含碳量的铬结合，铬含量高达90%以上，大大高于不锈钢中的平均含铬量，因此使晶界附近铬含量明显降低，形成所谓“贫铬区”）当铬碳化物沿晶界沉淀呈网状时，贫铬区亦呈网状，不锈钢耐腐蚀时因为在介质作用下，钢中含有足以使钢在此介质中钝化的铬量。而贫铬区铬量不足，使钝化能力降低，甚至消失，而奥氏体晶粒本身仍具有足够钝化（耐蚀）能力，因此，在腐蚀介质作用下晶界附近连成网状的贫铬区便优先溶解而产生晶间腐蚀），腐蚀速度加快；另一方面，过大的热输入不利于焊缝表面新钝化膜的形成，从而降低了接头性能。实际在生产中，提高焊接速度，减小焊接电流，以保持较低的焊接热输入，用来改善接头性能；

层间温度和冷却速度的控制不当将导致在多层多道焊时前后焊缝相互影响，使加热温度处于敏化区间，停留时间过长，晶界上形成碳化物，从而降低性能；

接头缺陷对接头性能也有重要影响，由于多层多道时层间熔渣的清理不彻底，焊条药皮产生的保护减少等因素，很容易在焊缝金属产生夹杂物等焊接缺陷，这些夹杂物从而破坏了性能。

1.4热处理因素分析

在堆焊完成后，为了消除应力，对20MnMoⅢ钢锻基体上用A042(E309MoL-16)和A022(E316-16)焊条堆焊后经过600℃～620℃，4h热处理。现对热处理工艺的可行性及对堆焊层性能的影响进行分析。根据不锈钢的晶间贫铬温度-时间关系曲线图，在短时间在600℃～620℃热处理不会渗碳。20MnMo钢推荐焊后热处理温度最低～600℃，单焊后热处理温度600℃处于σ相析出敏感温度（600℃～900℃）范围内。

2.处理措施

为了寻求20MnMoⅢ钢锻堆焊后产生裂纹的原因，对20MnMoⅢ钢锻的焊后热处理温度分成两块进行了热处理，采用了540℃～560℃、560℃～600℃的温度进行了试验，试验数据表明，焊后热处理温度在540℃～560℃区间未产生裂纹，其各项性能均符合标准要求。所以在20MnMoⅢ钢锻焊后热处理在敏化区间进行热处理时，一定要注意热处理温度的选择。

3.结论

在20MnMoⅢ钢锻堆焊A042(E309MoL-16)和A022(E316-16)焊条，焊后热处理温度选择值得关注，不能只考虑消除应力的效果而选择较高的热处理温度，若较长时间的在常规的560℃～600℃温度范围内时，可能导致σ相析出。所以20MnMoⅢ钢锻堆焊A042(E309MoL-16)和A022(E316-16)焊条后，热处理温度应控制在540℃～560℃区间为宜。