410S不锈钢焊管弯裂原因分析

用作摩托车排气管的４１０Ｓ铁素体不锈钢焊管在弯曲成形时从焊接接头开裂，针对焊管弯裂的成因进行了试验分析，找出了弯裂原因为粗大的铁素体晶粒、马氏体及高温脆化引起的焊接接头塑、韧性降低，并提出了改善或避免该缺陷的措施，即适当加快焊接速度以减小焊接热输入量，使焊缝及热影响区变窄并降低铁素体晶粒的粗化倾向。

４１０Ｓ（０Ｃｒ１３）是铁素体不锈钢中铬含量最低的一种钢，它具有不锈性，曾因室温、低温韧性差，缺口敏感性高，对晶间腐蚀敏感等缺点，限制了它的应用。随着炉外精炼技术（ＡＯＤ或ＶＯＤ）的应用，碳、氮等间隙元素大大降低，改善了该类钢的各项性能，使它获得了广泛应用，特别是当钢中碳、氮量控制很低时，其塑性、韧性、冷成型性会显著提高。４１０Ｓ铁素体不锈钢具有冷加工硬化倾向低、导热系数大、膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀等特点，多用于制造耐水蒸气、碳酸氢铵母液、热的含硫石油腐蚀的部件和设备的衬里等［１］。泰山钢铁集团有限公司生产的厚度为３．５ｍｍ的４１０Ｓ不锈钢热轧钢带，经酸洗后冷轧成１．２ｍｍ的薄板，冷轧薄板经退火后分条、卷管，用ＴＩＧ钨极氩弧焊接成直径为６ｍｍ的圆管，其中焊缝为材料自溶形成，再将圆管弯曲成形，用作摩托车的排气管，最小的弯曲角度为１０５°。用户反映，有部分焊管在弯曲时首先在焊接接头位置出现裂纹，进而引起焊管局部撕裂造成产品报废。本文就４１０Ｓ铁素体不锈钢焊管弯裂的成因和机制进行了研究分析，并对改善或避免该缺陷的生产控制手段作了简要探讨。

１试验方法

截取小块试样用ＳＰＥＣＴＲＯＬＡＢＭ１０型光电直读光谱仪检测试样的化学成分，并用氮、氧气体分析仪进行氮、氧气体分析；截取带有裂纹的焊接接头金相样，在ＧＸ５１金相显微镜上进行金相检测；用显微硬度计对焊接接头金相试样进行显微硬度检测；取开裂处的焊接接头断口试样在ＸＬ－３０扫描电子显微镜上进行扫描电镜分析。

２试验结果

２．１宏观检测

图１是开裂焊管的宏观形貌，焊管弯曲的最小角度为１０５°，焊接接头位于弯曲部位的侧壁上，弯曲时主要受拉应力作用，裂纹贯穿于焊缝形变量最大处并与主应力垂直。裂纹首先在焊接接头处萌生，进而扩展开裂，说明焊接接头位置是抵抗拉应力变形的薄弱部位，并且通过观察发现开裂处焊接接头较薄、表面较为粗糙，在附近的焊接接头上还有另一小裂纹。

２．２化学成分分析

通过化学成分的对比分析，从表１可见，试样的化学成分（质量分数）符合Ｇ／Ｔ２０８７８—２００７的规定，并且冶炼钢成分控制得较好。

２．３金相分析

截取带有小裂纹的焊接接头金相样，研磨、抛光后在金相显微镜下观察，发现裂纹附近无较严重的非金属夹杂物存在，主要是Ｃ类和Ｄ类级别，Ｃ类为０．５级，Ｄ类１．０级，如图２所示。经王水腐蚀后观察母材基体组织为铁素体＋碳化物，晶粒度９级，焊缝及热影响区靠近熔合线附近组织均为粗大的铁素体＋少量马氏体，宽度约为２．７ｍｍ，晶粒度２级，马氏体主要分布在晶界位置，裂纹产生于热影响区靠近熔合线的粗晶区，如图３所示。过渡区的组织是铁素体为主、细化的铁素体与马氏体的混合，如图４所示。

２．４显微硬度检测

分别选取焊缝、母材及热影响区的数点进行显微硬度检测，在２００ｇ载荷下，焊缝中显微硬度为２３０～２７０ＨＶ，热影响区中的最高显微硬度达到３６５ＨＶ（马氏体），最低为１８７ＨＶ（铁素体），母材中显微硬度为２２０～２４０ＨＶ。由此可以发现热影响区中的粗大铁素体晶粒与马氏体硬度相差极大，力学性能极不均匀，易成为焊接接头中的裂纹发源地。

２．５扫描电镜分析

截取开裂处的焊接接头断口，在扫描电镜下观察试样断口形貌，在断口上未发现大量的夹杂物，焊接接头断口主要为解理－准解理脆性断口，解理区有典型的扇形及河流花样，如图５和图６所示。

３讨论

经金相检测，在裂纹附近未发现较严重的非金属夹杂物，说明开裂不是由夹杂物引起的；王水腐蚀后观察基体组织为铁素体＋碳化物，晶粒度９级，焊缝及热影响区靠近熔合线附近组织均为粗大的铁素体＋少量马氏体，宽度约为２．６ｍｍ，晶粒度２级，马氏体主要分布在晶界位置。显然，粗大的铁素体晶粒与马氏体会显著降低焊接接头的塑性和韧性。与普通的碳钢和奥氏体不锈钢相比，铁素体不锈钢焊接时热影响区组织有晶粒易长大的特点。马氏体是由高温奥氏体快冷转变形成的，焊缝与粗晶区的最高温度在熔点至１２５０℃之间，进入δ单相区，晶粒长大较快，但因冷却速度较快而形成少量高温奥氏体，并最终转化为少量马氏体；混晶区的最高温度在１２５０～８００℃之间，冷却速度相对于焊缝和粗晶区而言有所降低，但该温度段处于铁素体与奥氏体两相区，因此也会产生部分马氏体。通过扫描电镜观察试样断口形貌，断口上也未发现大量的夹杂物，焊接接头断口主要为解理－准解理脆性断口，说明焊接接头的材料塑性和韧性较差，所以焊管在弯曲成形时，焊接接头因受拉应力作用超过了它的塑性变形极限而造成开裂。根据以上分析，造成焊接接头塑性和韧性低的原因是粗大的铁素体晶粒和快速冷却形成的马氏体。但是根据研究表明，这并不是引起焊接接头塑性和韧性下降的唯一因素，其中高温脆化（ＨＴＥ）是造成铁素体不锈钢焊接接头塑性和韧性下降的主要因素［３］。高温脆化是由于材料处于０．７Ｔｍ（熔点）温度以上发生的冶金变化造成的，常温下铁素体不锈钢对间隙元素碳、氮的溶解度较小，在高温时固溶在铁素体中的碳、氮随着温度降低，溶解度降低，过饱和的碳、氮在晶界析出，形成碳化铬和氮化铬等化合物。焊缝和近缝区由于晶粒长大十分明显，碳化铬和氮化铬等化合物在晶界上浓缩富集，所以使焊缝及热影响区的塑性和韧性大幅度降低。同时，由于碳化铬和氮化铬等高铬化合物在晶界的富集，造成晶界位置局部贫铬，降低了焊接接头耐晶间腐蚀的能力。要消除铁素体不锈钢的高温脆化，可以通过适当的退火工艺使部分偏聚在晶界上的碳、氮等间隙元素重新固溶到晶粒内，同时还可以让马氏体分解；也可以在材料中加入少量的钛元素（４０９Ｌ），由于钛与碳、氮的亲和力要比铬高，会先于铬与碳、氮形成高熔点（１５００℃以上）的碳化钛和氮化钛，避免碳化铬和氮化铬等化合物在晶界上析出，并有细化晶粒和提高耐晶间腐蚀的作用。ＴＩＧ钨极氩弧焊是一种焊缝表面成形好、电弧稳定、飞溅少、保护效果好的焊接工艺方法，但用４１０Ｓ自溶焊接形成的焊缝会因为铁素体晶粒粗大、马氏体以及高温脆化使得焊接接头的塑性和韧性低。一般来讲，铁素体不锈钢的焊接性能不如奥氏体不锈钢，通常要求焊前预热和焊后热处理。对于可以焊前预热或焊后进行热处理的焊接构件，可选用与母材金属相同化学成分的焊接材料；对于不允许预热或焊后不能进行热处理的焊接构件，应选用奥氏体不锈钢焊接材料，以保证焊缝具有良好的塑性和韧性［４－５］。采用焊前预热或焊后退火势必要增加生产成本，同样改用含钛元素的４０９Ｌ铁素体不锈钢做焊管也会增加成本。通过综合分析，鉴于焊管弯曲变形量不太大的情况，建议客户在焊管时适当加快焊接速度以减小焊接热输入量，并保证焊接的稳定性，这样可以使焊缝及热影响区变窄并能降低铁素体晶粒的粗化倾向，达到提高焊接接头的塑性和韧性的目的。通过工艺改进后，检测焊接接头的各项性能均能满足使用要求，粗晶区的宽度由原来２．６ｍｍ左右减小到了２．２ｍｍ左右，粗晶区铁素体晶粒度由１．５级左右增加到了３级左右，焊管弯曲废品率由原来的６％降到了１％以内。

４结论

１）焊缝断口上未发现大量的夹杂物，焊缝断口主要为解理－准解理脆性断口，说明焊缝处的材料塑性和韧性较差，所以焊管在弯曲成形时焊缝因受拉应力作用超过了它的塑性变形极限而造成开裂。２）通过适当加快焊接速度以减小焊接热输入量，使焊缝及热影响区变窄并降低了铁素体晶粒的粗化倾向，使粗晶区的宽度由原来２．６ｍｍ左右减小到了２．２ｍｍ左右，粗晶区铁素体晶粒度由１．５级左右增加到了３级左右，焊管弯曲废品率由原来的６％降到了１％以内。