中华不锈钢网特别报道:试验结果与分析由可见，试样1焊合得并不理想，存在明显的缝隙；经过第二道叠轧后，试样2的焊合情况明显改善，第一道焊缝在经过第二道叠轧后宽度减少，且为间断性的，即部分焊合。为了进一步改善焊合情况，可以通过高温扩散焊，使其形成明显的过渡区，达到理想的焊合要求。
叠乳前，试验钢的晶粒基本成等轴状，尺寸约为25由可见，叠轧后试样1的晶粒呈扁平状，明显被拉长，在垂直于轧制方向上的宽度约为5pm；试样2的晶粒也呈扁平状，但被进一步拉长且细化，在垂直于轧制方向上的宽度约为1/1.由可见，叠轧后，试样1、试样2的均匀塑性变形量明显降低，而且随着叠轧道次的增加，均匀塑性变形量也降低。由表1可知，叠轧一道后，不锈钢的抗拉强度比叠轧前增加了近1倍，这是由于叠轧后晶粒细化使强度增加；然而由于加工硬化，伸长率降低了74.4%.试样2的抗拉强度比试样1又有一定的提高，而伸长率进一步降低，这是由于叠轧两道后试样的厚度小，即变形量大，具有更细的晶粒，强度增加，而伸长率却下降。但这可以通过后续适当的热处理加以改善，使晶粒均匀化，塑性得到提高，而强度有一定的降低。
加氢反应器是石油化工生产中的重要装置，在高温（约420°C）和高压（15~20MPa）氢中长期运行。作为反应器壁承载材料的2（1/4）C-1Mo钢（一般均达200mm厚），将因产生氢腐蚀而失效。为此，在反应器2（1/4）C-1Mo钢内壁上，依次堆焊厚度各为4mm的309L和347L不锈钢层，作为抗氢腐蚀材料。
在工况条件下，堆焊层材料的力学性能如何变化，堆焊次序是否合理，是涉及到设备安全运行及产品设计的重要问题，近年来已引起各方面的关注。报道集中在2（1/4）C-1Mo钢，涉及到309L和347L不锈钢的大多以焊缝为对象，堆焊层的很少。
本文用慢应变速率（SSRT）和低周疲劳实验测试了高温高压渗氢前后309L和347L不锈钢堆焊层的力学性能，并用SEM观察分析了断口形貌。实验在模拟加氢反应器工况条件下进行，研究中加工试样所用的材料为首套国产加氢反应器加工时同时制作的试板。
中华不锈钢网特别报道:试样制备和实验方法309L和347L不锈钢堆焊层的化学成分列于表1.由于309.对于缺口试样，Nl.A、N309和N347分别表示缺口位置开则表示在2（1/4）C-1Mo、309L和347L区域内各开一个缺口，一般将d0/D.控制在086.滑试样的方法，但在计算其应力时有名义应力和实际应力0d两种：热渗氢条件：氢分压18MPa，恒温条件420°C，48h.以使其含有均匀的饱和量的氢无论是否渗氢，试样SSRT实验的应变速率都为1.2x10-4s-1.热渗氢时氢气的纯度为99.9%（vol），其余01%（vol）为H2S.在SSRT中，用试样断面收缩率（叫的变化百分率（￠）作为氢脆敏感性的判据。其公式如下的断面收缩率。
低周疲劳试样为按ASTM-E399规定的小型CT试样，其形状和尺寸见（厚度t为12mm）。预裂纹用和2mm的钼丝加工，长度<05在计算缺口试样断面收缩率和延伸率时按照光frequencyfatiguespeamen小/%少/% mm.预裂纹方向与反应器壁厚方向平行。为保持短裂纹的扩展特性，控制裂纹扩展后总长度小于2结果与讨论和309L的熔合线（）。断裂过程包括在上述两处的试样表面上萌生裂纹（），然后裂纹沿熔合线向试样中心扩展，而当剩余面积上的应力值超过309L的断裂应力时，裂纹立即横穿309L快速扩展。奥氏体不锈钢裂纹萌生点可以在试样表面，也可以在试样的内部。热渗氢前后试样慢拉伸实验结果（表2）表明：除缺口位置在309L区域外，原始状态的试样，无论是光滑试样还是缺口试样，均断在347L区域内。这是由于347L的断裂应力（Q）的值为7999MPa，明显低于309L的8850MPa.断口呈塑性断裂的杯锥状。值得注意的是，热渗氢对309L和347L的影响程度不同，它使309L钢的断裂应力下降了45%，而347L钢仅下降29. 5%.与原始状态试样拉伸实验结果相反，经48h热渗氢后，除了缺口位置在347L区域的试样外，所有试样拉伸后均断在309L区域内。这是因为309L钢经热渗氢后其断裂应力急剧下降为478 MPa，而347L钢热渗氢后的q为564 MPa.断口形貌不仅呈现出脆性断裂，而且在断口表面有大量二次裂纹（）。
为了确定热渗氢后347L的断裂应力值，在347L部位上加工不同缺口深度的试样，直到截面减小至试样断裂在347L缺口处。结果表明：经热渗氢后347L缺口试样的断裂应力值为6054MPa，明显高于表2中N3m的4782MPa断裂应2309L和347L堆焊层的低周疲劳实验A买验中交变载荷的频率为4r.min-'，最小载每周保持6s.在肉眼观察到裂纹扩展时即停机，记下循环数N.将测得各材料原始状态和热渗氢后的da/dN及AJ的参数，在双对数坐标上作出da/dN-J关系曲线（），显然曲线分为3个阶段，根据公式da/dN= C（AJ）"，把3阶段中实验点回归后各得3个方程。根据GB6398―88规定，第一阶段da/dN=10― 10mr-1时，得裂纹产生扩展的门槛结果表明：在氢的作用下，da/dN-Aj曲线与原始状态相比左移了约200x1- 6MNm-、这就是说在相同驱动力下，氢加快了裂纹扩展速率。结果也显示出氢对第阶段的da/dN作用不明显，而第I阶段则由于交变载荷过大，机械疲劳拉断起主要作用，大大加速了裂纹扩展速率，氢的影响也不明显。说明只有在驱动力较小的情况下，氢对裂纹扩展起相对大的作用。氢的渗入也使309L堆焊层裂纹扩展的门槛值（Ajth）从原始状态的196 6MNm-1.固溶氢增加了309L堆焊层低周疲劳破坏的敏感性。
氢对347L堆焊层低周疲劳的作用，显示出和309L堆焊层相似的影响。对比309L和347L堆焊层实验的结果。无论原始状态还是热渗氢后，在相同的驱动力下，347L的疲劳裂纹扩展速率da/dN展的门槛值（Ajth）却比309L高1.8倍。这说明347L堆焊层的抗氢损伤性能高于309L.原始状态和热渗氢后309L及347L堆焊层，低周疲劳试样断口的SEM形貌，分别见和。对于原始状态的试样，无论是309L还是347L，第I、阶段的断口形貌具有明显的疲劳条纹，尤其是第I阶段，疲劳条纹较细长，条纹间间距也小；而经热渗氢后，断口形貌明显地显示出氢的影响，第I阶段的疲劳条纹变得少而短，具有明显的沿柱状晶界扩展形貌，各柱状晶间有因氢聚集而产生的二次裂纹。第阶段的断口形貌上，除柱状晶间的二次裂纹外，还可见到随外加交变载荷的加大，在塑性变形滑移面前沿的位错塞积既导致应力集中，又使氢在该处富集形成Cottrell气团，使得沿滑移面产生解理断裂的应力下降，裂纹产生了穿晶扩展，疲劳裂纹消失。当外加载荷进一步加大到一定值后（第I阶段），机械疲劳拉断效应进位错运动的速度，氢富集程度大大减低，氢的作用就被“淹没‘了，断口形貌总体上出现的是以撕裂岭或韧窝带为主的塑性变形形貌，但氢使裂纹沿柱状晶界扩展的二次裂纹仍然可见。可见在外加交变载荷的情况下，氢的作用似乎不能简单地用慢加载条件下，氢原子降低韧性裂纹萌生时的临界应变S，促进材料的脆化来解释，当然也不会光是氢原子的晶界聚集促进二次沿晶界裂纹萌生，导致主裂纹与二次晶界裂纹的连接断裂过程，而是在3个阶段中，氢原子既有本身的聚集促进脆化作用，又有与交变载荷的动态协同作用。加上3个阶段中，随着交变载荷的加大，机械疲劳拉断因素在不断增加，使得3个因素在断口形貌上的作用程度不断改变。
3结论2x1-4s-1应变速率下，脆化系数分别为868%和80.9%.热渗氢对309L和347L的f影响程度不同，它使309L钢的Q从855MPa降至478M 347L钢从MPa仅为295%.因此，热渗氢前拉伸实验都断在347L区，而热渗氢后都断在309L区域内。
堆焊层裂纹的萌生点有两处：即347L与309L的熔合线和309L与2（1/4）C-lMo的熔合线处，裂纹在前述两处试样表面萌生后沿熔合线向中心扩展，而当剩余面积上应力值超过309L的断裂应力时，裂纹即横穿309L快速扩展，直至断裂。
中华不锈钢网特别报道:加氢反应器壁309L和347L钢堆焊层的低周疲劳，可用da/dN =C（J）n式计算短裂纹的扩展速率和裂纹产生扩展时的门槛值，且da/dN-AJ关系曲线具有3个阶段。
