SAF2205 雙相不銹鋼多層多道焊接頭的組織及性能

李亞杰，劉瑞，秦鳳明，馬承睿

(太原科技大學(xué),太原,030024)

0 序言

隨著全球工業(yè)的快速崛起，不銹鋼已經(jīng)成為工程應(yīng)用上的重要材料，在石油化工、天然氣、造船、污染控制行業(yè)以及核電等行業(yè)中廣泛應(yīng)用[1-2].雙相不銹鋼的特點(diǎn)是組織中鐵素體和奧氏體兩相比例接近1∶1，兼顧奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的耐腐蝕性、焊接性和力學(xué)性能[3].因此雙相不銹鋼越來越多地被用作奧氏體不銹鋼的替代品.但焊接過程快速加熱、冷卻導(dǎo)致兩相比例失衡和一些有害的第二相，如σ、χ、碳化物和氮化物[4].從而損害焊接接頭的力學(xué)性能和耐腐蝕性，導(dǎo)致雙相不銹鋼性能下降.對厚板材的焊接往往需要多道次焊接，這會使熔池發(fā)生多次相變，會破壞兩相平衡的條件，進(jìn)而影響焊接接頭的力學(xué)性能[5-8].

當(dāng)前，人們對于雙相不銹鋼焊接研究多集中在單一焊接對其微觀組織和力學(xué)的影響規(guī)律，而針對復(fù)合焊接研究較少.例如Cui 等人[9]研究了10.8 mm 不銹鋼深熔TIG 焊接,發(fā)現(xiàn)焊縫與母材中的晶粒尺寸形態(tài)有明顯差異，焊縫沖擊韌性低于母材，抗拉強(qiáng)度與顯微硬度均優(yōu)于母材.為了獲得兩相接近的焊縫，Toth 等人[10]使用鎳基材料進(jìn)行填充,獲得了良好的兩相比例，并且接頭表現(xiàn)出較好的力學(xué)性能與耐腐蝕性.此外Lai 等人[11]提出使用保護(hù)氣體為N2氣可以提高焊縫中奧氏體含量，但氮?dú)獬^50%對促進(jìn)奧氏體形成作用減小.焊縫中兩相比例的不平衡問題可以采用熱處理方法進(jìn)行調(diào)控，并且可以消除焊縫中的金屬間化合物，以提高焊縫的性能.例如Zhang 等人[12-13]報(bào)道了經(jīng)過熱處理后提高了焊縫中奧氏體含量并消除了金屬間化合物，從而提高了材料的耐點(diǎn)蝕性.因此，文中對8 mm 厚的SAF2205 雙相不銹鋼進(jìn)行復(fù)合焊接，研究復(fù)合焊接接頭晶粒尺寸和微觀組織與力學(xué)性能的關(guān)系，探索多層多道焊的3 種焊接方法對焊縫上部、中間、根部不同區(qū)域顯微組織與力學(xué)性能.并在焊后通過熱處理方法調(diào)控相比例，研究不同固溶處理工藝對接頭微觀組織的力學(xué)性能和耐點(diǎn)蝕性的影響.初步建立工藝參數(shù)-組織-性能的一般關(guān)系，為工程應(yīng)用提供理論指導(dǎo).

1 試驗(yàn)方法

1.1 試驗(yàn)材料

圖1 為SAF2205 雙相不銹鋼板材焊接示意圖，其外觀尺寸為150 mm×100 mm×8 mm，焊縫分為3 層，最上層為使用焊絲(ER2209)的TIG 蓋面焊接，中間層為PAW 填充焊接，最下層為TIG 打底焊接，保護(hù)氣體為98%Ar+2%N2.試驗(yàn)選取的SAF2205雙相不銹鋼化學(xué)成分如表1 所示.圖2 為焊縫沖擊示意圖和橫向拉伸示意圖，取材均沿著軋制方向.

表1 SAF2205 化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Chemical constituents of SAF2205

圖1 SAF2205 雙相不銹鋼焊接示意圖(mm)Fig.1 Welding diagram of SAF2205 duplex stainless steel

圖2 沖擊示意圖和橫向拉伸示意圖(mm)Fig.2 Charpy test diagram and transverse tensile diagram.(a) charpy test diagram;(b) transverse tensile diagram

1.2 試驗(yàn)方法

用線切割進(jìn)行取樣，機(jī)械拋光后采用50 mL HCl+100 mL C2H6O 配置的混合溶液腐蝕60 s.利用超景深顯微鏡VHX200 對試樣進(jìn)行微觀組織觀察.利用電阻爐對試樣進(jìn)行1 050 ℃(15 min、30 min、60 min)固溶處理.利用電子背散射衍射儀(EBSD)分析晶粒分布.對焊縫和母材進(jìn)行顯微硬度、抗拉強(qiáng)度和沖擊韌性測試，并利用SEM 對沖擊斷口進(jìn)行分析.對接頭進(jìn)行電化學(xué)腐蝕測試，電極的動極化(PDP)以掃描速率0.05 mV/s，掃描范圍為?0.2VSCE至1.5VSCE過鈍化擊穿，電化學(xué)阻抗譜(EIS)在105～ 10?2Hz 的頻率范圍內(nèi)進(jìn)行.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 母材微觀組織分析

圖3 所示為SAF2205 雙相不銹鋼母材的微觀組織.從圖3a 中可以看出母材為典型的雙相組織，兩相沿軋制方向呈現(xiàn)扁平狀分布，奧氏體相分散在鐵素體相中.圖3b 為母材的相圖，其中藍(lán)色為奧氏體相(γ)，紅色為鐵素體相(α)，兩相比例為46.8%(γ)∶53.2%(α)，奧氏體為12.33 μm，鐵素體為15.35 μm.

圖3 SAF2205 雙相不銹鋼母材微觀組織Fig.3 Microstructure of SAF2205 duplex stainless steel base material.(a) SEM;(b) EBSD

2.2 焊縫微觀組織分析

圖4 為焊縫橫截面形貌，焊縫形貌主要表現(xiàn)為柱狀晶定向生長的特征，并在局部區(qū)域產(chǎn)生少量的等軸晶.在焊接的過程中，焊縫的凝固形態(tài)取決于溫度梯度、結(jié)晶速度和過冷度.在圖4 表明，柱狀晶的尺寸不均勻，這是因?yàn)椴煌木ЯＳ胁煌奈幌?，同時散熱方向總是垂直于熔合線方向，導(dǎo)致晶粒在不同方向上生長能力的不同.當(dāng)晶體的生長方向與散熱方向一致時，有利于晶粒長大形成粗大的柱狀晶.

圖4 SAF2205 雙相不銹鋼焊縫橫截面形貌Fig.4 Cross section morphology of SAF2205 duplex stainless steel weld

在TIG 填絲焊縫上發(fā)現(xiàn)有少量等軸晶的產(chǎn)生，這是由于該位置溫度梯度相對較小，在液相中形成了較小的過冷度，距離熔化邊界較遠(yuǎn)，結(jié)晶速度增大，在這些因素的共同作用下，使晶粒自由生長，最后生成了等軸晶.從圖中可以看出蓋面部分與打底部分焊接面積分別為16.7 mm2和2.7 mm2，根據(jù)熱輸入理論可表示為

式中：E為熱輸入；V為電弧電壓；I分別焊接電流；η為焊接效率；v為焊接速度.TIG 焊接效率為0.65.同樣的熱輸入，焊接面積越小，熔池溫度就會越高，焊縫中合金元素?zé)龘p會更嚴(yán)重，導(dǎo)致熔池中非自發(fā)晶核質(zhì)點(diǎn)減少.在熔池中，TIG 焊縫凝固速度小于TIG 填絲焊縫，TIG 焊縫中鐵素體形成的時間會大于TIG 填絲焊縫，有較多的時間生長.因此，TIG 焊縫中柱狀晶相對粗大.

圖5 所示為圖4 中局部放大區(qū)域焊縫微觀組織形貌，TIG 填絲、PAW 和TIG 焊縫鐵素體(α)分別為70.5%、65.4%和96.04%.焊縫中鐵素體含量較高，由于焊接過程中快速冷卻，抑制α 向γ 的轉(zhuǎn)變，相變本質(zhì)上是由元素之間的擴(kuò)散控制的.奧氏體形成的順序?yàn)榫Ы鐘W氏體(GBA)、板條狀魏氏組織(WA)、晶內(nèi)奧氏體(IGA)[11].從鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體過程中，晶界奧氏體與板條狀魏氏組織形成所需過冷度較小，與晶內(nèi)奧氏體相比其形成所需溫度要高[14].晶界奧氏體的形成，與奧氏體穩(wěn)定化元素在鐵素體邊界的富集相關(guān)[15].從圖5a、5g 中可以觀察到TIG 填絲焊縫中奧氏體尺寸最大，平均面積為177 μm2，大于母材(142 μm2)，由于焊接過程添加了ER2209 焊絲，使熔池中N，Ni 含量的增加，促進(jìn)熔池中奧氏體的形核與長大.圖5b、5h 觀察到PAW 焊縫有較多的板條狀魏氏組織和晶內(nèi)奧氏體出現(xiàn)，由于后續(xù)焊接會對中間焊縫有加熱作用，這對晶內(nèi)奧氏體的析出和板條狀魏氏體組織生長有促進(jìn)作用，一定程度上增加了奧氏體的數(shù)量.觀察圖5c TIG 焊縫，發(fā)現(xiàn)只有晶界奧氏體出現(xiàn)，未發(fā)現(xiàn)其它形態(tài)的奧氏體，但是在圖5i 中觀察到有少量的晶內(nèi)奧氏體出現(xiàn)，并且奧氏體含量最低.由于TIG焊縫溫度過高，焊縫的冷卻速度小，熔池中鐵素體相析出的溫度時間延長，此時鐵素體的生長不受晶界奧氏體抑制，導(dǎo)致TIG 焊縫鐵素體粗化，平均面積為 8147 μm2，大于母材(264 μm2).同時熔池溫度越高，合金元素?zé)龘p嚴(yán)重，導(dǎo)致促進(jìn)奧氏體形成的元素減少.鐵素體的粗化，減少了奧氏體形核的位置，因此奧氏體含量較少，且平均面積僅為 77 μm2.與Sieurin 等人[16]所觀察到的一致，在焊縫中均未出現(xiàn)金屬間化合物，這可能是焊接能量與冷卻速度間接的阻止了它的析出.在圖5d、5f 中觀察到奧氏體晶粒取向混亂，但是在圖5e 中同一鐵素體晶粒中，晶界奧氏體和板狀條魏氏體組織取向相似.

圖5 焊縫局部微觀組織特征Fig.5 Microstructure characteristics of the weld.(a) the OM morphologie of TIG filler wire welding seam;(b) the OM morphologie of PAW welding seam;(c) the OM morphologie of TIG welding seam;(d) the IPF diagram of TIG filler wire welding seam;(e) the IPF diagram of PAW welding seam;(f) the IPF diagram of TIG welding seam;(g) the two-phase distribution diagram of TIG filler wire welding seam;(h) the two-phase distribution diagram of PAW welding seam;(i) the two-phase distribution diagram of TIG welding seam

2.3 固溶處理

圖6 為不同固溶處理工藝下獲得的SAF2205雙相不銹鋼焊縫微觀形貌.隨著保溫時間的增加，奧氏體含量增加，在保溫60 min 時兩相比例接近1∶1.固溶處理后的兩相比例如表2 所示.根據(jù)相平衡曲線所知，固溶處理溫度不能超過1 140 ℃，因此固溶處理溫度設(shè)為1 050 ℃[16].如圖6 所示，固溶處理后與焊態(tài)相比鐵素體更加均勻，在焊態(tài)粗大鐵素體中，形成了更多的晶內(nèi)奧氏體.隨著固溶時間的增加，奧氏體與鐵素體更加均勻化.在圖6a、6c 中焊縫中板條狀魏氏組織含量較多，隨著固溶時間60 min 后，板條狀魏氏組織減少，隨之增加的晶內(nèi)奧氏體數(shù)量越來越多，晶界奧氏體也逐漸消失.TIG 焊縫固溶60 min 后奧氏體含量最少，但也滿足了雙相不銹鋼中兩相比例最低要求.在固溶處理過程中未發(fā)現(xiàn)二次奧氏體出現(xiàn).Mourad 報(bào)道奧氏體對N 元素、C 元素等快速擴(kuò)散的填隙元素起著沉淀的作用，從而抑制了晶界附近區(qū)域的沉淀[17].

表2 1 050 ℃固溶處理后焊縫兩相比例(γ∶α)Table 2 Two-phase ratio of solid solution treated welds at 1 050 ℃

圖6 SAF2205 雙相不銹鋼1 050 ℃固溶處理后焊縫微觀形貌Fig.6 Microstructure of welding seam after solution treatment at 1 050 ℃ of SAF2205 duplex stainless steel.(a) TIG filler wire welding seam after solution treatment for 15 min;(b) PAW welding seam after solution treatment for 15 min;(c) TIG welding seam after solution treatment for 15 min;(d) TIG filler wire welding seam after solution treatment for 30 min;(e) PAW welding seam after solution treatment for 30 min;(f) TIG welding seam after solution treatment for 30 min;(g) TIG filler wire welding seam after solution treatment for 60 min;(h) PAW welding seam after solution treatment for 60 min;(i) TIG welding seam after solution treatment for 60 min

2.4 電化學(xué)分析

圖7 為電化學(xué)極化曲線與交流阻抗譜曲線.圖7a 所示，固溶處理60 min，有較高的腐蝕電位(?0.116 V)，見表3，而焊態(tài)(AW)腐蝕電位相對固溶處理的有所降低(?0.212 4 V)，表明固溶處理后接頭的耐腐蝕性增強(qiáng)，并且隨著保溫時間的延長，耐腐蝕性增加.焊態(tài)的腐蝕電流密度為9.967 ×10?5A?cm2，是固溶處理 60 min 腐蝕電流密度的3 倍，表明固溶處理后試樣有了更好的耐腐蝕性.從塔菲爾曲線觀察到每個樣品均出現(xiàn)了一個鈍化區(qū)，根據(jù)電化學(xué)腐蝕特性可知，鈍化區(qū)電位范圍越寬表明金屬鈍化越穩(wěn)定，說明材料耐腐蝕性越好.

表3 SAF2205 雙相不銹鋼電化學(xué)腐蝕參數(shù)Table 3 Electrochemical corrosion parameters of SAF2205 duplex stainless steel

圖7 SAF2205 雙相不銹鋼在1 mol/L NaCl 腐蝕Fig.7 Corrosion of SAF2205 duplex stainless steel in 1 mol/L NaCl.(a) electrochemical polarization curve;(b) electrochemical impedance spectroscop

從圖7a 中可以看出鈍化區(qū)間在固溶處理60 min 時明顯大于其它3 個試樣.這是由于固溶處理時間越長，焊縫組織更加均勻，鐵素體與奧氏體比例相近，表面容易形成致密的鈍化膜，使金屬與溶液中的Cl?隔開，金屬的腐蝕速度降低，從而提升材料的耐腐蝕性.圖7b 為交流阻抗譜曲線，容抗弧的大小一般用來表示材料的耐腐蝕性，容抗半徑越大，表明對應(yīng)電荷轉(zhuǎn)移電阻越大，材料的耐腐蝕性越好.在圖7b 中可以看到，焊縫均為單一電容回路，固溶處理后的容抗半徑明顯大于焊態(tài)，固溶處理15 min 和30 min 的容抗半徑差別不大.固溶處理60 min 的容抗最大，說明耐腐蝕性最好，與電化學(xué)曲線的結(jié)論一致.

2.5 抗拉強(qiáng)度

圖8 為SAF2205 工程應(yīng)力應(yīng)變曲線，圖9 為宏觀斷裂位置，其力學(xué)性能見表4.焊態(tài)與固溶處理試樣斷裂均未發(fā)生在焊縫，力學(xué)性能均符 ASTM A240 生產(chǎn)標(biāo)準(zhǔn).圖8 所示，母材抗拉強(qiáng)度和屈服強(qiáng)度分別為846 MPa、685 MPa，其斷后伸長率為44.4%，母材中近似相等的兩相比例，使雙相不銹鋼兼具鐵素體相和奧氏體相的性能.焊態(tài)及固溶處理態(tài)試樣斷裂位置均位于母材，這是因?yàn)樵诤附舆^程中，熔池中發(fā)生相變，焊縫中形成的奧氏體與鐵素體之間相互交錯取向混亂如圖5，而母材中奧氏體與鐵素體呈軋制狀態(tài)分布，很大程度上阻止了位錯，因而相變提高了焊縫的力學(xué)性能.此外，焊縫處奧氏體晶粒相對較小，在焊縫中起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用.固溶處理后，試樣的強(qiáng)度出現(xiàn)一定的降低，這是由于母材中鐵素體相降低造成的.此外，固溶處理15 min 和30 min 的拉伸試樣力學(xué)性能降低較少，這是因?yàn)楣倘軙r間較短，奧氏體增加較少，導(dǎo)致力學(xué)性能降低不明顯.固溶處理60 min 拉伸工件抗拉強(qiáng)度與屈服強(qiáng)度均明顯下降，是由于固溶處理過程中焊縫處兩相比例接近1:1，而母材中兩相中奧氏體含量增多，鐵素體減少，力學(xué)性能下降.

表4 SAF2205 雙相不銹鋼焊縫和母材的拉伸性能Table 4 Tensile properties of SAF2205 duplex stainless steel weld and base metal

圖8 SAF2205 雙相不銹鋼工程應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.8 Engineering stress-strain curve of SAF2205 duplex stainless steel

圖9 拉伸后工件斷裂位置Fig.9 Fracture position of workpiece after stretching

2.6 沖擊斷口微觀分析

如圖10 所示為SAF2205 雙相不銹鋼沖擊斷口微觀形貌，母材沖擊吸收能量為156 J，焊態(tài)試樣沖擊吸收能量為144 J.由于母材中具有相對較好的兩相比例，而焊縫中鐵素體含量較高，且鐵素體晶粒粗化，導(dǎo)致韌性下降，引起沖擊吸收能量低于母材的原因，這與Saravanan 等人[18]結(jié)果一致.然而焊縫的沖擊吸收能量相對母材下降的并不是太多，因?yàn)楹缚p中奧氏體晶粒尺寸較小起到強(qiáng)化的作用.Zhang 等人[19]的研究指出，奧氏體相在沖擊韌性方面占主要作用，奧氏體相的延展性，可以有效的抑制裂紋在鐵素體中的擴(kuò)展.從圖10a 中可以觀察到母材沖擊斷口有著較大的韌窩韌窩，并且有著撕裂棱出現(xiàn)，韌窩有著少量顆粒出現(xiàn).因此母材沖擊斷口整體斷裂機(jī)制為韌性斷裂機(jī)制.焊縫斷口形貌與母材有著明顯的差異.圖10b 為TIG 填絲焊縫斷口，斷口形貌呈現(xiàn)出韌性斷裂機(jī)制.在斷口處發(fā)現(xiàn)大量的韌窩，最大的韌窩有100 μm 寬.圖10c 為PAW 焊縫斷口，從斷口形貌可以看出為韌性斷裂模式.從圖中可以看到韌窩較多，但是韌窩較淺，且較小的狀態(tài)，根據(jù)三線法測得韌窩平均寬度為8.5 μm，韌性低于TIG 填絲焊縫.圖10d 為TIG 焊縫，觀察到為典型的脆性斷裂模式，斷面表現(xiàn)出大面積的河流花樣的特征，斷裂較為平整.相比于TIG 填絲焊縫、PAW 焊縫，TIG 焊縫奧氏體含量較少，阻礙裂紋在鐵素體相中擴(kuò)展作用力不足.在沖擊載荷作用下，裂紋在鐵素體相區(qū)內(nèi)迅速擴(kuò)展，導(dǎo)致出現(xiàn)大面積的平整斷面，降低了焊縫沖擊韌性.

圖10 SAF2205 雙相不銹鋼焊縫與母材沖擊斷口形貌Fig.10 Impact fracture morphology of SAF2205 dualphase stainless steel weld and base metal.(a)BM;(b) TIG filler wire weld;(c) PAW (d) TIG

3 結(jié)論

(1) 采用TIG/PAW 復(fù)合焊接對SAF2205 雙相不銹鋼焊接，獲得了表面成形良好焊縫.在TIG 填絲焊縫中由于添加焊絲的原因，導(dǎo)致焊縫鐵奧氏體平均面積最大；因?yàn)楹缚p順序的原因，導(dǎo)致PAW 焊縫中奧氏體含量較多；TIG 焊縫中奧氏體含量較少，由于熱輸入較高引起晶粒粗化，奧氏體形核位置減少.

(2) 在1 050 ℃固溶處理15，30，60 min 后，焊縫奧氏體逐漸增多并且均勻化，在固溶60 min 時，兩相比例接近1∶1.隨著固溶時間的增加焊縫耐腐蝕性也在增強(qiáng)，耐腐蝕性60 min >30 min >15 min >焊態(tài).

(3) 在拉伸過程中斷裂均在母材，表明焊縫抗拉強(qiáng)度大于846 MPa,力學(xué)性能均滿足ASTM A240生產(chǎn)標(biāo)準(zhǔn)，母材有著較好的塑性，斷后伸長率能達(dá)到44.4%.焊縫沖擊吸收能量為144 J，小于母材，焊縫整體表現(xiàn)為復(fù)合斷裂.焊縫力學(xué)性能強(qiáng)于母材，歸因于鐵素體含量較高、奧氏體晶粒尺寸、位錯強(qiáng)化共同作用，從而提升焊縫抗拉強(qiáng)度.沖擊韌性的降低，由于奧氏體含量較低，對阻礙鐵素體中裂紋擴(kuò)展作用較小，導(dǎo)致沖擊吸收能量下降.