Ni元素范文

Ni元素范文（精选4篇）

Ni元素 第1篇

1 铬元素的作用

相关研究表明[2]93W-Ni-Fe合金添加微量元素Cr 0~1.5%(质量分数,下同)后,随Cr含量增加,拉伸强度降低(烧结态样品合金降低了162.5 MPa)。同样,经固溶淬火处理,合金强度降低150.5 MPa,但拉伸强度明显高于烧结态合金;合金的相对密度随Cr含量的增加而下降。但当Cr含量超过0.9%时,相对密度变化已不太明显,合金的伸长率随Cr含量的增加而减小。

合金中添加Cr元素后,Cr元素在合金界面处会形成偏聚,进而阻止钨原子的扩散,使钨颗粒在粘结相中的溶解-析出进程减慢,这在一定程度上可抑制钨颗粒长大[3,4]。样品中添加0.9%的Cr时,钨颗粒的穿晶解理断裂和粘结相的延性撕裂转变为延W-W断裂和少量穿晶解理断裂,添加Cr元素后有明显的条状偏聚出现,会降低合金的强韧性。由图1可看出,添加0.9%Cr后,Cr元素偏聚非常严重且分布也非常不规则,几乎隔开了粘结相与钨颗粒之间的联结,降低了钨颗粒的球化比例,钨颗粒的大小也不均匀。

继续添加Cr元素,生成和聚集的中间相会愈加明显,此时合金的断裂方式以W-W和少量的W-M断裂为主。因此,添加微量元素Cr会使合金试样发生偏聚,粘结相与钨颗粒之间的断裂现象会更明显,在很大程度上会降低合金的力学性能。

图1未添加(a)及添加0.9%Cr(b)的93W-4.9Ni-2.1Fe烧结样品的微观组织Fig.1 Microstructure of 93W-4.9Ni-2.1Fe alloys sintered without Cr(a)and with 0.9%Cr(b)

2 钴元素的作用

刘志国[5]、范景莲等[6]对强化烧结工艺制备高密度钨合金中加入元素Co做了相关研究,研究结果表明,加入元素Co后合金性能得以提高,同时Co也起到烧结活化的作用,烧结温度降低30~50 ℃。

唐新文等[7]也对W-Ni-Fe密度合金中加入元素钴做了研究。随钴含量(0~1.5%)增加,合金强度明显增大,当钴含量为1.0%时,合金强度超过1000 MPa,之后即使再添加钴,合金强度的变化也不明显;合金塑性随钴含量增加而增大,当钴含量超过0.7% 时,合金塑性增大趋势逐渐趋于平缓;基体相硬度随钴含量的增加而增大,其原因是加入钴元素后,合金边缘变得更加光滑,钨颗粒更加规整,晶粒更加细小均匀,合金变形更加协调,从而提高了合金的塑性变形能力及延伸率。

添加适量的钴元素可有效改善合金的浸润性,周国安等运用浸润仪测出了加入钴元素后粘结相对钨颗粒的浸润角[8],不同成分基体相与钨颗粒之间的浸润角见表1。

由表1可知,合金中加人微量钴元素后,基体相对钨颗粒的浸润角明显降低。所以,钨颗粒的润湿性更好,基体相能更均匀地包覆在钨颗粒周围,减少W-W颗粒之间的直接接触,有利于钨合金组织塑性变形。加入Co元素后,钨颗粒与粘结相间的浸润性得到改善:一方面,烧结过程中钨颗粒尖角处会率先溶解,钨颗粒逐渐趋于球化,增大与粘结相间的接触面积;另一方面,有利于粘结相均匀地分布在钨颗粒周围,优化合金显微组织,提高合金的综合力学性能[9]。

3 锰元素的作用

相关报道曾指出,W-Ni-Fe系钨合金的液相烧结过程实际上可以看成是Ni-Fe液相形成和钨的溶解再析出过程[10]。在钨合金的烧结过程中,加入的Mn元素与O元素结合形成MnO,Ni-Fe液相中存在的MnO增加了钨颗粒的形核率,阻碍了钨的溶解再析出过程,降低了钨颗粒的长大速度。因此,向合金中加入Mn元素可细化钨颗粒,提高合金的力学性能。聂常绅等[11]通过添加Mn来提高合金的塑性和韧性。

W-Ni-Fe系合金的断裂方式主要包括4种:钨颗粒解理断裂、粘结相韧性撕裂、钨颗粒与粘结相之间的界面分离、钨颗粒与钨颗粒之间的界面分离[12]。图2为合金试样拉伸断口处的SEM图,其中的白色部分是粘结相。由图2可看出,随Mn含量增加,合金中粘结相的数量增多,W-W之间的接触程度降低。由于Mn元素的化学性质非常活泼,与氧、硫之间的亲和力较强,生成的锰氧化物可净化晶界,改善W与Ni-Fe之间的润湿性及结合性能,减小W-W界面和W-基体相界面之间的分离比例,增加钨颗粒穿晶解理断裂及基体相延性的断裂比例,从而说明W-基体相界面之间的结合强度提高。同时还可看出随Mn含量的增加,试样断口形貌中的孔隙数量明显增多,因此,Mn添加量过高时,其性能会降低。

图2 90%W-Ni-Fe合金的断口形貌[13]Fig.2 The fracture surface of 90%W-Ni-Fe alloys[13]

4 稀土元素的作用

向W-Ni-Fe合金中加入稀土氧化物CeO2、La2O3、Y2O3、ThO2等可起到弥散强化的作用,特别是Y2O3和La2O3可以很好地抑制烧结过程中W晶粒的长大从而起到细化组织的作用。随稀土元素添加量的增加,晶粒尺寸减小,细化效果明显[14,15,16]。但相关研究指出,稀土加入量过多时,既会细化组织又会削弱界面间的结合强度,因而合金性能与稀土添加量的多少有关。

4.1 稀土元素Y

马运柱等[17]对90W-7Ni-3Fe合金中加入稀土元素Y做了相关研究,研究结果显示,添加0.4%Y时,生成了富Y的W13.07Ni2.96Fe1.52Y23.65Ox(摩尔分数)中间相,生成的中间相主要分布于W-W晶界、W-M相界之间,阻止了W原子在粘结相中的扩散,抑制W晶粒长大,W晶粒尺寸由未添加Y时的20~25μm减小到12μm左右,因此合金中添加适量Y可细化晶粒,显著提高合金的力学性能,也会阻碍合金在变形过程中出现的缺陷运动。此外,合金中加入Y会改变W颗粒某些晶面上的能量状态,从而改变钨颗粒的形貌,钨颗粒由球形变为近球形,晶粒沿某些方向会优先生长,同时也会抑制其在另一些方向的生长[18]。

4.2 稀土元素La

微量稀土在W颗粒的表面和内部会形成稀土复合相,这种复合相会抑制颗粒的长大,阻碍钨在粉末还原过程中的挥发,抑制钨颗粒的聚集长大[19],加入稀土元素La可有效改善合金粉末的分散度。

曾毅等[20]研究了稀土元素La对W-Ni-Fe合金显微组织和性能的影响,稀土La会阻碍合金的致密化,随La含量增加阻碍效果更明显。当La添加量不超过0.04%时,随La含量增加,合金的抗拉强度及伸长率显著提高,但当La的添加量达到0.4%时,合金的抗拉强度及伸长率会有所降低。添加La可细化钨颗粒,随La含量增加细化现象越明显,但是钨颗粒尺寸的均匀性变差。

由图3所示断口形貌可知,0.04%La试样的断裂形式主要以钨颗粒的解理断裂和粘结相的延性撕裂为主,且钨颗粒的解理断裂所占比例明显减小,说明合金中钨颗粒与粘结相的结合强度有所增加。0.4%La试样的晶粒尺寸明显减小,此时断口主要是粘结相和W颗粒的剥离,在W-W颗粒界面及W-粘结相界面上有二次相粒子出现。虽然添加0.4%La减小了W晶粒尺寸,但界面偏聚现象非常明显,合金的界面强度降低。

图3微量稀土对93W-4.9Ni-2.1Fe合金断口形貌的影响Fig.3 Influence of rare earth on the fracture surface of93W-4.9Ni-2.1Fe alloys

稀土La在合金中形成的中间相主要以WxNixFexLaxOx(摩尔分数)的形式存在于粘结相中,此粘结相对杂质Ca有较强的吸附作用,可有效降低Ca在相界面处的偏析,增强W与粘结相的界面强度。此外,中间相也会抑制合金液相烧结过程中W晶粒的长大。

4.3 稀土元素La-Y

马运柱等[4,21]对W-Ni-Fe合金中单独添加稀土La、Y的研究较多。马运柱等[22,23,24]对合金中加入稀土La-Y(物质的量比为1∶1)也做了相关研究。研究结果显示,稀土La-Y含量增加到0.4%时,合金试样的相对密度、抗拉强度及延伸率均得到提高;但继续增加至0.8%时,上述性能却呈相反的变化趋势,合金试样中富La、Y中间相的偏聚现象明显。因此加入过量的稀土会增加微孔数量,降低粘结相的连续性及材料的力学性能。

La-Y与W、Ni、Fe可生成中间相W13.61Ni2.61Fe1.07Y20.52-La25.27(摩尔分数),此中间相主要分布在W-W晶界、W-M相界面处,可阻止W原子的扩散,抑制W晶粒的长大,W晶粒尺寸由20~25μm减小至12~15μm;其还会阻碍合金在变形中产生的缺陷运动,提高合金试样的性能。La-Y混合物对合金偏聚现象起主导作用的是La,对抑制W晶粒长大及提高合金力学性能起主导作用的是Y。添加La-Y后,也会改变W晶粒的形状,与单独添加La、Y有相同的作用。当添加相同含量的稀土元素时,添加物对合金性能影响程度的大小顺序是Y> La-Y>La。

此外,周国安等[25]研究了W-Ni-Fe合金中添加的Si、Na元素对界面结构的影响,以达到改善合金力学性能的目的。罗述东[26]通过添加Ta等元素改善合金性能。李秋娟等[27]在W-Ni-Fe合金中加入1%Sn可提高合金的抗拉强度和热膨胀系数,使合金的烧结温度降低200 ℃左右。晏建武等[28]将碳以添加剂的形式加入到合金中可细化晶粒,提高合金致密度及硬度,降低合金烧结温度。

5 结语

(1)Cr原子形成偏聚可阻止钨原子的扩散,减慢钨颗粒在粘结相中的溶解-析出进程,在一定程度上会抑制钨颗粒的长大,Cr在样品中形成的偏聚,会降低W合金界面的结合强度,使合金的力学性能下降。

(2)Co聚集在W-基体相界面,可改善W与基体相之间的润湿性,从而提高界面的结合强度;同时使钨颗粒变得更加光滑,可增强合金在外加应力下的协调变形,改善合金材料的强度和塑性。

(3)Mn元素可以改善W与Ni-Fe之间的润湿性及结合性能,Mn在W-W晶界、W-基体相界面之间生成的中间相可阻止W原子扩散,抑制W晶粒长大,阻碍合金在变形中产生的缺陷运动,可有效地改善合金性能。

写给自己10NI年后的自己 第2篇

----李艳龙

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2014年2月7日星期五李艳龙

Ni元素 第3篇

Mn是奥氏体化合金元素,可以扩大奥氏体相区,增加过冷奥氏体的稳定性[2],使奥氏体相变移向较低的温度。在通常的焊缝金属冷却速率下,Mn会抑制奥氏体向珠光体的转变,提高奥氏体生长速率[3,4]。焊缝中随着Mn含量的增加,焊缝金属的屈服强度和抗拉强度增大,且Mn能显著降低脆性转变温度[5]。

Ni是不锈钢中仅次于Cr的重要合金元素,Ni可以提高不锈钢钝化膜的稳定性,从而提高不锈钢的热力学稳定性[6]。Ni是强烈形成并稳定奥氏体的元素,能无限固溶于γ-Fe并且扩大奥氏体相区,降低马氏体的转变温度。另外,随着Ni含量的增加,在形变过程中奥氏体向马氏体转变也更加困难[7,8]。在马氏体时效不锈钢中,随着Ni含量的增加,钢中奥氏体体积分数明显上升,材料的冲击韧度显著提高[9,10]。

本工作通过药芯焊丝向焊缝中过渡奥氏体化合金元素,提高焊缝组织中逆变奥氏体含量,增强FV520B不锈钢焊接接头韧性。

1 实验

1.1 实验材料

FV520B不锈钢成分中主要奥氏体化合金元素是Mn和Ni,实验中通过在药芯焊丝的药粉中加入中碳锰铁和镍粉的形式将其过渡到焊缝,实验所使用的中碳锰铁和镍粉的成分如表1所示。

实验中制取了4 种不同合金元素含量的药芯焊丝,对应实验编号及合金元素的含量如表2所示。

1.2 实验方案

在药芯焊丝生产设备上,经过钢带清洗-轧U型槽-加粉-合口-粗拉-精拉-清理等工艺制作直径1.2mm的药芯焊丝。

实验母材选用FV520(B)不锈钢板材,焊接试板的尺寸为350mm×150mm×15mm,并按照GB/T 17493-2008《低合金钢药芯焊丝》进行试样加工。焊接使用林肯DC-400型直流焊机和LN-23P送丝机。为了减少冷裂纹倾向,试板焊前进行300℃ ×1h预热,焊后进行1050℃固溶处理1h水冷+850℃保温2h调整处理+620℃保温1h空冷回火处理的热处理工艺[11],获得最佳强化效果。取熔敷金属横截面做金相试样,经磨光、抛光后,用1g FeCl3∶20mL HCl∶10mL H2O配置的溶液进行试样腐蚀,然后在GX-71型金相显微镜下观察焊接接头的组织形貌,并根据GB/T 2650—2008《焊接接头冲击试验方法》和GB/T 2652—2008《焊缝及熔敷金属拉伸试验方法》取样,检测熔敷金属力学性能,实验分别在SHT5106拉伸试验机和NI750F冲击试验机上进行。焊接工艺参数如表3所示。

2 结果及分析

2.1 合金元素的过渡效果

为了检测通过药芯焊丝过渡合金元素的效果,利用能谱分析,测得焊缝各元素的质量分数如表4所示。从表中可以看出,随着药粉中Mn和Ni元素的增加,焊缝中Mn和Ni元素也有所增加。焊缝中合金元素主要由焊丝外皮、药粉及局部熔化的母材三部分组成。由于实验中所用药芯焊丝外皮都是一样的,焊接工艺相同,所以焊缝成分的变化主要是由药粉中合金元素的过渡引起的。

为了对比焊缝和母材合金元素的差异,对3#试样熔合线附近的元素进行能谱扫描分析,结果如图1所示。3#试样焊缝和母材的成分相近,线扫描结果也反应出熔合线附近的元素含量相差不大。如图1(b),(c)所示的Mn,Ni元素,熔合线附近的焊缝和母材的含量相当,成分变化的波动不大。合金元素之间过渡系数的差异主要受氧化损失的影响。在1600℃时合金元素对氧亲和力由小至大的顺序为:Cu,Ni,Fe,Cr,Mn,Si,T,Al。焊接过程中,位于Fe元素左面的元素几乎无氧化损失,只有残留损失,故过渡系数大。Mn元素对氧亲和力比Fe元素大,氧化损失严重,所以过渡系数较小。

图1 3#试样熔合线附近元素线扫描结果(a)总体趋势;(b)Mn元素;(c)Ni元素Fig.1 The element line scan results of 3#sample near the fusion line(a)general trend;(b)Mn;(c)Ni

2.2 合金元素对焊缝奥氏体量的影响

淬火钢冷却到室温会有部分未转变的奥氏体保留下来,称为残余奥氏体。残余奥氏体的多少取决于母材的淬透性、冷却方式和高温时奥氏体晶粒的初始尺寸。由于Mf温度远低于室温,在常温下必然会在马氏体附近出现残余奥氏体。铬-镍-钼系马氏体不锈钢在回火过程中部分马氏体会直接切变成奥氏体,形成所谓的逆变奥氏体。逆变奥氏体从化学成分上与淬火马氏体相同,具有一定的稳定性,这种奥氏体在室温下甚至更低温度下都可以稳定存在。为了与残余奥氏体区别,根据其形成特点,称之为逆变奥氏体。 根据FV520B钢的相变温度和所采用的焊后热处理工艺,FV520B钢焊缝中残余奥氏体和逆变奥氏体都可能存在。通过对焊缝进行X射线衍射分析,测量焊缝中奥氏体的含量,焊缝的XRD谱图如图2所示。由图2可见,焊缝主要是马氏体,马氏体(110)面衍射峰最强,奥氏体(111)面衍射峰较为明显,不同焊缝的衍射峰的强度也有所不同。选取马氏体(110),(200),(211)峰,奥氏体(111),(200)峰计算得出焊缝奥氏体含量如表5所示。相对于1#焊缝,增加了Ni含量的2#和增加了Mn含量的4#焊缝,奥氏体含量都有所增加,而2#焊缝的效果更加明显。同时添加Mn,Ni元素的3#焊缝,奥氏体含量也有较大提高。

实验中通过药芯焊丝向焊缝中过渡合金元素Mn,Ni,提高了焊缝中奥氏体的含量。Mn,Ni元素是奥氏体形成和稳定元素,降低钢的As和Ms点。Mn,Ni元素含量的提高,时效时发生逆转变奥氏体转变的温度越低,在相同的时效温度下得到更多的逆转变奥氏体。Mn,Ni元素能够稳定奥氏体,使焊缝中逆变奥氏体化学稳定性增加,含量增多[12,13]。Ni元素奥氏体化效果比Mn元素更好。主要是由于逆变奥氏体的增多与Ni元素的迁移有关[14],当回火温度升至稍高于As点时,逆变奥氏体相的核心就通过切变方式在高Ni区直接生成,并沿板条界面纵向长大成极细的针条状逆变奥氏体。另外,由于药粉中的锰铁是脱氧剂,在合金过渡时Mn元素被氧化的损失较大,降低了其过渡系数,从而也影响了焊缝奥氏体的含量。

2.3 合金元素对FV520B焊缝组织的影响

采用表2中不同合金元素含量的药芯焊丝,焊接FV520B钢后焊缝的微观组织如图3所示。图中试样均是采用相同的焊后热处理工艺(1050℃固溶+850℃调整+620℃回火)。

不锈钢FV520B经1050℃×1h固溶处理后,组织为典型的低碳马氏体,再经850℃×2h的中间调整处理后,组织为细小的板条马氏体+少量的残余奥氏体。在时效过程中主要是沉淀硬化相的析出、马氏体基体回火、逆变奥氏体的生成等。从图3中可以看出,经过焊后热处理的焊缝组织主要为回火马氏体,在焊后时效处理过程中会有逆变奥氏体和二次析出相出现,二次析出相主要分布在晶界和晶粒内部,起沉淀强化作用。由于合金元素在焊缝金属结晶过程中可形成质点,这些形核质点促进了液态金属的结晶;合金元素含量越多焊缝金属结晶过程中形核质点越多,结晶越快,组织越细小。对比分析不同合金元素添加情况下的焊缝区微观形貌,随着合金元素Mn,Ni的增加焊缝组织更加细小,马氏体片层更加细小,分布更加弥散。对比图3(a)和图3(c)可以看出,添加合金元素Ni,焊缝组织细小致密,焊缝组织中马氏体片层也不明显。对比图3(a)和图3(d)可以看出,添加合金元素Mn,焊缝中马氏体片层更加均匀,马氏体位向更加明显。对比图3(a)和图3(b)可以看出,同时添加合金元素Mn,Ni,焊缝组织明显细化。由于晶粒细化,马氏体板条束的大小也随之细化,晶界构成位错运动的障碍,因而强化效果显著。晶粒越细,强化贡献越大。

2.4 合金元素对FV520B焊接接头力学性能的影响

向焊缝过渡合金元素的主要目的是使焊接接头具有更优异的性能。对于FV520B不锈钢焊接接头来说,在于保证高的强度的同时,提高焊接接头的韧性。然而材料的强度和韧性常常是一对矛盾,增加钢的强度往往要牺牲其塑形和韧性。

图3焊缝区组织微观形貌(a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#Fig.3 The microstructure of welding line(a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#

2.4.1 合金元素对焊接接头强度的影响

表6是拉伸实验结果,4种药芯焊丝焊接的接头抗拉强度都超过900MPa,屈服强度都在800MPa以上。

焊缝中添加Mn,Si,Cr,Ni等置换固溶元素进行强化,这些合金元素的强化作用可以叠加,使总的强化效果增大。实验中药芯焊丝过渡的Mn,Ni合金元素增加了固溶效果,使焊接接头的强度达到较高水平。

FV520B不锈钢时效强化相主要为富铜相(ε-Cu)。在焊缝金属快速冷却的过程中,可得到过饱和的固溶体。固溶态组织中的淬火马氏体内部含有较高密度的位错亚结构,高密度的位错和淬火空位有利于Cu的扩散,促进了时效处理过程中富铜相的析出强化。Ni的提高对富铜相的相变和时效长大过程有较大的影响[15]。Ni含量的提高,显著影响了马氏体沉淀强化不锈钢中富铜相的沉淀相变动力学,降低了淬火过程中富铜相的沉淀相变温度,可以有效地促进富铜相的析出,并且可以使析出相的尺寸变得细小且分布均匀。

2.4.2 合金元素对FV520B焊缝韧性的影响

4种不同药芯焊丝的焊接接头冲击功分别为52,68,79,61J。可以看出,随着合金元素的加入及其含量的增加,焊缝的冲击韧度变好。加入适量的合金元素Mn,Ni,可形成更多奥氏体,这对冲击韧度的提高起到主要作用。3#焊缝的最高,较1#增加了50% 左右。在1#药粉的基础上,增加5%镍粉的3#试样焊缝的冲击韧度,比增加5%中碳锰铁的4#试样焊缝的冲击韧度更高,镍粉改善FV520B钢焊缝韧性的效果更好。和FV520B不锈钢母材相比,焊缝的冲击韧度还是明显较低。焊丝中的杂质元素S,P等会偏聚于晶界,降低晶界表面能,产生沿晶脆性断裂,从而降低了焊缝的韧性。

图4所示为试样焊缝冲击断口纤维区的微观形貌,可以看出其形貌为等轴状韧窝,这些韧窝的深度都较浅,且在有些韧窝的底部和解理平台上可以看出由于第二项粒子与基体脱落而留下的微孔。

对比2#,3#与1#试样断口纤维区的微观形貌,可以看出加入Ni元素的2#,3#试样断口的韧窝更加密集,韧窝大小更加均匀,在小韧窝的底部由于二次析出相脱落而形成的细小微孔数量也较多。Ni元素的加入增加了焊缝中马氏体间奥氏体量,其连续分布在回火马氏体基体内,且十分细小,与回火马氏体间的弥散度很大,这种形态的组织使断口韧窝分布更均匀,数量更多,从而提高了焊缝接头的冲击韧度。

图4焊缝冲击断口形貌(a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#Fig.4 Fracture morphology of the weld metal(a)1#;(b)2#;(c)3#;(d)4#

3 结论

(1)FV520B不锈钢的焊缝组织以回火马氏体为主,随着合金元素增加,焊缝组织变得更加细小。Mn,Ni元素能够有效提高焊缝中奥氏体的含量。

(2)合金元素对焊缝强度的影响较小,但当同时添加Mn,Ni元素时,焊缝抗拉强度和屈服强度得到提高。

(3)Mn,Ni元素能够通过提高焊缝奥氏体量改善焊缝的冲击韧度。相对于Mn元素,Ni元素提高焊缝韧性的效果更好。

摘要：采用金相观察及扫描电镜(SEM)等研究了奥氏体化合金元素Mn和Ni对FV520B马氏体不锈钢的焊缝组织及力学性能的影响。结果表明,FV520B不锈钢的焊缝组织以回火马氏体为主,随着合金元素增加,焊缝组织变得更加细小。Mn,Ni元素能够有效提高焊缝中奥氏体的含量。合金元素对焊缝强度的影响较小,但当同时添加Mn,Ni元素时,焊缝抗拉强度和屈服强度得到提高。Mn,Ni元素能够通过提高焊缝奥氏体量改善焊缝的冲击韧度。相对于Mn元素,Ni元素提高焊缝韧性的效果更好。

Ni元素 第4篇

孙宝民 陆凯

【摘要】某厂5Ni钢大规模焊接产品，验收超声波探伤检测时发现在焊缝熔合线与钢材厚度方向偏中心位置，断断续续有异常回波产生，并且回波峰值超常。验收部门验收不合格，引发大批产品不合格，产生纠纷。针对该现象，采取宏观检查，金相观察，能谱分析等方法进行分析。结果表明，因焊接施工操作不当，使焊材熔敷金属与5Ni钢在熔融时冷却的时间产生异样，导致焊缝内局部区域存在母材金属，隔离了焊缝的连续性，在超声波探伤时产生了声阻抗反射波现象。关键词：5Ni钢；焊接缺陷；金相分析；能谱分析 1.概述 随着天然气（LNG）在全球消耗量的持续增长导致开采量井喷式急剧增长，国内外相续不断建造大型LNG储存设施。目前大型低温储罐和压力容器中镍钢基本取代了Ni-Gr不锈钢成为建设LNG低温储罐的主要材料，有效的焊接对于LNG储罐的安全和可靠性是非常关键的，而焊缝的检测则是保证焊缝质量的关键。本文所述的超声波探伤在焊缝区域有异常回波现象的焊接接头是某型号液罐上使用的X12Ni5钢板的对接接头。在施焊完毕后，接头经100%超声探伤（UT）及射线探伤（RT），发现焊接试板在超声波探伤时，有异常反射波且均超标，但经X光射线拍片底片未发现任何缺陷，且该现象为陆陆续续产生。通过在超声探伤有异常回波的位置采取宏观检查、金相观察、能谱分析等方法，分析了超声波探伤时产生回波的原因。5Ni钢焊接接头采用X形坡口，反面清根，双面焊。样品的形貌如图1所示，我们对图中焊缝标注异常区域进行了分析。2.焊接接头检测 图1 送检试样的宏观形貌 图2 低倍试样取样位置（1）宏观金相检测超声波探伤 根据超声波检测缺陷标识位置，截取焊缝低倍试样，焊缝低倍试样的取样位置如图2所示。每个焊接试样按图中标注的方向定义为上剖面和下剖面，a为上剖面，b为下剖面。试样经磨床磨光后，根据GB/T 226—1991标准进行冷酸侵蚀，试样的低倍组织形貌如图3~图7所示。根据GB/T 6417.1—2005标准对焊缝试面进行评定，所检试面焊缝与母材熔合良好，未见焊接缺陷。图3 1#试样上、下剖面焊缝低倍组织的宏观形貌 图5 3#试样上、下剖面焊缝低倍组织的宏观形貌（2）微观金相检测 分别按委托者提供的异常位置截取3#、4#金相试样，取样位置如图