焊接熱輸入量和保護氣體成分對S32205雙相不銹鋼低溫沖擊韌性的影響*

徐阿敏，吉 海，許全光，呂 越，沈 強，2

（1.浙江久立特材科技股份有限公司，浙江 湖州 313028； 2.湖州師范學院，浙江 湖州 313000）

0 前 言

雙相不銹鋼由奧氏體和鐵素體兩相組成，具有高強度、良好的沖擊韌性以及優(yōu)秀的耐腐蝕能力[1-2]。因此，雙相不銹鋼已被廣泛應用于石油化工、機械設備、船舶軍事等領域[3-4]。如2018 年竣工的珠港澳大橋，采用的就是2205 雙相不銹鋼[5]。當雙相不銹鋼在北方海上平臺使用時，就要尤其關注鋼材的低溫沖擊性能和耐腐蝕性能。

雙相不銹鋼具有良好的可焊接性，常用的焊接手段有等離子弧焊（PAW）、鎢極惰性氣體保護焊（GTAW）、熔化極氣體保護焊（MIG）和埋弧焊（SAW）等[5-7]。目前對于雙相不銹鋼管材的焊接工藝，比較典型的是采用PAW 打底焊，然后采用GTAW 焊接的方式進行多道次焊接填充[8]。本研究主要目標是探索在GTAW 焊接工藝中，熱輸入量和保護氣體成分兩個參數(shù)對于2205 雙相不銹鋼焊接管低溫沖擊韌性和拉伸性能的影響，采用金相顯微鏡、掃描電鏡等對焊接位置的微觀組織結構進行表征分析，以獲得GTAW 焊接工藝的最優(yōu)參數(shù)并分析相應的內(nèi)在機理，用于指導生產(chǎn)實踐。

1 試驗材料及方法

1.1 試驗材料

試驗用板材為壁厚12.7 mm 的S32205（簡稱2205）雙相鋼熱軋鋼板。鋼材冶煉于國內(nèi)某鋼廠，其化學成分和力學性能見表1和表2。

表1 2205雙相不銹鋼板材化學成分 %

表2 2205雙相不銹鋼板材的力學性能

1.2 焊接工藝

將2205雙相熱軋不銹鋼鋼板接口位置處理成為Y 形坡口。鈍邊保留4 mm，單側(cè)坡口角度為30°～35°，坡口尺寸如圖1（a）所示。焊接首先采用PAW打底焊接，接著采用GTAW多道結合填充焊絲進行焊接，焊接具體實施方式如圖1（b）所示。焊接道次與熱輸入量有關，熱輸入量低，則單次焊接填充量少，焊接道次相應增加。

圖1 2205雙相熱軋不銹鋼鋼板焊接示意圖

填充采用Φ1.2 mm E2209焊絲，化學成分見表3。在焊接過程中，對不同焊接熱輸入量和保護氣體含量進行了試驗和分析，具體試驗參數(shù)見表4。在本研究中，熱輸入量為1.44 kJ/cm時，焊接道次為4 次，其余熱輸入量下的焊接道次為3次。在焊接后，為消除焊縫位置的有害相，對焊接的試樣進行了固溶處理，固溶溫度1 080 ℃，保溫時間10 min，保溫后進行快速水冷處理。

表3 ER2209焊材化學成分 %

表4 GTAW 焊接參數(shù)

1.3 低溫沖擊試驗與試樣顯微組織表征

低溫沖擊韌性試驗參照ASTM A370標準，切割成尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的標準試樣，使用PSW750 擺錘沖擊系統(tǒng)在-46 °C 下進行沖擊試驗。沖擊試樣的缺口位置在焊縫位置，因此本研究中的沖擊韌性為焊縫位置的沖擊韌性。

制備金相試樣首先用碳化硅砂紙研磨，然后采用2.5 μm拋光布進行拋光，接著采用20%NaOH溶液進行電腐蝕，電壓4 V、時間8 s，最后使用蔡司Axio lmager.M2m金相顯微鏡進行觀察。兩相組織的比例通過Micro-image Analysis & Process System（MIAPS）金相圖像分析系統(tǒng)進行統(tǒng)計計算。采用掃描電鏡（SEM）對樣品的斷口形貌進行觀察，掃描電鏡型號為日立S-3400N。

2 試驗結果與分析

2.1 熱輸入量對材料焊接部位低溫沖擊韌性的影響

圖2所示為低溫沖擊試驗中焊縫組織低溫沖擊功（-46 ℃）及鐵素體/奧氏體含量隨熱輸入量增大的變化曲線。熱輸入量從1.44 kJ/cm 升高到2.08 kJ/cm 時，低溫沖擊變化幅度較小，主要在153～163 J范圍內(nèi)；熱輸入量從2.08 kJ/cm升高到3.30 kJ/cm 時，低溫沖擊性能出現(xiàn)明顯下降，從154 J 下降到54 J。圖2 還顯示了兩相比例的變化。熱輸入量在1.44～3.30 kJ/cm 區(qū)間，鐵素體的比例逐漸升高，從40.2%上升至65.8%；而與之相對應，奧氏體的含量逐漸下降，從59.8%下降到34.2%。隨著熱輸入量的提高，試樣的熱處理溫度提高。結合Thermo-Calc 相圖的計算結果[9]，可知當熱輸入量超過2.08 kJ/cm 時，熱輸入對試樣焊接位置的熱處理溫度超過了1 020 ℃，從而鐵素體含量超越50%，并隨熱輸入量增加而進一步提高至65.8%。母材及三種焊接熱輸入量時的金相照片如圖3 所示。圖3（a）為2205 母材的金相組織照片，其中白色晶粒（紅色箭頭所示）為奧氏體γ，灰色晶粒（黑色箭頭所示）為鐵素體α，兩種晶粒呈條帶狀分布。圖3（b）、圖3（c）以及圖3（d）分別為熱輸入量為1.44 kJ/cm、1.76 kJ/cm 以及3.30 kJ/cm時焊縫位置的金相照片，焊縫組織的晶粒形態(tài)與母材明顯不同。熱輸入量為1.44 kJ/cm時，晶粒組織較小，條帶結構不明顯，兩相混合較為均勻。這可能是因為低熱輸入量下，焊料填充少，焊接組織較為細膩。當熱輸入量為1.76 kJ/cm時，奧氏體比例略有下降，奧氏體與鐵素體晶粒間隔均勻分布。這樣的結構能夠增加沖擊過程中微裂紋擴展的阻力，夠有效阻礙微裂紋的擴展，防止穿晶斷裂。熱輸入量為3.30 kJ/cm 時，因為熱輸入量過高，奧氏體晶粒組織轉(zhuǎn)變?yōu)獒槧睿纬晌菏蠆W氏體WA[10-11]。此時，隨著魏氏奧氏體增加，材料沖擊韌性下降。

圖2 低溫沖擊功（-46 ℃）及鐵素體/奧氏體含量隨熱輸入量的變化曲線

圖3 母材及三種焊接熱輸入量條件下焊縫的金相照片

圖4 所示為熱輸入量分別為1.44 kJ/cm、1.76 kJ/cm 及3.30 kJ/cm 時的沖擊斷裂斷口形貌。圖4（a）是熱輸入量為1.44 kJ/cm 樣品在較小放大倍數(shù)下的整體形貌圖，圖4（b）和圖4（c）分別為圖4（a）中的A 區(qū)和B 區(qū)放大圖?？梢钥闯鯝 區(qū)有較大的韌窩，屬于典型的韌性斷裂形貌[12]。B 區(qū)表面無韌窩和解理結構，帶有較多小白點。這是兩個焊接道次之間的結合焊縫。雖然1.44 kJ/cm 的樣品組織細膩且奧氏體比例較高，有助于提高沖擊韌性，但焊縫的存在一定程度上影響了樣品的低溫沖擊性能。

圖4 三種焊接熱輸入時的樣品低倍形貌

圖4（d）所示為熱輸入量為1.76 kJ/cm 樣品在較小放大倍數(shù)下的整體形貌，圖4 （e）和圖4（f）分別為圖4（d）中的C區(qū)和D區(qū)放大圖。由圖4（d）可見，樣品斷口存在小平臺斷裂區(qū)C 和山脈狀斷裂區(qū)D。而圖4（e）顯示C 區(qū)小平臺區(qū)充滿了尺寸較小而密度很高的韌窩，而在D區(qū)為尺寸較大的韌窩區(qū)，因此樣品的整個區(qū)域呈現(xiàn)韌性斷裂的形貌特征。該熱輸入條件下低溫沖擊韌性的值最大。

圖4（g）所示為熱輸入量為3.30 kJ/cm的樣品在較小放大倍數(shù)下的整體形貌，圖4（h）和圖4（i）分別為圖4（g）中的E 區(qū)和F 區(qū)放大圖。圖4（g）中大部分區(qū)域為解理河流形貌，局部放大如圖4（i）所示，解理斷口上充滿人字紋，是脆性穿晶斷裂。該種形貌與晁代義等[13]研究中2205 鋼的解理形貌相一致。而在部分晶粒連接位置，也存在少量尺寸較細的韌窩，為韌性斷裂。該樣品脆性穿晶斷裂的比例較大，這是因為樣品熱輸入量過高，導致樣品過熱，產(chǎn)生較多的魏氏奧氏體，因此容易產(chǎn)生脆性斷裂。

結合金相照片和斷口形貌的分析可知，熱輸入量從1.44 kJ/cm 增加至2.08 kJ/cm 的過程中，熱輸入量引起的熱處理溫度范圍較為合適，沖擊韌性較大。在實際生產(chǎn)過程中，熱輸入量的選擇需要綜合考慮沖擊韌性和焊接效率。如果熱輸入量過低，則焊縫填充量少，焊接效率低，且焊接道次增加。應該選擇焊接道次少、能耗低、沖擊韌性高的工藝參數(shù)，這里應優(yōu)先選擇1.76 kJ/cm的熱輸入量。熱輸入量從2.08 kJ/cm到3.30 kJ/cm 時，沖擊功顯著下降，這是魏氏奧氏體的產(chǎn)生以及兩相中奧氏體含量下降共同的作用結果。

2.2 保護氣體N2含量對材料焊接部位低溫沖擊韌性的影響

圖5所示為不同N2添加量下，焊縫區(qū)低溫沖擊功以及兩相含量隨N2含量變化曲線。當在保護氣體的N2添加量增加到1.5%時，其沖擊韌性從130 J升高到165 J，有小幅度的提升；當N2添加量從1.5%增加到2%時，沖擊韌性從164 J 下降到146 J；當N2添加量超過2.0%時，沖擊韌性劇烈下降，已經(jīng)低于不添加N2樣品的沖擊功數(shù)值。此外，隨N2添加量增加，鐵素體比例下降，奧氏體比例提高。

圖5 低溫沖擊功（-46 ℃）及鐵素體/奧氏體含量隨N2添加量的變化曲線

圖6 為N2添加量分別為0、1.5%、4.0%時試樣的金相照片以及4.0%時的高倍放大照片。由圖6（a）可見，鐵素體含量較高，奧氏體與鐵素體分布較為均勻，沒有CrN/Cr2N 析出相形成。當N2含量為1.5%時，奧氏體含量提高，鐵素體內(nèi)部出現(xiàn)少量CrN/Cr2N 析出相。當N2含量提高到4.0%時，奧氏體含量進一步提高到68%（圖5），大量的CrN/Cr2N 相在鐵素體內(nèi)部析出（圖6（c））。

圖6 不同N2添加量時的試樣金相照片

圖7（a）是純Ar 氣保護氛圍下的樣品在較小放大倍數(shù)下的形貌，圖7（b）和圖7（c）為圖7（a）中的A區(qū)和B區(qū)放大圖。從圖7（a）可見，該試樣有大部分的韌窩區(qū)和小面積的解理斷裂區(qū)，在圖7（c）中，解理斷裂區(qū)的人字紋較為明顯。通過以韌窩區(qū)為代表的韌性斷裂區(qū)和以解理形貌為代表的穿晶斷裂區(qū)比例可知，在純Ar 氣體保護下焊接的樣品，具有較為良好的沖擊韌性。

圖7 不同N2含量時的試樣低倍形貌

圖7（d）是N2添加量為1.5%樣品的低倍形貌，圖7（e）和圖7（d）為圖7（d）中的C 區(qū)和D區(qū)放大圖。該樣品的斷口區(qū)域主要由小而密的韌窩區(qū)和大而深的韌窩區(qū)所組成，因此其沖擊功最高。圖7（d）的試驗條件與圖4（d）相同，所以斷口形貌也相似。

圖7（g）所示為N2添加量為4.0%樣品的低倍形貌，圖7 （h） 和圖7 （i） 為圖7 （g）中的E 區(qū)和F 區(qū)放大圖。在圖7（g）中，樣品左右兩側(cè)的斷裂形貌區(qū)別較為明顯。圖7（h）中，左側(cè)為準解理形貌，不同晶粒內(nèi)斷裂深度位置不同。同時在圖7（h）中，產(chǎn)生了較多的孔洞，尺寸在10 μm 左右。這可能是N2添加量過多，導致奧氏體內(nèi)部產(chǎn)生了N2氣孔。圖7（i）區(qū)域為解理形貌，晶粒內(nèi)斷裂深度較為一致，為穿晶斷裂，且兩個斷裂晶粒之間有棱臺。由上述形貌可知，該試樣的沖擊韌性較差，沖擊功較低。

N是奧氏體形成元素。在焊接的保護氣體中添加N2，部分N 元素進入合金能夠提高奧氏體的比例[14]，這與本研究中，隨N2增加，奧氏體含量明顯升高的觀察結果相符合。奧氏體是面心立方結構，其沖擊韌性在低溫下隨溫度下降而變化的程度較小，屬于韌性相。因此，奧氏體的提高有利于提高其低溫沖擊韌性[15]。但N2的添加，還有以下較大弊端：①N2的加入，可能會在樣品中形成微氣孔（如圖7（h）所示），微氣孔作為應力集中點，會導致微裂紋快速擴散，將極大地降低雙相鋼在低溫下的沖擊韌性；②N2的加入，鐵素體內(nèi)部形成更多的CrN/Cr2N析出相，CrN/Cr2N 屬于硬脆性二次相，其含量和分布是影響雙相低溫韌性的重要因素。由圖6（d）可見，當焊接過程中N2提高到4.0%時，鐵素體內(nèi)形成了較多的CrN/Cr2N析出相，使樣品的沖擊韌性下降。雖然試樣中的奧氏體比例有較小提升，但會產(chǎn)生微氣孔和CrN/Cr2N析出相，在綜合效應下，低溫沖擊韌性明顯下降。

3 結 論

（1）熱輸入量為1.44～1.76 kJ/cm時，試樣的低溫沖擊性能（-46 °C）較好，沖擊功范圍為153～163 J。考慮沖擊性能與焊接效率，則優(yōu)先考慮采用電流220 A、電壓20 V、焊接速度150 mm/min、熱輸入量1.76 kJ/cm 的焊接工藝參數(shù)。

（2）熱輸入量能夠影響晶粒大小和形態(tài)以及鐵素體/奧氏體比例。熱輸入高于2.08 kJ/cm 時，試樣內(nèi)部開始生成針狀的魏氏奧氏體，沖擊韌性降低。

（3）在保護氣體中添加N2能影響試樣焊接位置的鐵素體和奧氏體比例，鐵素體中的氮化物（CrN/Cr2N）脆性析出相含量也會導致微氣孔的形成。N2保護氣體含量控制在0.5%～2.0%時，2205雙相不銹鋼焊接位置的低溫沖擊性能最佳。