Page 53 - 机械工程材料2025年第三期

徐晓龙，等：道间温度与焊后热处理冷却速率对P91钢焊缝金属冲击韧性与耐腐蚀性能的影响

未出现聚集现象，与55 ℃ · h −1 焊后热处理冷却速 性更好，冲击吸收能量波动性更低。
率下的组织相似。造成不同焊后热处理冷却速率下 2.2 耐腐蚀性能
焊缝金属冲击韧性和冲击吸收能量波动性差异的主 由图8可知， 不同道间温度和焊后热处理冷却速
要原因在于组织中碳化物的含量以及晶界碳化物的 率下焊缝金属的极化曲线形状基本相同，仅位置发
聚集程度。较快的焊后热处理冷却速率会导致焊缝 生偏移。
中的碳化物来不及析出，因此碳化物析出数量少；反 自腐蚀电流密度越小，腐蚀率越小，材料的耐
之，碳化物充分析出，组织中碳化物数量大量增加， 腐蚀性能越好；自腐蚀电位越小，材料越易腐蚀 ［18］ 。
并造成碳化物的聚集。 由表3可知：250 ℃道间温度和55 ℃ · h −1 焊后热处
由图7可以看出，300 ℃道间温度和约20 ℃ · h −1 理冷却速率下焊缝金属的自腐蚀电位最大，自腐蚀
焊后热处理冷却速率下焊缝金属裂纹源附近的基体 电流密度最小，说明此时焊缝金属的耐腐蚀性能最
组织为铁素体，同时还存在链状碳化物，晶界碳化物 好；250 ℃道间温度和约20 ℃ · h −1 焊后热处理冷却
未出现明显聚集现象，能谱分析表明该碳化物主要 速率下的自腐蚀电位最小，自腐蚀电流密度最大，
为富铬、锰的碳化物。当焊后热处理冷却速率约为 说明此时焊缝金属的耐腐蚀性能最差。焊缝金属的
20 ℃ · h −1 时，与250 ℃道间温度相比，300 ℃道间温 耐腐蚀性能与其组织中晶界处析出相的聚集程度有
度下焊缝金属的碳化物含量较少，且晶界碳化物未 关。由前文组织分析可知，P91钢焊缝金属晶界处
出现明显聚集现象。与250 ℃道间温度和55 ℃ · h −1 聚集着大量链状的富铬、锰的碳化物颗粒；富铬相
焊后热处理冷却速率下相比，300 ℃道间温度和约 的析出使得晶界处形成贫铬区 ［19］ ，贫铬区与非贫铬

20 ℃ · h −1 焊后热处理冷却速率下碳化物含量有所 区形成大量的原电池，导致晶界贫铬区优先发生腐
增加。经焊后760 ℃热处理后， 较低道间温度的焊缝 蚀。晶界富铬相的聚集程度越大，形成的贫铬区域
金属组织中的碳化物在晶界处重新形核、长大 ［13-16］ ， 越大，腐蚀程度越大，耐腐蚀性能越差。250 ℃道间
呈聚集状态；较高道间温度的焊缝金属组织中的晶 温度和55 ℃ · h −1 焊后热处理冷却速率下焊缝金属
界处碳化物的生长受到抑制 ［17］ ，碳化物未见明显聚 晶界处碳化物聚集程度最低，未出现链状碳化物在
集现象。因此，道间温度较高的焊缝金属的冲击韧 晶界上聚集的现象，因此耐腐蚀性能最好；250 ℃道

图 7 300 ℃ 道间温度和约 20 ℃·h − 1 焊后热处理冷却速率下焊缝金属裂纹源附近的微观形貌及 EDS 面扫描位置和结果 ( 冲击吸收能量 76 J)
Fig. 7 Micromorphology (a‒b) and EDS surface scan position (c) and results (d) near crack initiation source of weld metal at interpass
temperature of 300 °C and post-weld heat treatment cooling rate of about 20 °C·h −1 (impact absorbed energy of 76 J ) :
(a) at low magnification and (b) at high magnification

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