金属学报(中文版)  2018 , 54 (4): 527-536 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00149

Orginal Article

深海用X70管线钢焊接接头腐蚀行为研究

马歌, 左秀荣, 洪良, 姬颖伦, 董俊媛, 王慧慧

郑州大学材料物理教育部重点实验室 郑州 450052

Investigation of Corrosion Behavior of Welded Joint of X70 Pipeline Steel for Deep Sea

MA Ge, ZUO Xiurong, HONG Liang, JI Yinglun, DONG Junyuan, WANG Huihui

Key Laboratory of Material Physics, Ministry of Education, Zhengzhou University, Zhengzhou 450052, China

中图分类号:  TG172.6

文章编号:  0412-1961(2018)04-0527-10

通讯作者:  通讯作者 左秀荣,13007625618@126.com,主要从事钢铁材料强韧性及耐蚀性研究

责任编辑:  MA GeZUO XiurongHONG LiangJI YinglunDONG JunyuanWANG Huihui

收稿日期: 2017-04-25

网络出版日期:  2018-04-10

版权声明:  2018 《金属学报》编辑部 《金属学报》编辑部

作者简介:

作者简介 马 歌,女,1991年生,硕士

展开

摘要

通过浸泡实验、失重实验、电化学实验对深海用厚规格X70管线钢焊接接头各区域耐蚀性进行研究,利用XRD分析其钝化膜的组成,利用SEM观察其显微组织。结果表明,焊缝的耐蚀性最优,热影响区耐蚀性次之,近热基体耐蚀性最差,且对于相同区域,内焊的耐蚀性优于外焊。内层腐蚀产物Fe3O4形成致密的钝化膜能有效减缓反应的进行,外层疏松的腐蚀产物Fe2O3、FeOOH、Fe(OH)3对基体无保护作用。焊缝处微观组织多为晶内形核铁素体,且马氏体-奥氏体(M-A)组元细小且均匀分布,耐蚀性最好;热影响区组织梯度变化最大,M-A组元粗大,耐蚀性次于焊缝;近热基体由铁素体和贝氏体组成,贝氏体呈岛状分布,耐蚀性最差。内焊部分受外焊热循环的影响,微观组织更加细化,M-A组元体积分数较多,耐蚀性好于外焊。

关键词: X70管线钢 ; 点蚀 ; 夹杂物 ; 微观组织 ; M-A组元

Abstract

X70 pipeline steel with thick specifications (40.5 mm) for 3500 m deep sea reached the international advanced level in the wall thickness and service depth. Due to the high heat input during the welding process, the corrosion resistance of inside welding and outside welding would vary depending on the microstructure differences. The corrosion resistance of the welded joints of X70 pipeline for deep sea was studied by the immersion test, the weight loss test, the electrochemical test in this work. The components of the passive film were analyzed by XRD and the microstructure was observed by SEM. The results show that the corrosion resistance of the weld metal is the best. The corrosion resistance of the heat affected zone follows. The corrosion resistance of the base metal is the worst. And for the same area, the corrosion resistance of the inside welding is better than that of the outside welding. The formation of dense Fe3O4 passivation film can effectively slow down the progress of the reaction, and the corrosion products of Fe2O3, FeOOH and Fe(OH)3 which are loose in the outer layer, have no protective effect on the matrix. The microstructure of the weld metal with the best corrosion resistance is mostly the intragranular nucleation ferrite and martensite-austenite (M-A) constituent is fine and uniform. The microstructure gradient of the heat affected zone is the largest, the M-A constituent is coarse and the corrosion resistance is inferior to the weld metal. The base metal consists of ferrite and bainite, the bainite is island-like distribution and the corrosion resistance is the worst. Microstructure of the inside welding is more refined, owing to the influence of outside welding thermal cycle, and the volume fraction of M-A constituent in inside welding is higher than that of the outside welding, so the corrosion resistance is better than that of the outside welding.

Keywords: X70 pipeline ; pitting ; inclusion ; microstructure ; M-A constituent

0

PDF (6540KB) 元数据 多维度评价 相关文章 收藏文章

本文引用格式 导出 EndNote Ris Bibtex

马歌, 左秀荣, 洪良, 姬颖伦, 董俊媛, 王慧慧. 深海用X70管线钢焊接接头腐蚀行为研究[J]. 金属学报(中文版), 2018, 54(4): 527-536 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00149

MA Ge, ZUO Xiurong, HONG Liang, JI Yinglun, DONG Junyuan, WANG Huihui. Investigation of Corrosion Behavior of Welded Joint of X70 Pipeline Steel for Deep Sea[J]. Acta Metallurgica Sinica, 2018, 54(4): 527-536 https://doi.org/10.11900/0412.1961.2017.00149

管道运输方便、高效、经济,已经成为石油、天然气的主要运输方式之一。海洋油气资源蕴藏丰富,世界海洋油气的开发正由浅水向深海方向转移,在很大程度上推动了深海管线钢的开发和生产。海底管线的服役条件与陆上管线相比存在很大差异,海底管线将承受自身重量、内外水压、管内介质重量等工作载荷,以及海底浪、流和地震等环境载荷的复杂综合作用[1]。为了适应深海低温、高压的复杂多变环境,3500 m深海管线钢壁厚达到40.5 mm。管线钢的另一个重要发展方向是扩大应用到强烈腐蚀性的石油和天然气环境中,如含有CO2、H2S、NaCl等的腐蚀性离子环境中[2,3,4]。目前常用的防护方法包括涂层和阴极保护,国内外对于管线钢表面处理后的研究较多,Huang 等[5]研究了陶瓷涂层、Al涂层和无涂层的X80管线钢在不同pH值溶液里的耐腐蚀性及电化学行为,Kuang 等[6]比较了高密度聚乙烯和和熔结环氧对管线钢的阴极保护行为,对于无表面处理的厚规格深海管线钢焊接接头的研究较少。赵鹏翔等[7]通过电化学实验、失重实验、Cu加速乙酸盐实验研究了X80大变形管线钢的腐蚀行为,表明其耐蚀性优于针状铁素体X80管线钢。Wang等[8]研究比较了1500 m深海用X65管线钢焊接接头、热影响区、近热基体和母材的耐蚀性,但并未比较内外焊耐蚀性的差异。

3500 m深海用厚规格(40.5 mm) X70管线钢在壁厚和服役深度上达到了国内外先进水平。由于厚规格管线钢焊接过程中较高的热输入,使焊缝周围的组织发生变化,焊接接头内外焊的耐蚀性也会由于组织的差异而有所不同。本工作以该管线钢焊接接头为研究对象,通过浸泡实验、失重实验和电化学实验研究了其耐蚀性能,分析了内焊和外焊耐蚀性的差异,并通过研究X70管线钢焊接接头微观组织,分析了焊接接头各区域的腐蚀机理,以期为深海用管线钢的服役使用提供理论依据。

1 实验方法

实验所用材料为直径691 mm、壁厚40.5 mm的3500 m深海用厚规格X70管线钢,其示意图及焊接接头宏观形貌如图1所示,焊接接头径向分为外焊和内焊,横向分为近热基体(BM)、热影响区(HAZ)和焊缝(WM)。整个焊接接头分为内焊焊缝(WMin)、内焊热影响区(HAZin)、内焊近热基体(BMin)、外焊焊缝(WMout)、外焊热影响区(HAZout)、外焊近热基体(BMout) 6个区域。X70管线钢焊接接头化学成分如表1所示。

图1   X70管线钢示意图及焊接接头宏观形貌图

Fig.1   Diagram (a) and macroscopic morphology (b) of X70 pipeline steel (BM—base metal, HAZ—heat affected zone, WM—weld metal, WMin—inside weld metal, HAZin—inside heat affected zone, BMin—inside base metal, WMout—outside weld metal, HAZout—outside heat affected zone, BMout—outside base metal)

表1   X70管线钢母材和焊缝的化学成分

Table 1   Chemical compositions of base metal and weld metal in X70 pipeline steel (mass fraction / %)

PositionCMnPSSiNi+Cr+Cu+MoNb+TiFe
Base metal0.0441.560.0090.0090.250.4750.069Bal.
Weld metal0.0741.540.0110.0020.280.6910.043Bal.

新窗口打开

将焊接接头用100~2000号的砂纸打磨并机械抛光后,在室温下放置于3.5%NaCl (质量分数)溶液中浸泡2 h,取出后用无水乙醇清洗表面,机械抛光2 min以去除表面疏松的腐蚀产物,在BX51光学显微镜(OM)下对腐蚀产物形貌进行观察,并用Image Pro Plus软件对每个区域80个视场内的点蚀坑进行统计分析。将试样在3.5%NaCl溶液中整体浸泡2、4、6、8、10、12、24、48、72和96 h后取出,用准确度级别为0.1 mg的电子天平对腐蚀前后的质量进行称量。通过测量试样腐蚀前后质量差,计算出平均腐蚀速率,平均腐蚀速率越高,耐蚀性越差。失重法平均腐蚀速率计算公式如下:

Ci=87600(W0i-W1i)tρS(i=1,2,)(1)

式中,Ci为平均腐蚀速率,mm/a;W0i为试样腐蚀前质量,g;W1i为试样腐蚀质量,g;t为腐蚀实验模拟时间,h;ρ为金属材料密度,g/cm3;S为试样暴露面积,cm2

试样浸泡96 h后取出,用酒精棉轻轻擦拭表面后,对内层腐蚀产物用PANalyticalX’Pert X射线衍射仪(XRD)进行分析,把散落在溶液里的外层腐蚀产物用离心机离心并真空干燥后做XRD分析。

焊接接头每个区域保留5 mm×5 mm做为工作电极,饱和甘汞电极(SCE)为参比电极,Pt电极为辅助电极。实验在CHI650E 电化学工作站进行,实验溶液为3.5%NaCl溶液,开路电压测试时间设置为3600 s。开路电压测试完毕后进行动电位极化曲线测试,初始电位设置为-1 V,终止电位设置为0 V,扫描速率设置为5 mV/s。实验开始前试样需在溶液里浸泡20 min以达到表面稳定,每组实验重复3次。

将试样机械抛光处理后用4%硝酸酒精(体积分数)溶液腐蚀20 s,在JSM-6700F扫描电镜(SEM)下观察其各区域的微观组织,用X射线能谱仪(EDS)对夹杂物的成分进行测量。将试样抛光后用Lepara试剂腐蚀,用OM观察不同区域马氏体-奥氏体(M-A)组元形貌并用Image Pro Plus软件对尺寸进行统计分析。

2 实验结果

2.1 浸泡实验

图2为试样在3.5%NaCl溶液中浸泡2 h取出后的宏观形貌。由图2可见,刚取出来试样表面有一层薄薄的钝化膜(图2a),透过钝化膜可以依稀观察基体上的点蚀情况。浸泡2 h试样抛光2 min去掉表面疏松腐蚀产物后,可观察到WM区域依旧保持金属光泽,没有明显的腐蚀痕迹,HAZ和BM则有明显的点蚀发展区域,且外焊略为严重。

图2   焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡2 h后的宏观形貌

Fig.2   Macro morphologies of welded joints after immersion 2 h in 3.5%NaCl solution(a) untreated (b) polished

图3为焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡2 h后的OM像。由图3可见,浸泡过程中主要发生点蚀,点蚀坑呈圆形并逐渐向四周扩展,点蚀以不同的发展速率在各个区域产生。Cl-能够引起点蚀的主要原因是Cl-易穿过钝化膜微小的空隙和氧进行竞争吸附,改变钝化膜的溶解机制,使其保护性降低。点蚀坑内Cl-数量增加,腐蚀产物在点蚀坑口堆积,形成一个闭塞的状态,由于局部的堆积限制氧的供应使得金属表面缺氧,进而阻碍钝化膜的形成[9]。对内焊而言,WMin点蚀坑数量最少,直径也相对较小,最大的点蚀坑直径仅为7.38 µm (图3a)。随着远离WM,点蚀的数量不仅迅速增加,直径也在逐渐增大,HAZin中最大点蚀坑直径已达18.03 µm (图3b),腐蚀发展最严重的区域是BMin,最大点蚀坑直径也已达到25.42 µm (图3c)。对于外焊有同样的规律,WMout的点蚀发展最轻,其次是HAZout,最严重的是BMout (图3d~f)。外焊焊缝、热影响区和近热基体的点蚀情况比内焊严重。

图3   焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡2 h后的的OM像

Fig.3   OM images of welded joints after immersion 2 h in 3.5%NaCl solution (d—diameter)(a) WMin (b) HAZin (c) BMin (d) WMout (e) HAZout (f) BMout

点蚀坑的数量和直径可以在一定程度上反映腐蚀的程度。图4为焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡2 h后点蚀坑统计结果。由图4可见,WM的点蚀坑数量最少,HAZ次之,BM最多,外焊的点蚀坑数量比内焊多。每个区域小直径的点蚀坑(1~3 µm)单位面积的数目最多,所占百分数也最多,随着时间的推移,这些小直径的点蚀坑会逐渐地以自身为中心向四周扩展。WM处小直径的点蚀坑所占比例最高。相比于小直径的点蚀坑而言,大直径的点蚀坑(>20 µm)即使数量很少,也会对管线钢的服役安全造成严重的破坏,而大直径的点蚀坑主要分布在BM和HAZ。相比之下,WM处点蚀发展最为缓慢。整体看来,耐蚀性的优劣顺序为WMin>WMout>HAZin>HAZout>BMin>BMout,即WMin耐蚀性最好,BMout耐蚀性最差。

图4   焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡2 h后点蚀坑统计结果

Fig.4   Statistical results of pitting corrosion of welded joints after immersion 2 h in 3.5%NaCl solution(a) number of pits per unit area (b) proportion of pits in a certain diameter range

2.2 失重实验

图5为焊接接头在3.5%NaCl溶液中的失重实验结果。由图5a可见,0~24 h内质量损失增加得较快,随着浸泡时间的延长(>24 h),质量损失增加的幅度开始变缓。由图5b可见,在6 h时平均腐蚀速率达到最大,然后开始下降,24 h后平均腐蚀速率近乎匀速缓慢下降。样品在腐蚀液里的初始阶段(<6 h),表面全部裸露,溶液里活泼的Cl-与铁基体迅速发生反应,导致金属阳极不断溶解,所以质量损失变化幅度较大,平均腐蚀速率也较大。随着浸泡时间的延长(6~24 h),样品表面逐渐形成钝化膜,外层呈黄褐色且较为疏松,对基体的保护作用有限,所以试样的腐蚀速率下降但幅度不大。随着时间的进一步增加,达到24 h后,腐蚀产物膜加厚,并开始在基体上形成黑色的Fe3O4产物膜,这层致密的钝化膜阻碍了腐蚀性离子的进一步侵蚀,对金属起到良好的保护作用,腐蚀速率大幅度下降。

图5   焊接接头在3.5%NaCl溶液中失重实验结果

Fig.5   Results of weight loss test of welded joints in 3.5%NaCl solution(a) average mass change curve (b) average corrosion rate curve

图6为焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡96 h后钝化膜的XRD谱。由图6可见,内层腐蚀产物主要成分为Fe3O4,外层腐蚀产物主要为Fe2O3、Fe3O4、FeOOH和Fe(OH)3。研究[10]发现,Fe3O4结构致密,与内层基体表面紧密结合,阻止了腐蚀产物与基体的直接接触,阻碍腐蚀的进一步发展,减缓了反应速率。外层是由于金属溶解时生成的离子与液相中的其它组分作用而生成的次生产物,这类由次生产物组成的产物膜疏松多孔,不能阻滞反应的进行。FeOOH为多孔结构,具有较高的活性,并参与腐蚀反应过程, 从而促进了膜下金属的反应[11]。Fe2O3的溶解度很低且结构疏松多孔。Fe(OH)3为棕色、黄褐色粉末或深棕色絮状沉淀,对金属几乎无保护作用。以上腐蚀产物与阴极和阳极发生的反应有关[8]

图6   焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡96 h后钝化膜的XRD谱

Fig.6   XRD spectra of passive film of welded joints after immersion 96 h in 3.5%NaCl solution

2.3 电化学实验

图7为焊接接头各区域开路电压。由于焊接热循环、元素迁移等往往会导致焊接接头各区域组织和成分的差异,从而引发腐蚀试样的电偶效应。由图7可见,单独浸泡时WM 的开路电位最高,约为-0.566 V (vs SCE),BM的开路电压最负,约为-0.636 V (vs SCE),HAZ的开路电压约为-0.619 V (vs SCE),介于WM与BM之间。WM与HAZ之间的电位差为53 mV,该电位差使整体浸泡时WM与HAZ之间产生电偶腐蚀,WM作为阴极被HAZ保护,HAZ则作为阳极被加速腐蚀。HAZ与BM之间的电位差为17 mV,该电位差使HAZ与BM之间产生电偶腐蚀,HAZ作为阴极被BM保护,BM则作为阳极被加速腐蚀。因此,由于电偶腐蚀的作用,WM被保护,腐蚀效应减弱,HAZ变化不大,BM腐蚀加快。

图7   焊接接头各区域的开路电压

Fig.7   Open circuit potentials of each region of welded joints

图8为内外焊各区域的动电位极化曲线。根据Tafel曲线法拟合出各区域自腐蚀电位和自腐蚀电流密度,结果如表2所示。由图8表2可见,对于外焊而言,BMout自腐蚀电位最负,WMout的自腐蚀电位最高,说明BMout自腐蚀倾向最明显,最容易被腐蚀,WMout最不易被腐蚀[12],这是因为WMout处高度细化的晶粒提高了耐蚀能力。而HAZout的自腐蚀电流密度最大,说明这一区域的腐蚀发展速率最快,这与HAZ的微观组织梯度变化较大有关。BMout次之,腐蚀发展速率介于HAZout与WMout之间,而WMout的自腐蚀电流密度最小,腐蚀发展速率最慢。对于内焊有同样的规律。自腐蚀电位的高低还与上述提到的金属之间的电偶腐蚀有关,WM作为阴极被保护腐蚀减缓,BM作为阳极被加速腐蚀。整体看来,BMout耐蚀性最差,WMin耐蚀性最好,这与浸泡实验的结果大致吻合。

图8   焊接接头各区域动电位极化曲线

Fig.8   Potentiodynamic polarization curves in each region of welded joints (E—potential, i—current density)(a) outside welding (b) inside welding

表2   焊接接头各区域自腐蚀电位与自腐蚀电流密度

Table 2   Self corrosion potential (Ecorr) and self corrosion current density (icorr) in different regions of welded joints

PositionEcorr / mVicorr / (mAcm-2)
BMout-6911.340×10-4
HAZout-6892.608×10-4
WMout-6806.934×10-5
BMin-6486.644×10-4
HAZin-6096.996×10-4
WMin-5834.919×10-4

新窗口打开

3 分析与讨论

3.1 夹杂物对焊接接头耐蚀性的影响

图9为焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡96 h后的夹杂物形态及EDS分析。如图9a和c所示,焊接接头中的夹杂物为含Ti的复合氧化物,多在焊缝中存在。这类夹杂物能溶解各式各样的氧化物和硫化物,其成分复杂。含Ti的氧化物(多为Ti2O3)易诱导晶内形核铁素体的形成,Ti2O3夹杂物周围贫Mn区的形成被认为是晶内形核铁素体非均匀形核的主要驱动力[13],但并未引起点蚀。如图9b和d所示,焊接接头中的夹杂物为CaS包裹的Al2O3-MgO-CaO[14],此类夹杂物引起点蚀。之前的研究[15]证明,非金属夹杂物能够影响管线钢的耐蚀性,特别是耐点蚀性。钢中含有夹杂物是不可避免的,夹杂物的形貌、尺寸、分布、数量、成分影响钢的力学性能和耐蚀性。较大或过多的夹杂物会减少焊接接头的强度和韧性,更易产生腐蚀开裂[16]。夹杂物与周围基体的电势差形成原电池,基体作为阴极,夹杂物作为阳极溶解形成点蚀坑[17],这种“小阳极大阴极”的电偶结构会促进阳极的腐蚀,且电势差越大,腐蚀越严重。焊接过程中WM处不可避免地含有大量的夹杂物,但是实验过程中发现WM处的点蚀坑数量最少,这是因为WM处晶内形核铁素体晶界存在一层富C的薄膜[18],这层富C的薄膜自腐蚀电位较高,耐蚀性较好。

图9   焊接接头在3.5%NaCl溶液中浸泡96 h后的夹杂物形态及EDS分析

Fig.9   Different morphologies (a, b) and corresponding EDS analyses (c, d) of oxide inclusions of Ti (a, c) and composite oxide inclusions (b, d) in welded joints after immersion 96 h in 3.5%NaCl solution

3.2 微观组织对焊接接头耐蚀性的影响

图10为焊接接头各区域的SEM像。由图10a可见,WM组织主要是晶内形核铁素体,WM组织中大量细小的夹杂物作为晶内形核铁素体的形核核心形成众多细小交织的针状铁素体(AF),将原始的奥氏体晶粒分割成更小的区域,有效细化了晶粒。由于WM高度细化的晶粒与夹杂物之间的电势差较小,形成的原电池电流密度较小,所以这部分区域的耐蚀性最好。如图10b所示,热影响区粗晶区(CGHAZ)组织粗大,原奥氏体晶界清晰可见,主要为板条状贝氏体(LB)和粒状贝氏体(GB),原奥氏体晶界及板条贝氏体由M-A组元勾勒形成[19]。热影响区细晶区(FGHAZ)由于远离WM,焊接热循环温度在奥氏体完全转变温度Ac3~1000 ℃之间,奥氏体晶粒未完全长大,冷却速率又大于粗晶区,组织细小均匀,以多边形铁素体(PF)为主,在铁素体晶界处可见尺寸较大的M-A组元(图10c)。热影响区临界区(ICHAZ)晶粒大小不均,主要由PF和GB组成(图10d),由于焊接热循环温度在奥氏体开始转变温度Ac1Ac3之间,组织部分奥氏体化,冷却过程中在原奥氏体晶界处形成了严重粗化的M-A组元[19]。如图10e所示,BM处主要由软硬相结合的PF和LB构成,LB呈岛状分布,但是由于焊接热循环温度处于Ac1以下,LB上的M-A组元分解[8],双相组织的铁素体/贝氏体之间形成的原电池使得这部分区域的耐蚀性最差。HAZ组织梯度变化较大,耐蚀性劣于晶粒高度细化的WM,优于双相组织的BM。

图10   焊接接头各区域的SEM像

Fig.10   SEM images of welded joints in different regions (AF—acicular ferrite, LB—lath bainite, GB—granular bainite, PF—polygonal ferrite, M-A—martensite-austenite)(a) WM (b) coarse grain heat affected zone (CGHAZ) (c) fine grain HAZ (FGHAZ) (d) intercritical HAZ (ICHAZ) (e) BM

由于管线钢焊接接头在焊接时经历了复杂的焊接热循环过程,使得焊接接头存在一定的组织梯度,尤其是HAZ组织变化甚大。再者,由于WM与BM的化学成分的差异,会造成WM与BM的耐蚀性存在一定的差别。由于焊接过程中采用先内焊后外焊的顺序,内焊焊接接头的部分区域经历了二次焊接热循环影响,由夹杂物起源生成的具有较高的位错密度的铁素体内生出了二次晶内铁素体(晶内铁素体感生形核),内焊的微观组织比外焊更加细化,这也是内焊比外焊耐蚀性好的原因之一。同时,由于在此温度下内焊的部分位错消失,应力释放,降低了内焊的腐蚀敏感性。

3.3 M-A组元对焊接接头耐蚀性的影响

图11为外焊各个区域M-A组元形貌的OM像。图中离散分布的白色岛状组织即为M-A组元。WM处M-A组元呈细小的粒状,分布均匀,CGHAZ的M-A组元呈细长条状,FGHAZ的M-A组元尺寸略大,分布较稀疏,ICHAZ的M-A组元呈带状分布,BM由于焊接热循环温度的影响,M-A组元分解[20,21,22]图12为焊接接头单位面积内M-A组元尺寸分布。HAZout的M-A组元的体积分数为6.04%,WMout的M-A组元体积分数为8.65%;HAZin的体积分数为6.83%,WMin的体积分数为8.74%。从统计结果来看,WMout小尺寸(<5 μm)的M-A组元含量较多,HAZ (包括CGHAZ、FGHAZ、ICHAZ)大尺寸(>5 μm)的M-A组元含量较多,对于内焊有同样的规律。

图11   外焊各个区域M-A组元形貌的OM像

Fig.11   OM images of M-A constituents in each area of the outside welding(a) WM (b) CGHAZ (c) FGHAZ (d) IGHAZ (e) BM

图12   焊接接头单位面积内M-A组元尺寸分布

Fig.12   M-A constituent size distributions of per unit area of welded joints(a) outside welding (b) inside welding

研究[23]发现,M-A组元是由残余奥氏体和马氏体构成,离散在基体上的M-A组元是富C相,Wang等[18]证明了针状铁素体晶界处也是富C相,晶界处C的堆积造成C的偏析。Masumoto[24]证明了碳化物(包括渗碳体)比铁素体具有更高的腐蚀电位,WM处M-A组元含量较多,所以不易被腐蚀,这也是内焊比外焊耐蚀性略好的原因之一。从微观机制看,之前的研究[25]证明,不同的相和微观结构之间有不同电化学性质,在富C结构和铁素体紧密接触形成的大量微小的原电池中,富C结构更倾向于作为阴极,铁素体作为阳极,即M-A组元作为阴极,铁素体作为阳极形成原电池。由于WM处M-A组元分布均匀,且M-A组元尺寸较小,形成的原电池电流密度极小,对点蚀的影响不大。HAZ处的M-A组元出现不同程度的聚集现象且尺寸较大,与铁素体形成的原电池电流密度较大,形成点蚀,导致HAZ的耐蚀性下降。

4 结论

(1) 在3.5%NaCl溶液中点蚀以不同的发展速度在各个区域产生,内焊焊缝点蚀坑数量最少,耐蚀性最好,外焊近热基体点蚀坑数量最多,耐蚀性最差。随着浸泡时间的延长,试样的失重率减缓,这是由于生成的内层钝化膜主要成分是Fe3O4,与基体紧密接触减缓反应的进行,外层腐蚀产物膜疏松多孔,主要成分是Fe3O4、Fe2O3、FeOOH和Fe(OH)3,对基体保护作用有限。 WM的自腐蚀电位最高,耐蚀性最优,HAZ耐蚀性次之。BM自腐蚀电位最负,耐蚀性最差。对于相同区域,内焊的耐蚀性优于外焊。

(2) WM处M-A组元细小均匀,铁素体与M-A组元形成的原电池电流密度较小,所以耐蚀性最好。HAZ的组织梯度变化较大,CGHAZ出现条状的M-A组元,FGHAZ的M-A组元呈较大的块状,ICHAZ的M-A组元呈带状分布,与铁素体形成的原电池电流密度较大,造成HAZ的耐蚀性低于WM。BM处的双相组织的铁素体/贝氏体之间形成的原电池使得这部分区域的耐蚀性最差。内焊的微观组织比外焊更加细化,M-A组元体积分数较多,降低了内焊的腐蚀倾向。

(责任编辑:毕淑娟)

The authors have declared that no competing interests exist.


/