熱輸入對SAF2507 超級雙相不銹鋼焊接接頭顯微組織及硬度的影響

栗宏偉，趙志毅，薛潤東

(1.北京科技大學(xué),北京,100083；2.北京科技大學(xué),材料國家級實驗教學(xué)示范中心,北京,100083)

0 序言

SAF2507 超級雙相不銹鋼具有奧氏體和鐵素體兩種組織，比普通雙相不銹鋼有更好的耐腐蝕性能和力學(xué)性能，被廣泛應(yīng)用到了海洋、石油化工等行業(yè)領(lǐng)域[1-3].焊接是雙相不銹鋼應(yīng)用過程中重要的加工方法之一.雙相不銹鋼焊接中最大的困難是獲得接近50%的奧氏體量并避免形成有害相.為了獲得良好的微觀結(jié)構(gòu)，必須精確地控制焊接熱輸入.大部分研究表明，使用低的焊接熱輸入會使焊縫冷卻速度加快，導(dǎo)致在焊縫金屬中奧氏體含量過低；而使用高的焊接熱輸入更有利于鐵素體/奧氏體相平衡[4-5].也有少數(shù)學(xué)者卻給出相反的結(jié)論，認(rèn)為過高的熱輸入會導(dǎo)致焊縫元素的燒損，反而不利于焊縫中奧氏體的形成[6-8].因此有必要對焊接熱輸入對焊縫雙相比例的影響進(jìn)行深入研究.近年來，許多學(xué)者對雙相不銹鋼的焊接工藝進(jìn)行了細(xì)致的研究，但對厚度僅為1.2 mm 的超級雙相不銹鋼冷軋板焊接工藝的研究較少，缺乏對雙相不銹鋼焊縫組織和硬度的深入研究.研究表明，激光焊接、電子束焊接等高能束流焊接會使焊縫鐵素體含量超過90%，惡化了焊件性能[5,9]，因此應(yīng)用較為廣泛的TIG 焊接工藝，采用3 種不同熱輸入對SAF2507 超級雙相不銹鋼冷軋薄板進(jìn)行焊接.研究焊接熱輸入對焊件N 元素?fù)p失、雙相比例和氮化物析出相的影響，并從位錯密度和相界密度的角度，詳細(xì)分析了熱輸入對焊縫硬度的影響機(jī)理.

1 試驗方法

試驗用鋼為SAF2507 超級雙相不銹鋼冷軋板，成分如表1 所示，試板尺寸為1.2 mm(ND) ×75 mm(RD) × 300 mm(TD).使用自動TIG 焊機(jī)沿鋼板的TD 方向焊接，采用平板對接自熔焊，不填焊絲，焊接工藝參數(shù)如表2 所示.焊接完成后，采用掃描電子顯微鏡(SEM，型號ZEISS EVO18)對焊件的顯微組織進(jìn)行觀察.采用Image-pro 軟件統(tǒng)計焊縫中鐵素體和奧氏體的含量、鐵素體晶粒尺寸、鐵素體/奧氏體相界密度.使用能譜儀(EDS，型號Quantax 400)和氧氮?dú)浞治鰞x(型號EMGA-830)對焊縫中的元素含量進(jìn)行測定.使用透射電子顯微鏡(TEM，型號JEM 2100F)對析出相進(jìn)行觀察分析.使用電子背散射衍射儀(EBSD，型號牛津儀器AZtecHKL EBSD)對焊縫和母材組織進(jìn)行分析，使用AztecCrystal 軟件對EBSD 數(shù)據(jù)進(jìn)行后處理，可以得到相分布圖和幾何必需位錯密度[10-11]分布圖.使用Jmatpro 軟件計算SAF2507 熱力學(xué)平衡相圖.焊接接頭的硬度測定采用維氏硬度計，以焊縫中心為原點(diǎn)，向母材方向每隔200 μm 測定一次硬度.硬度計載荷為200 g，停留時間為15 s.SEM，EDS，EM，EBSD 和硬度的測試面均為焊縫截面(ND × RD 面).

表1 SAF2507 雙相不銹鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical compositions of SAF2507 super duplex stainless steel

表2 TIG 焊接參數(shù)Table 2 TIG welding parameters

2 結(jié)果與分析

2.1 焊接熱輸入對顯微組織的影響分析

2.1.1 母材和焊縫顯微組織觀察分析

圖1 為母材顯微組織形貌.深色凸出區(qū)域為奧氏體(γ)相，淺色凹入?yún)^(qū)域為鐵素體(α)相，鐵素體與奧氏體沿軋向(RD)呈條帶狀分布，雙相含量相同，未觀察到析出相的產(chǎn)生.圖2 分別為熱輸入110，132，156 J/mm 時焊縫顯微形貌.焊縫由鐵素體和奧氏體兩相構(gòu)成，未發(fā)現(xiàn)雙相不銹鋼中常見的氮化物析出相及金屬間相.焊縫中的鐵素體呈等軸態(tài).奧氏體分為3 種：包圍鐵素體晶粒的晶界奧氏體(GBA)；從晶界奧氏體長出，呈羽毛狀的魏氏體型奧氏體(WA)；在鐵素體晶粒內(nèi)部形核并長大的晶內(nèi)奧氏體(IGA).

圖1 母材顯微組織形貌Fig.1 Microstructure of base metal

圖2 焊縫顯微組織形貌Fig.2 Microstructure of weld seam.(a) weld seam,E=110 J/mm;(b) enlarged of Fig.2a;(c) weld seam,E=132 J/mm;(d) enlarged of Fig.2c;(e) weld seam,E=156 J/mm;(f) enlarged of Fig.2e

焊縫中心位置的鐵素體晶粒尺寸和鐵素體/奧氏體雙相比例的統(tǒng)計結(jié)果見表3 和表4.結(jié)合圖2a，2c，2e 和表3 可知，隨著焊接熱輸入由110 J/mm 提升至156 J/mm，焊縫中心鐵素體晶粒的等效圓直徑增加100%.鐵素體晶粒尺寸隨熱輸入增加急劇長大的原因如下.通過圖3 所示的熱力學(xué)平衡相圖可知，焊縫固態(tài)組織全鐵素體溫度區(qū)間為1 455～ 1 382 ℃.焊接熱輸入越大，焊縫的冷卻速度越小[5]，這會導(dǎo)致焊縫在全鐵素體溫度區(qū)間的停留時間過長，全鐵素體區(qū)中晶粒的長大不受晶界奧氏體的抑制，所以熱輸入的增加導(dǎo)致焊縫鐵素體晶粒尺寸的急劇增加.

表3 鐵素體平均晶粒尺寸Table 3 Average grain size of ferrite

表4 鐵素體/奧氏體相比例統(tǒng)計Table 4 Statistics of ferrite/austenite ratio

圖3 SAF2507 熱力學(xué)平衡相圖Fig.3 Thermodynamic equilibrium phase diagram of SAF2507

雙相不銹鋼以γ 模式凝固，相變過程為L→L +α→α→α+γ(L-液相，α-鐵素體，γ-奧氏體)[12].較高的焊接熱輸入可以降低焊接接頭的冷卻速度，有利于鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變[6].但由表4 可知，隨著焊接熱輸入由110 J/mm 提升至156 J/mm，奧氏體含量由28.9%降低至24.3%，與理論相反.原因分析如下.鐵素體向奧氏體的固態(tài)轉(zhuǎn)變屬于擴(kuò)散型相變，相變程度取決于化學(xué)成分和冷卻速度(熱輸入)這兩個因素[12].Ogawa 的研究指出，雙相不銹鋼焊縫中Cr，Mo 和Ni 元素在鐵素體和奧氏體之間沒有明顯的偏聚，而N 元素偏聚明顯，這說明N 元素是控制焊縫中奧氏體含量的最重要的元素[13].由表5 所示的焊縫元素含量可知，隨著焊接熱輸入由110 J/mm提升至156 J/mm，焊縫中的鐵素體形成元素Cr，Mo和奧氏體形成元素Ni 含量的波動均在1%以內(nèi)，而奧氏體形成元素N 的含量從0.25%降至0.21%，下降了16%，可以確定是N 元素的燒損導(dǎo)致了焊縫奧氏體含量的下降.氮是重要的奧氏體形成元素[12].熱輸入越高，焊縫熔池冷卻速度越小，這會使焊縫熔池中反應(yīng)式2[N]=N2↑向右進(jìn)行，N2從焊縫熔池逸出程度更劇烈.N 元素的燒損使奧氏體含量降低的程度大于提高熱輸入使奧氏體含量提高的程度，所以熱輸入越高，焊縫奧氏體含量越低.同時由于熱輸入的增加使焊縫鐵素體晶粒尺寸增加了100%(表3)，減少了奧氏體的形核位置，也會使焊縫奧氏體含量降低.

表5 焊縫元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù),%)Table 5 Mass fraction of each weld element

2.1.2 熱影響區(qū)顯微組織和析出相觀察分析

圖4 為熱影響區(qū)的顯微組織.由圖4a，4c，4e 可知，依據(jù)晶粒形態(tài)和尺寸，從焊縫到母材依次可以分為焊縫區(qū)(WM)、高溫?zé)嵊绊憛^(qū)(HTHAZ)、低溫?zé)嵊绊憛^(qū)(LTHAZ)、母材(BM).低溫?zé)嵊绊憛^(qū)的顯微組織與母材一致，兩相比例為1∶1.發(fā)生晶粒粗化的高溫?zé)嵊绊憛^(qū)的寬度極窄，只局限于幾個晶粒的寬度.當(dāng)熱輸入由110 J/mm 提升至156 J/mm 時，高溫?zé)嵊绊憛^(qū)的平均寬度不變，約為200 μm.

圖4 熱影響區(qū)顯微組織形貌Fig.4 Microstructure of the heat-affected zone.(a) E=110 J/mm;(b) enlarged of Fig.4a;(c) E=132 J/mm;(d)enlarged of Fig.4c;(e) E=156 J/mm;(f) enlarged of Fig.4e

高溫?zé)嵊绊憛^(qū)中鐵素體晶粒尺寸和鐵素體/奧氏體雙相比例統(tǒng)計結(jié)果見表3 和表4.由表3 可知，當(dāng)熱輸入由110 J/mm 提升至156 J/mm 時，高溫?zé)嵊绊憛^(qū)鐵素體平均晶粒尺寸增加33%，遠(yuǎn)弱于焊縫晶粒的粗化程度.這是因為大部分高溫?zé)嵊绊憛^(qū)的峰值溫度低于單相鐵素體存在最低溫度(1 382 ℃，圖3)，在焊接熱循環(huán)過程中大部分高溫?zé)嵊绊憛^(qū)不會形成單相鐵素體(圖3)，鐵素體晶粒的長大受到晶界奧氏體的抑制，所以熱輸入的增加對高溫?zé)嵊绊憛^(qū)晶粒粗化的影響程度遠(yuǎn)低于其對焊縫晶粒粗化的影響.由表4 可知，當(dāng)熱輸入由110 J/mm 提升至132 J/mm 時，高溫?zé)嵊绊憛^(qū)奧氏體含量從28.7%提高至36.4%.原因是高溫?zé)嵊绊憛^(qū)沒有熔化與凝固過程，所以沒有N 元素的燒損，這有利于奧氏體的形成；并且熱輸入的增加降低了冷卻速度，有利于鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變.當(dāng)熱輸入由132 J/mm 提升至156 J/mm 時，鐵素體晶粒尺寸增加了25%，減少了奧氏的形核位置，使奧氏體含量降低至29.5%.

圖4b，4d，4f 為3 種熱輸入的高溫?zé)嵊绊憛^(qū)晶粒內(nèi)部形貌.高溫?zé)嵊绊憛^(qū)中粗化的鐵素體晶粒內(nèi)均發(fā)現(xiàn)了大量的白色析出相.圖5a 為采用透射電鏡觀察到的析出相的形貌，此析出相為棒狀，長度小于1 μm.圖5b 所示的電子衍射花樣顯示，此類棒狀析出相為Cr2N.圖4b，4d，4f 表明，Cr2N 主要在高溫?zé)嵊绊憛^(qū)的鐵素體晶粒中心析出.這種現(xiàn)象可以通過在焊接熱循環(huán)時元素的擴(kuò)散來解釋.N 元素的擴(kuò)散速率是其它元素的20 倍以上[12]，當(dāng)焊縫處于焊接熱循環(huán)曲線的降溫段時，氮會從鐵素體向奧氏體擴(kuò)散，鐵素體晶粒內(nèi)部緊鄰相界的N 元素有足夠的時間擴(kuò)散進(jìn)入奧氏體，這部分區(qū)域的N 元素含量降低，不會有氮化物生成，而鐵素體晶粒正中心位置的氮來不及擴(kuò)散進(jìn)入奧氏體，這部分N 會留在鐵素體中，當(dāng)溫度降低到1 293 ℃ (圖3，為降溫時Cr2N開始析出的溫度)以下時，鐵素體晶粒中心位置的N 元素濃度超過在鐵素體中的溶解度，多余的N 元素隨后以Cr2N 形式在鐵素體晶粒中心位置析出.

圖5 Cr2N 形貌與電子衍射圖Fig.5 Topography and electron diffraction pattern of Cr2N.(a) morphology of Cr2N;(b) electron diffraction pattern of Cr2N

高溫?zé)嵊绊憛^(qū)的特點(diǎn)是鐵素體晶粒的等軸狀形態(tài)及鐵素體內(nèi)部棒狀的Cr2N 析出相，這也是區(qū)分高溫?zé)嵊绊憛^(qū)與焊縫的標(biāo)志.除了Cr2N 外，在高溫?zé)嵊绊憛^(qū)未發(fā)現(xiàn)其它類型的析出相.試驗中觀察了大量高溫?zé)嵊绊憛^(qū)晶粒，發(fā)現(xiàn)隨著熱輸入的增加，Cr2N 的析出量先減少后增加.當(dāng)熱輸入為132 J/mm時，奧氏體含量最高，其含量為36.4%，此時的Cr2N的析出量最小(圖4d).這說明高溫?zé)嵊绊憛^(qū)中奧氏體含量的增加有利于Cr2N 析出量的降低.

2.2 焊接熱輸入對焊件硬度的影響分析

圖6 為焊件沿ND 方向的維氏硬度的測量結(jié)果.當(dāng)焊接熱輸入從110 J/mm 增加到156 J/mm 時，焊縫的維氏硬度沒有變化.焊縫和母材的的平均維氏硬度分別為320 和340 HV(精確到十位)，焊縫硬度比母材低6%.從金屬強(qiáng)化理論分析，熱輸入影響焊件硬度的機(jī)制主要有4 種，固溶強(qiáng)化、彌散強(qiáng)化、位錯強(qiáng)化、細(xì)晶強(qiáng)化[14].

圖6 焊接接頭硬度分布圖Fig.6 Hardness Distribution of Welded Joints

(1)固溶強(qiáng)化.N 為間隙型溶質(zhì)原子，在鋼中能起到固溶強(qiáng)化作用.通過對比熱輸入分別為110 和156 J/mm 的兩個焊縫可知，焊縫中N 元素含量從0.21%增加至0.25%時，奧氏體含量從24.3%增加到28.9%，說明N 元素起到了擴(kuò)大焊縫中奧氏體含量的作用.在雙相不銹鋼焊縫中，奧氏體N 元素含量是鐵素體N 元素含量的5 倍以上[15]，N 元素會優(yōu)先偏聚在奧氏體中.當(dāng)焊縫中N 元素含量增加時，隨之增加的是焊縫中奧氏體的占比.而奧氏體和鐵素體中N 元素的濃度基本保持不變[14].所以影響焊縫與母材硬度的機(jī)制不能由固溶強(qiáng)化理論解釋.

(2)彌散強(qiáng)化.圖1，圖2a，2c，2e 表明，母材和焊縫中不存在Cr2N，所以影響焊縫與母材硬度的機(jī)制不能由彌散強(qiáng)化理論來解釋.由圖4 可知，高溫?zé)嵊绊憛^(qū)有大量Cr2N 析出相，細(xì)小彌散的Cr2N 粒子能夠阻礙位錯的運(yùn)動，提高了硬度，所以高溫?zé)嵊绊憛^(qū)并非焊件硬度的最薄弱區(qū).但是同焊縫區(qū)相比，高溫?zé)嵊绊憛^(qū)僅200 μm 左右，所以高溫?zé)嵊绊憛^(qū)對焊件硬度的影響應(yīng)該極為有限.

(3)位錯強(qiáng)化.圖7b，7d，7f，7h 為幾何必需位錯(GND)密度分布圖，圖7a，7c，7e，7g 為相同位置上的鐵素體/奧氏體的相分布，紅色為鐵素體，藍(lán)色為奧氏體.由圖7 可知，GND 密度較高的區(qū)域集中于鐵素體/奧氏體相界面附近，這種現(xiàn)象在焊縫位置比在母材位置更加明顯.這是因為焊縫的冷卻速度極快，易于產(chǎn)生位錯，并且在焊縫降溫過程中，奧氏體向鐵素體晶粒內(nèi)部生長，兩相之間互相擠壓造成了晶格畸變，使鐵素體/奧氏體相界附近位錯密度升高.由圖8a，8b 所示的GND 密度統(tǒng)計圖可知，當(dāng)焊接熱輸入分別為110，132 和156 J 時，焊縫中的鐵素體的GND 密度分別為2.36×1014，2.35×1014和2.40×1014m-2,焊縫中的奧氏體的GND 密度分別為2.75×1014，2.79×1014和2.82×1014m-2.位錯強(qiáng)化機(jī)制為位錯密度越大，硬度越高.位錯強(qiáng)化機(jī)制為位錯密度越大，硬度越高.由于GND 密度不隨熱輸入的增加而變化，且GND 密度與總位錯密度成正比[11]，所以焊縫硬度也不隨熱輸入的增加而變化.

圖7 相分布圖和GND 分布圖Fig.7 Phase distribution and distribution of geometrically necessary dislocation density.(a) phase distribution of base metal;(b) GND of base meta;(c) phase distribution of weld seam,E=110 J/mm;(d) GND of weld seam,E=110 J/mm;(e) phase distribution of weld seam,E=132 J/mm;(f) GND of weld seam,E=132 J/mm;(g) phase distribution of weld seam,E=156 J/mm;(h) GND of weld seam,E=156 J/mm

圖8 GND 統(tǒng)計圖Fig.8 Geometrically necessary dislocation density chart.(a) GND density of ferrite;(b) GND density of austenite

(4)細(xì)晶強(qiáng)化.由霍爾-佩奇公式可知，多晶體的強(qiáng)度、硬度隨著晶粒的細(xì)化(晶界密度的增加)而提高.由圖7c，7e，7g 可知，焊縫中不存在鐵素體晶界，主要的內(nèi)界面為鐵素體和奧氏體組成的相界，相界起到了阻礙位錯運(yùn)動的作用.對圖7a，7c，7e，7g中的相界密度進(jìn)行計算，計算公式為：ρ=L/S，其中ρ為相界密度，L為相界長度，S為圖像面積.計算結(jié)果見圖9.由圖可知，當(dāng)焊接熱輸入從110 J/mm 增加到156 J/mm 時，焊縫的相界密度保持在410 mm-1，不隨熱輸入的增加而變化.由細(xì)晶強(qiáng)化理論可知，焊縫硬度不隨熱輸入的增加而變化.由圖8a，8b 所示的母材與焊縫的數(shù)據(jù)對比可知，母材中的鐵素體的GND 密度為1.03×1014m-2，母材中的奧氏體的GND 密度為0.98×1014m-2，焊縫的鐵素體GND 密度和奧氏體GND 密度是母材的2 倍以上，由位錯強(qiáng)化理論可知，焊縫的硬度應(yīng)當(dāng)高于母材，可實際測得的焊縫硬度卻略低于母材.這是因為母材的相界密度為1 180 mm-1，約為焊縫的3 倍，并且母材中鐵素體晶界也會強(qiáng)化基體，最終導(dǎo)致焊縫硬度略低于母材硬度.

圖9 鐵素體/奧氏體相界密度統(tǒng)計圖Fig.9 Statistical diagram of ferrite/austenite phase boundary density

3 結(jié)論

(1) 在焊縫中，隨著熱輸入由110 J/mm 增加至156 J/mm，鐵素體晶粒尺寸由90 μm 增至200 μm，晶粒的粗化減少了奧氏體的形核位置，同時熱輸入的增加使焊縫中N 元素含量由0.25%降低至0.21%，最終導(dǎo)致焊縫中奧氏體含量由28.9%減少至24.3%.

(2) 在高溫?zé)嵊绊憛^(qū)中，當(dāng)熱輸入為132 J/mm時，奧氏體含量達(dá)到最高值，為36.4%，此時鐵素體晶粒中心的Cr2N 的析出量最少.

(3)焊接熱輸入由110 J/mm 增加至156 J/mm時，焊縫中鐵素體的GND 密度為(2.35～ 2.40) ×1014cm-2,奧氏體的GND 密度為(2.75～ 2.82) ×1014cm-2，鐵素體/奧氏體相界密度為410 mm-1.由于GND 密度和相界密度都不隨熱輸入的增加而變化，依據(jù)金屬強(qiáng)化理論可知焊縫維氏硬度不隨熱輸入的增加而變化.實測的焊縫硬度的變化規(guī)律與理論分析一致，不同熱輸入下焊縫的平均維氏硬度值保持在320 HV，略低于母材的維氏硬度值340 HV.