路學成，韓玉茹，張志強，白玉潔，張?zhí)靹?，郭志?/p>

(1.中國民航大學,天津,300300；2.天津大學,天津,300350)

0 序言

鐵素體/奧氏體超級雙相不銹鋼綜合了鐵素體不銹鋼的高強度、耐應力腐蝕和奧氏體不銹鋼良好的韌性和耐均勻腐蝕的優(yōu)點[1-2]，已被廣泛應用于石油化工、核電裝備、脫鹽等領域[3].焊接是雙相不銹鋼推廣應用必不可少的加工制造環(huán)節(jié)之一.焊條電弧焊、鎢極氬弧焊和藥芯焊絲電弧焊等低能量密度焊接方法是目前雙相不銹鋼主要采用的焊接技術，但其難以兼顧焊接質(zhì)量、效率和成本[4-5].此外，焊接過程中雙相不銹鋼經(jīng)歷了復雜的熱循環(huán)和冶金反應過程，熱影響區(qū)易形成過量的鐵素體、析出有害的二次相[3,6]，進而惡化其低溫韌性和耐蝕性能.

冷金屬過渡脈沖(cold metal transfer pulse,CMT-P)復合電弧焊技術將低熱輸入的冷金屬過渡(cold metal transfer,CMT)與高能量脈沖相結(jié)合，兼具CMT 熔滴過渡穩(wěn)定、脈沖能量集中、熔深大的優(yōu)點，拓寬了熱輸入的可控調(diào)節(jié)范圍，為獲得高效、低成本、高質(zhì)量焊接成形件提供了可靠保證[7-8].

N 作為奧氏體穩(wěn)定化元素添加到雙相不銹鋼中能顯著促進奧氏體形成并改善雙相不銹鋼的力學性能和耐蝕性能.然而，焊接過程中焊縫和熱影響區(qū)中N 元素的燒損是不可避免的.通?？赏ㄟ^兩種途徑補償N 元素燒損，一是在母材熔煉和焊絲制造過程中添加足量的N 元素；二是在保護氣中添加適量的N2，高溫下N2會解離成N 原子然后固溶至焊縫和熱影響區(qū).其中，在Ar 保護氣中添加適量的N2是一種經(jīng)濟有效地補償N 損失的方法.一些學者研究了鎢極氬弧焊、藥芯焊絲電弧焊等方法焊接過程中N2添加對雙相不銹鋼組織和性能的影響[9-11]，提出添加N2可以促進兩相平衡，但并未采用CMT-P 復合電弧焊探究保護氣中N2添加對雙相鋼進行焊接，且并未詳細闡明N2添加雙相鋼接頭組織演變行為和低溫韌性的影響規(guī)律.因此，以UNS S32750 超級雙相不銹鋼為研究對象，引入CMT-P 復合電弧焊技術研究Ar 保護氣中添加N2對焊接接頭各微區(qū)(熱影響區(qū)、焊縫和母材)微觀組織、硬度以及低溫沖擊韌性的影響規(guī)律，為雙相不銹鋼CMT-P 復合電弧焊接頭組織調(diào)控與性能優(yōu)化提供科學依據(jù)和理論支撐.

1 試驗方法

基材選用UNS S32750 超級雙相不銹鋼，尺寸為150 mm × 80 mm × 8 mm(軋制方向 × 寬度方向 ×厚度方向)，填充材料為φ1 mm 的ER2594 實心焊絲，化學成分如表1 所示.

表1 UNS S32750 母材和ER2594 焊絲的化學成分 (質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemical compositions of UNS S32750 base metal and ER2594 welding wire

采用CMT-P 復合電弧焊技術沿著軋制方向進行打底+填充兩道焊接，并且打底焊和填充焊的工藝參數(shù)完全相同，即送絲速度為8 m/min，焊接速度為5 mm/s，CMT/P 比值為1/32，層間溫度小于150 ℃，保護氣體為純Ar 和Ar+2%N2，氣體流量均為15 L/min，60° V 形坡口，間隙為1.5 mm，鈍邊為1 mm.

采用 Beraha 腐蝕液(1 g K2S2O5+30 mL HCl +60 mL H2O)對鏡面拋光的焊接接頭截面試樣進行化學腐蝕，使用Olympus GX71 型光學顯微鏡對接頭各微區(qū)的顯微組織進行觀察；采用Image-Pro 圖像分析軟件測試鐵素體/奧氏體相比例；分別通過Bruker D8 型X 射線衍射儀(X-ray diffraction,XRD)和Tecnai G2 F30 型透射電子顯微鏡(transmission electron microscope,TEM)對接頭物相進行分析；利用JXA-8530F Plus 型電子探針分析不同物相的化學成分；使用VD-432TS 型維氏硬度計對熱影響區(qū)、焊縫和母材的硬度進行測試，加載載荷為9.8 N，保載時間15 s；以JBS-300B 型沖擊試驗機為平臺，開展焊接接頭不同區(qū)域的低溫(-40 ℃)沖擊韌性試驗，使用Hitachi S-3000N 型掃描電子顯微鏡對沖擊斷口形貌進行觀察.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 接頭形貌和組織表征

2.1.1 接頭宏觀形貌和微觀組織

純Ar 保護和Ar+2%N2保護的接頭宏觀形貌如圖1 所示.從焊縫正面和背面均可看出，兩種氣體保護下接頭的成形質(zhì)量良好，未見未焊透、焊瘤、塌陷等缺陷.添加2%N2保護的焊接接頭飛濺較少，平整筆直，魚鱗紋細致緊密.這是由于電弧周圍的N2分子會使電弧得到穩(wěn)定燃燒，且N2具有較好的傳熱能力，使電弧作用區(qū)域擴大，焊絲與母材有更好地熔合.接頭兩側(cè)顏色呈現(xiàn)淡黃色，分析認為在焊接過程中熔池溫度較高，各合金元素發(fā)生燒損，使兩側(cè)輕微的變色.

圖1 兩種保護氣下焊接接頭宏觀形貌Fig.1 Macroscopic appearance of the welded joints under two shielding gas.(a) pure Ar;(b) Ar +2%N2

圖2 為母材(base metal,BM)和兩種保護氣下混合區(qū)微觀組織.圖2a 為母材微觀組織.灰色的奧氏體(A)呈帶狀均勻分布在鐵素體(F)基體上.圖2b 和2c 分別為純Ar 和添加2%N2保護焊接接頭混合區(qū)微觀組織.焊接時熔池處于非平衡的熱力學狀態(tài)，焊縫(weld metal，WM)和熱影響區(qū)(heat affected zone，HAZ)組織與母材有較大區(qū)別.當熔池溫度低于鐵素體固溶線溫度時，鐵素體逐漸向奧氏體轉(zhuǎn)變.根據(jù)奧氏體析出機制和形貌不同，析出的奧氏體包括：晶粒邊界奧氏體(grain boundary austenite，GBA)、魏氏奧氏體(widmanstatten，WA)和晶粒內(nèi)奧氏體(intragranular austenite，IGA).奧氏體首先從鐵素體晶粒邊界形核和長大，形成晶粒邊界奧氏體.鐵素體晶粒邊界處能量較高，所以晶粒邊界奧氏體首先形成且合金元素含量較多.之后魏氏奧氏體沿著一定取向從鐵素體晶粒邊界向鐵素體內(nèi)生長，呈現(xiàn)粗針狀或條片狀.最后晶粒內(nèi)奧氏體以細小針狀從鐵素體內(nèi)析出.由于形成溫度較低，合金元素擴散速度較慢，晶粒內(nèi)奧氏體生長速度慢，因此相比其它類型奧氏體尺寸較小.

圖2 母材焊接和焊接接頭混合區(qū)微觀組織Fig.2 Microstructure of the base metal and the mixed zone of the welded joints.(a) base metal;(b) pure Ar;(c) Ar+2%N2

熱影響區(qū)經(jīng)歷快速加熱和急速冷卻的復雜熱循環(huán)，加熱溫度峰值甚至超過固相線溫度，原子擴散速度較快，促使鐵素體晶粒粗大.快速冷卻令熱影響區(qū)鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變不充分，導致奧氏體含量低.此外，在高溫時N 原子在鐵素體中的溶解度高，但隨著溫度的降低，溶解度迅速下降(低于0.05%)，導致熱影響區(qū)容易析出硬脆的Cr2N.Cr2N 析出對接頭的低溫韌性和耐局部腐蝕性能產(chǎn)生不利影響，使熱影響區(qū)成為接頭性能最薄弱的部位.

添加2%N2保護的焊縫區(qū)奧氏體快速生長.晶粒內(nèi)奧氏體由彌散狀轉(zhuǎn)為塊狀分布于鐵素體內(nèi).魏氏奧氏體迅速生長，形成密集的平行板條狀.這是由于在焊接過程中通過添加N2保護，既補充了N 元素燒損，又提升了電弧中N 元素活潑性.增加了N 原子向熔池過渡的驅(qū)動力，有充足的N 原子擴散到奧氏體相中，出現(xiàn)大晶粒吞并小晶粒現(xiàn)象，促進了奧氏體的形成和生長.

2.1.2 接頭不同區(qū)域的奧氏體含量

接頭各區(qū)域奧氏體相含量統(tǒng)計結(jié)果如圖3 所示.母材奧氏體含量為44.5%，焊縫區(qū)奧氏體含量高于熱影響區(qū)，主要歸因于熱影響區(qū)冷卻速率相對較快，奧氏體沒有足夠時間從鐵素體中析出.且采用純Ar 保護時，N 元素燒損得不到補償，導致奧氏體形成較少.

添加2%N2保護后焊縫區(qū)奧氏體含量由40.5%增加到42.6%，熱影響區(qū)從36.4%上升至37.4%，均滿足不銹鋼中兩相面積含量金相測定標準GB/T 13305—2008《不銹鋼中α-相面積含量金相測定法》中雙相鋼對鐵素體/奧氏體兩相比的要求.主要歸因于：①Ni 和N 均為奧氏體穩(wěn)定化元素，并且N 元素促使奧氏體形成的能力是Ni 元素的近20 倍[12].保護氣體中加入N2，焊接時部分N2解離為活性原子N，溶解于熔池中參與冶金反應.此外，混合氣體中N2的分壓增大，熔池中溶解更多的N 原子，進而促使更多的奧氏體形成；②N2的熱導率為Ar 的1.47 倍[13-14].Ar 保護氣中添加2%N2有利于提高電弧溫度，進而增加熔池中液態(tài)金屬活性和原子擴散能力，促使鐵素體更易于轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體.

2.1.3 接頭XRD 物相分析

實際焊接過程中，σ，Cr2N 等有害相析出，必然會惡化焊接接頭的沖擊韌性和腐蝕性能.純Ar 和Ar+2%N2保護焊縫、熱影響區(qū)和母材的XRD 衍射圖譜如圖4 所示.雙相不銹鋼CMT-P 復合電弧焊接頭各區(qū)域的微觀組織主要由鐵素體和奧氏體組成，且鐵素體最強衍射峰(110)的強度顯著高于奧氏體最強衍射峰(111)的強度，間接說明鐵素體含量明顯高于奧氏體含量，這與兩相含量的金相統(tǒng)計結(jié)果一致.此外，XRD 圖譜中未發(fā)現(xiàn)有害相析出，分析認為是由于其含量比較少且尺寸小，衍射峰強度較弱，XRD 無法檢出.

圖4 焊接接頭的XRD 圖Fig.4 XRD patterns of welded joints.(a) pure Ar;(b)Ar+2%N2

2.1.4 接頭二次相確定

TEM 分析結(jié)果表明，純Ar 和Ar+2%N2保護下熱影響區(qū)中鐵素體晶粒內(nèi)析出短棒狀Cr2N，長度為200 nm 左右，如圖5 所示.主要歸因于熱影響區(qū)焊接過程中，冷卻速度較快，奧氏體形成不足.N 原子主要固溶于奧氏體內(nèi)，而在鐵素體中的固溶度極低且擴散速度較快.因此，過量的鐵素體、不足的奧氏體將促使鐵素體內(nèi)過飽和的自由N 原子以Cr2N 形式析出.此外，由圖6 可知，鐵素體中的位錯數(shù)量明顯高于奧氏體，間接表明面心立方結(jié)構的奧氏體具有良好的塑韌性，可以通過位錯增殖和滑移協(xié)調(diào)變形，減小開裂傾向.

圖5 晶粒內(nèi)Cr2N 透射電子顯微鏡表征Fig.5 Intragranular Cr2N characterization by TEM.(a)pure Ar;(b) Ar+2%N2

2.1.5 接頭化學成分分析

圖7 為兩種保護氣下焊縫區(qū)Cr，Mo，Ni，N 4 種主要元素的電子探針面掃描結(jié)果.從圖7 可以看出，Cr 和Mo 元素主要富集在鐵素體中，而Ni 和N 元素富集于奧氏體中.在焊接過程中，由于快速加熱和冷卻，原子的擴散不充分導致鐵素體和奧氏體內(nèi)的化學元素分布不均勻，特別是對于原子半徑較大的Ni.耐點蝕指數(shù)PREN值常被用來評價不銹鋼在氯化物環(huán)境下抵抗點蝕的能力，即

圖7 焊縫區(qū)元素面掃描分布Fig.7 Distribution diagram of element surface scanning in the weld zone.(a) pure Ar;(b) Ar+2%N2

鐵素體和不同類型奧氏體的化學成分如表2所示.晶粒邊界奧氏體最先沿鐵素體晶粒邊界析出，所以其合金元素含量較高.與晶粒邊界奧氏體相比，魏氏奧氏體中的Ni 含量更低，而Mo 和N 含量更高.晶粒內(nèi)奧氏體形核和生長溫度較低，其易在鐵素體內(nèi)富Ni 和N 元素且貧Cr 和Mo 元素的區(qū)域生長，由于晶粒內(nèi)奧氏體元素分配不均勻?qū)е缕銹REN值較低.添加2%N2保護后，鐵素體與奧氏體內(nèi)的N 元素含量明顯增加，PREN值也隨之升高.此外，與純Ar 進行對比，Ar+2%N2保護的鐵素體與不同類型奧氏體的PREN差值減小，因此Ar +2%N2保護CMT-P 復合電弧焊接頭的耐點蝕性能優(yōu)于純Ar 保護.保護氣中添加N2能及時補充焊接高溫作用下?lián)p耗的N 元素，促使更多的N 原子富集于奧氏體中，增加其耐點蝕性能和N 的固溶強化效果，在保證焊縫具有良好耐腐蝕性能的同時兼具高的強度和韌性.

表2 焊縫區(qū)鐵素體和奧氏體化學成分和耐點蝕指數(shù)Table 2 Chemical compositions of ferrite and austenite and pitting resistance eqivalent number in weld metal

2.2 接頭的力學性能分析

2.2.1 顯微硬度

純Ar 和Ar+2%N2保護焊接頭各區(qū)域的顯微硬度如圖8 所示，焊縫和熱影響區(qū)硬度普遍高于母材.鐵素體硬度高于奧氏體[15]，較快的冷卻速率導致熱影響區(qū)硬質(zhì)鐵素體較多，且合金元素分布不均勻.此外，硬質(zhì)相Cr2N 的析出，使得熱影響區(qū)硬度升高.焊縫上部硬度低于焊縫下部，這是由于前層焊道對后層焊道有預熱作用，后層焊道對前層焊道有減緩冷卻作用.預熱和減緩冷卻速度均有利于促進合金元素擴散以及兩相成分均勻化，同時減小內(nèi)應力，使平均硬度有所下降.

圖8 焊接接頭的顯微硬度Fig.8 Microhardness of welded joints

添加2%N2保護接頭各區(qū)域硬度略有降低.添加N2保護補充了N 元素燒損，使得鐵素體相向奧氏體相轉(zhuǎn)變增多.鐵素體含量減小，導致硬度略有降低.需要特別注意的是，添加N2保護雖然顯著增加了奧氏體中N 原子的固溶量，使得N 原子對奧氏體的固溶強化效果增強，促使硬度增加.但其對硬度的提升效果低于鐵素體含量減少對硬度的降低效果.因此，與純Ar 保護相比，保護氣中添加N2致使焊接接頭各微區(qū)硬度略微降低.

2.2.2 低溫沖擊韌性

純Ar 和Ar+2%N2保護氣體下CMT-P 復合電弧焊接頭的低溫沖擊韌性如圖9 所示.接頭各微區(qū)沖擊韌性從高到低依次為：焊縫上部、焊縫下部、母材和熱影響區(qū).奧氏體為面心立方結(jié)構，鐵素體為體心立方結(jié)構，前者韌性高于后者[16].熱影響區(qū)具有較高鐵素體含量且鐵素體晶粒較為粗大，同時還析出硬脆Cr2N 導致熱影響區(qū)具有最低的韌性.此外，與焊縫上部(填充焊道)相比，未經(jīng)預熱焊縫下部(打底焊道)冷卻速度較快，韌性奧氏體的含量低于脆性鐵素體，且析出了一定量的硬脆Cr2N，因此焊縫下部的低溫韌性低于焊縫上部.與純Ar 保護相比，添加2%N2保護后焊縫和熱影響區(qū)冷卻速度降低，促進了鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變，且補償了焊接過程中N 元素燒損，促使韌性奧氏體含量的明顯增多.

圖9 焊接接頭低溫沖擊韌性Fig.9 Low temperature impact toughness of welded joints

CMT-P 復合電弧焊接頭各區(qū)域的沖擊韌性微觀斷口形貌如圖10 所示.焊縫區(qū)主要是以韌窩斷裂模式為主，韌窩特征來源于奧氏體相.與焊縫下部相比，焊縫上部韌窩更大，深度更深，因此沖擊韌性更高.而熱影響區(qū)鐵素體相較多，表現(xiàn)出韌脆混合型斷裂模式，斷口呈現(xiàn)準解理面、解理臺階和撕裂棱等脆性斷裂特征.不同區(qū)域斷口均存在球形夾雜，夾雜會減小接頭的致密度，進一步降低接頭韌性.相比純Ar 保護接頭，添加2%N2保護接頭的韌窩尺寸更大、分布更加均勻，且脆性斷裂特征較少，這與圖2 觀察焊接接頭的微觀組織結(jié)果一致.因此Ar+2%N2保護CMT-P 復合電弧焊接頭具有更好的韌性.

圖10 接頭各區(qū)域沖擊斷口形貌Fig.10 Impact fracture morphology of each area of welded joints.(a) weld upper zone (pure Ar);(b) weld bottom zone(pure Ar);(c) heat affected zone (pure Ar);(d) weld upper zone (Ar+2%N2);(e) weld bottom zone (Ar +2%N2);(f) heat affected zone (Ar+2%N2)

3 結(jié)論

(1)采用CMT-P 復合電弧焊技術成功獲得了成形質(zhì)量良好的UNS S32750 超級雙相不銹鋼焊接接頭.與純Ar 保護氣相比，添加2%N2保護焊接過程中飛濺較少，焊縫平整筆直，魚鱗紋更加細致緊密.

(2)與純Ar 氣體保護CMT-P 復合電弧焊相比，Ar 保護氣中添加2%N2增加了焊縫和熱影響區(qū)中奧氏體的含量和N 原子在鐵素體和奧氏體內(nèi)的固溶量，其耐點蝕指數(shù)也隨之增加，但并沒有完全抑制熱影響區(qū)中Cr2N 析出.

(3) CMT-P 復合電弧焊接頭熱影響區(qū)的硬度顯著高于焊縫和母材，主要原因是熱影響區(qū)包含粗大的鐵素體晶粒、過量的鐵素體以及硬質(zhì)Cr2N 析出.與純Ar 保護相比，Ar+2%N2保護各區(qū)域硬度略有降低.

(4)熱影響區(qū)的韌性顯著低于焊縫和母材，主要由韌性奧氏體形成不足和硬脆Cr2N 析出導致.與純Ar 保護相比，Ar+2%N2保護促使更多的韌性奧氏體形成，從而提高了接頭各區(qū)域的韌性.