1、SAF2205 双相不锈钢多层多道焊接头的组织及性能李亚杰，刘瑞，秦凤明，马承睿(太原科技大学,太原,030024)摘要：采用 TIG/PAW 复合焊接对 SAF2205 双相不锈钢进行多层多道焊接，并进行固溶处理，利用 OM、SEM、EBSD 等设备，通过电化学腐蚀、拉伸、冲击等试验研究焊缝组织演变与综合性能的关系.结果表明：TIG 填丝盖面焊接处的焊缝铁素体含量为 70.5%，由于添加焊丝的原因，焊缝奥氏体晶粒最大为 177 m2，大于母材 142 m2；PAW 焊缝铁素体含量为 65.4%，因为焊接顺序的不同，后续焊接对焊缝有加热作用，导致铁素体含量最少；在TIG 焊缝中，热输入较大，导
2、致铁素体晶粒粗化最大为 8 147 m2，大于母材 264 m2，导致奥氏体形核位置减少，奥氏体仅为 3.96%.在 1 050 固溶处理 60 min 后焊缝两相接近 11，并且奥氏体趋于均匀化，随固溶时间的延长耐腐蚀性增强.焊态焊缝抗拉强度大于 846 MPa，拉伸断裂均在母材.焊缝冲击吸收能量为 144 J，小于母材(156 J)，焊缝表现为复合断裂.创新点：(1)利用 PAW 和 TIG 焊接实现 SAF 2205 双相不锈钢多层多道焊接，分别研究焊缝不同层的微观组织分布规律及力学性能 (2)利用固溶处理方法对焊缝两相组织进行调控，阐明固溶处理对力学性能和耐腐蚀性的影响规律.关键词：S
3、AF2205 双相不锈钢；复合焊接 TIG/PAW；微观组织；固溶处理；综合性能中图分类号：TG457.11文献标识码：Adoi：10.12073/j.hjxb.202208030020序言随着全球工业的快速崛起，不锈钢已经成为工程应用上的重要材料，在石油化工、天然气、造船、污染控制行业以及核电等行业中广泛应用1-2.双相不锈钢的特点是组织中铁素体和奥氏体两相比例接近 11，兼顾奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的耐腐蚀性、焊接性和力学性能3.因此双相不锈钢越来越多地被用作奥氏体不锈钢的替代品.但焊接过程快速加热、冷却导致两相比例失衡和一些有害的第二相，如、碳化物和氮化物4.从而损害焊接接头的力学性能
4、和耐腐蚀性，导致双相不锈钢性能下降.对厚板材的焊接往往需要多道次焊接，这会使熔池发生多次相变，会破坏两相平衡的条件，进而影响焊接接头的力学性能5-8.当前，人们对于双相不锈钢焊接研究多集中在单一焊接对其微观组织和力学的影响规律，而针对复 合 焊 接 研 究 较 少.例 如 Cui 等 人9研 究 了10.8 mm 不锈钢深熔 TIG 焊接,发现焊缝与母材中的晶粒尺寸形态有明显差异，焊缝冲击韧性低于母材，抗拉强度与显微硬度均优于母材.为了获得两相接近的焊缝，Toth 等人10使用镍基材料进行填充,获得了良好的两相比例，并且接头表现出较好的力学性能与耐腐蚀性.此外 Lai 等人11提出使用保护气体
5、为 N2气可以提高焊缝中奥氏体含量，但氮气超过 50%对促进奥氏体形成作用减小.焊缝中两相比例的不平衡问题可以采用热处理方法进行调控，并且可以消除焊缝中的金属间化合物，以提高焊缝的性能.例如 Zhang 等人12-13报道了经过热处理后提高了焊缝中奥氏体含量并消除了金属间化合物，从而提高了材料的耐点蚀性.因此，文中对 8 mm 厚的 SAF2205 双相不锈钢进行复合焊接，研究复合焊接接头晶粒尺寸和微观组织与力学性能的关系，探索多层多道焊的 3 种焊接方法对焊缝上部、中间、根部不同区域显微组织与力学性能.并在焊后通过热处理方法调控相比例，研究不同固溶处理工艺对接头微观组织的力学性能和耐点蚀性的
6、影响.初步建立工艺参数-组织-性能的一般关收稿日期：20220803基金项目：山西省自然科学基金项目(202103021224282 和 202103021223288)第44卷第6期2 0 2 3 年 6 月焊 接 学 报TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTIONVol.44(6):74 81June 2023系，为工程应用提供理论指导.1试验方法1.1试验材料图 1 为 SAF2205 双相不锈钢板材焊接示意图，其外观尺寸为 150 mm 100 mm 8 mm，焊缝分为3 层，最上层为使用焊丝(ER2209)的TIG 盖面焊接，中间层为 P
7、AW 填充焊接，最下层为 TIG 打底焊接，保护气体为 98%Ar+2%N2.试验选取的 SAF2205双相不锈钢化学成分如表 1 所示.图 2 为焊缝冲击示意图和横向拉伸示意图，取材均沿着轧制方向.轧制方向150TIG+ER2209TIGPAW8100焊接方向 图1SAF2205 双相不锈钢焊接示意图(mm)Fig.1Welding diagram of SAF2205 duplex stainlesssteel 表1SAF2205 化学成分(质量分数，%)Table1ChemicalconstituentsofSAF2205 CMnSiMoCrNiNSPFe0.0160.820.363.1
8、222.485.460.160.0010.024余量 45555108轧制方向155012525轧制方向(a)冲击示意图(b)横向拉伸示意图 图2冲击示意图和横向拉伸示意图(mm)Fig.2Charpy test diagram and transverse tensilediagram.(a)charpytestdiagram;(b)transversetensilediagram 1.2试验方法用线切割进行取样，机械抛光后采用 50 mLHCl+100 mL C2H6O 配置的混合溶液腐蚀 60 s.利用超景深显微镜 VHX200 对试样进行微观组织观察.利用电阻炉对试样进行 1 050(
9、15 min、30 min、60 min)固溶处理.利用电子背散射衍射仪(EBSD)分析晶粒分布.对焊缝和母材进行显微硬度、抗拉强度和冲击韧性测试，并利用 SEM 对冲击断口进行分析.对接头进行电化学腐蚀测试，电极的动极化(PDP)以扫描速率 0.05 mV/s，扫描范围为0.2VSCE至 1.5 VSCE过 钝 化 击 穿，电 化 学 阻 抗 谱(EIS)在 105 102 Hz 的频率范围内进行.2试验结果与分析2.1母材微观组织分析图 3 所示为 SAF2205 双相不锈钢母材的微观组织.从图 3a 中可以看出母材为典型的双相组织，两相沿轧制方向呈现扁平状分布，奥氏体相分散在铁素体相中.
10、图 3b 为母材的相图，其中蓝色为奥氏体相()，红色为铁素体相()，两相比例为 46.8%()53.2%()，奥氏体为 12.33 m，铁素体为 15.35 m.2.2焊缝微观组织分析图 4 为焊缝横截面形貌，焊缝形貌主要表现为柱状晶定向生长的特征，并在局部区域产生少量的等轴晶.在焊接的过程中，焊缝的凝固形态取决于温度梯度、结晶速度和过冷度.在图 4 表明，柱状晶的尺寸不均匀，这是因为不同的晶粒有不同的位向，同时散热方向总是垂直于熔合线方向，导致晶粒在不同方向上生长能力的不同.当晶体的生长方向与散热方向一致时，有利于晶粒长大形成粗大的柱状晶.在 TIG 填丝焊缝上发现有少量等轴晶的产生，这是由
11、于该位置温度梯度相对较小，在液相中形成了较小的过冷度，距离熔化边界较远，结晶速度增大，在这些因素的共同作用下，使晶粒自由生长，最第6期李亚杰，等：SAF2205 双相不锈钢多层多道焊接头的组织及性能75后生成了等轴晶.从图中可以看出盖面部分与打底部分焊接面积分别为 16.7 mm2和 2.7 mm2，根据热输入理论可表示为E=V Iv(1)式中：E 为热输入；V 为电弧电压；I 分别焊接电流；为焊接效率；v 为焊接速度.TIG 焊接效率为0.65.同样的热输入，焊接面积越小，熔池温度就会越高，焊缝中合金元素烧损会更严重，导致熔池中非自发晶核质点减少.在熔池中，TIG 焊缝凝固速度小于 TIG
12、填丝焊缝，TIG 焊缝中铁素体形成的时间会大于 TIG 填丝焊缝，有较多的时间生长.因此，TIG 焊缝中柱状晶相对粗大.图 5 所示为图 4 中局部放大区域焊缝微观组织形貌，TIG 填丝、PAW 和 TIG 焊缝铁素体()分别为 70.5%、65.4%和 96.04%.焊缝中铁素体含量较高，由于焊接过程中快速冷却，抑制 向 的转变，相变本质上是由元素之间的扩散控制的.奥氏体形成的顺序为晶界奥氏体(GBA)、板条状魏氏组织(WA)、晶内奥氏体(IGA)11.从铁素体转变为奥氏体过程中，晶界奥氏体与板条状魏氏组织形成所需过冷度较小，与晶内奥氏体相比其形成所需温度要高14.晶界奥氏体的形成，与奥氏体
13、稳定化元素在铁素体边界的富集相关15.从图 5a、5g 中可以观察到 TIG 填丝焊缝中奥氏体尺寸最大，平均面积为 177 m2，大于母材(142 m2)，由于焊接过程添加了 ER2209 焊丝，使熔池中 N，Ni 含量的增加，促进熔池中奥氏体的形核与长大.图 5b、5h 观察到PAW 焊缝有较多的板条状魏氏组织和晶内奥氏体出现，由于后续焊接会对中间焊缝有加热作用，这对晶内奥氏体的析出和板条状魏氏体组织生长有促进作用，一定程度上增加了奥氏体的数量.观察图 5c TIG 焊缝，发现只有晶界奥氏体出现，未发现其它形态的奥氏体，但是在图 5i 中观察到有少量的晶内奥氏体出现，并且奥氏体含量最低.由于
14、 TIG焊缝温度过高，焊缝的冷却速度小，熔池中铁素体相析出的温度时间延长，此时铁素体的生长不受晶界奥氏体抑制，导致 TIG 焊缝铁素体粗化，平均面积为 8147 m2，大于母材(264 m2).同时熔池温度越高，合金元素烧损严重，导致促进奥氏体形成的元素减少.铁素体的粗化，减少了奥氏体形核的位置，因此奥氏体含量较少，且平均面积仅为 77 m2.与 Sieurin 等人16所观察到的一致，在焊缝中均未出现金属间化合物，这可能是焊接能量与冷却速度间接的阻止了它的析出.在图 5d、5f 中观察到奥氏体晶粒取向混乱，但是在图 5e 中同一铁素体晶粒中，晶界奥氏体和板状条魏氏体组织取向相似.2.3固溶处
15、理图 6 为不同固溶处理工艺下获得的 SAF2205双相不锈钢焊缝微观形貌.随着保温时间的增加，奥氏体含量增加，在保温 60 min 时两相比例接近11.固溶处理后的两相比例如表 2 所示.根据相平衡曲线所知，固溶处理温度不能超过 1 140，因此固溶处理温度设为 1 050 16.如图 6 所示，固溶处理后与焊态相比铁素体更加均匀，在焊态粗大铁素体中，形成了更多的晶内奥氏体.随着固溶时间 100 m100 m(a)SEM(b)EBSD 相图 图3SAF2205 双相不锈钢母材微观组织Fig.3MicrostructureofSAF2205duplexstainlesssteelbasemat
16、erial.(a)SEM;(b)EBSD 1 mm熔合线8 mm3.65 mm3.25 mm1.72 mmcbaTIG 填丝PAWTIG 图4SAF2205 双相不锈钢焊缝横截面形貌Fig.4Cross section morphology of SAF2205 duplexstainlesssteelweld76焊 接 学 报第44卷的增加，奥氏体与铁素体更加均匀化.在图 6a、6c 中焊缝中板条状魏氏组织含量较多，随着固溶时间 60 min 后，板条状魏氏组织减少，随之增加的晶内奥氏体数量越来越多，晶界奥氏体也逐渐消失.TIG 焊缝固溶 60 min 后奥氏体含量最少，但也满足了双相不锈钢中两相比例最低要求.在固溶处理过程中未发现二次奥氏体出现.Mourad 报道奥氏体对 N 元素、C 元素等快速扩散的填隙元素起着沉淀的作用，从而抑制了晶界附近区域的沉淀17.2.4电化学分析图 7 为电化学极化曲线与交流阻抗谱曲线.图 7a 所示，固溶处理 60 min，有较高的腐蚀电位(0.116 V)，见表 3，而焊态(AW)腐蚀电位相对固溶处理的有所降低(0.212 4 V)，表明固溶处理后
