S32750超級雙相不銹鋼TIG自熔焊接接頭組織及力學性能

柳陽，李國平，王立新，趙振鐸, 范光偉

(1.太原鋼鐵(集團)有限公司，先進不銹鋼材料國家重點實驗室，太原 030003；2.山西太鋼不銹鋼股份有限公司，太原 030003)

0 前言

雙相不銹鋼是一種集優良耐蝕性和高強度于一身的鋼種，其物理性能介于奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼之間。雙相不銹鋼中含有較高的Cr，Mo和N含量，其點蝕指數PREN一般高于316不銹鋼，S32750超級雙相不銹鋼的PREN可高于6% Mo奧氏體不銹鋼，表現出優異的耐Cl-點蝕性能[1]。而且，由于雙相組織的原因，所有的雙相不銹鋼耐應力腐蝕的能力均明顯強于奧氏體不銹鋼，從而在石油化工、制鹽、水工、造船等領域得到廣泛使用[2-3]。與同耐蝕級別的奧氏體不銹鋼相比，屈服強度約為奧氏體不銹鋼的兩倍。這樣在保證使用強度、壽命的前提下，材料可進一步減薄，經濟性更為顯著。

焊接雙相不銹鋼時，重點在于避免出現兩相比例失衡和析出有害相[4-5]。其中，避免兩相比例失衡更為重要。因為兩相比例的失衡會造成各元素在兩相之間的偏析，從而促使有害析出相過早地出現。對于SMAW，MIG等填充金屬的焊接方法，一般通過使用Ni含量高于母材的焊材來保證焊縫金屬的兩相比例[6]，如使用ER2209焊接S32205。同時，通過合理的焊接熱輸入來控制焊縫和HAZ的兩相比例，并且避免有害相的析出[7-8]。而對于制管行業，通常使用高效、低成本的不填絲自熔焊接，如TIG，PAW等，這會導致焊縫中奧氏體含量不足，并可能進一步導致析出相的提前出現。

S32750超級雙相不銹鋼薄板生產難度大，國內還未實現批量生產，所以目前對于其自熔焊接的研究還很少。

1 試驗材料與方法

試驗材料選用厚度為1.2 mm的S32750超級雙相不銹鋼冷軋板，化學成分見表1。材料為固溶態，初始組織中奧氏體與鐵素體兩相比例接近1:1。焊接試板尺寸為400 mm×400 mm，采用TIG方法，在試板中心線自熔施焊，焊縫與軋制方向平行，保護氣體為Ar+2.5%N2，氣體流量為13 L/min。焊接試驗過程中，僅通過改變焊接電流獲得5組不同熱輸入條件下的焊接接頭，熱效率取0.8，TIG焊接工藝參數見表2。焊接試驗后，依照GB/T 20124—2006《鋼鐵 氮含量的測定 惰性氣體熔融導熱法(常規方法)》對焊縫金屬進行N含量測定，使用光學顯微鏡、激光共聚焦顯微鏡和掃描電子顯微鏡(SEM & EDS)觀察焊接接頭不同區域的顯微組織和兩相比例，分別在電子萬能材料試驗機和維氏硬度計上對焊接接頭的拉伸性能及硬度分布進行了測試與分析。硬度分布為試板厚度中心線上，以熔合線為基點，向母材側每500 μm打一個硬度點，向焊縫側每隔500 μm打一個硬度點，直至焊縫中心。載荷5 kg，保載時間10 s。

表1 S32750雙相不銹鋼的化學成分(質量分數，%)

表2 焊接工藝參數

2 試驗結果與討論

2.1 熱輸入對熔池尺寸及焊縫N含量的影響

對焊接接頭參照圖1所示測量弧坑的尺寸，使用弧坑尺寸來代表熔池尺寸，結果列于表3。由表3可以看出，隨著焊接電流的增加，熔池長度、熔池寬度均增加。熔池變大，意味著熔池存在時間變長，熔池中N元素與保護氣體之間的吸入和逸出作用時間延長。若存在N元素遷移的熱力學條件，焊縫中N含量的變化會加劇。

圖1 熔池尺寸示意圖

表3 熔池尺寸

對于S32750的自熔焊接，因為沒有焊材的填充，焊縫金屬中各合金元素會被燒損而略低于母材，氣體元素N會發生逸出，N的逸出會使焊縫金屬中奧氏體相減少，并降低力學性能和耐蝕性能。杜東方[9]對6 mm厚度的SAF2507進行TIG焊接，焊絲為直徑φ2.4 mm的ER2594，分別采用了N2含量從0%～5%的富Ar保護氣體，指出隨著保護氣體中N2含量的增加，焊縫組織中奧氏體相增多，硬度下降，耐點蝕性能增強，但當N2含量達到5%時，產生焊接飛濺和氣孔，影響焊縫沖擊韌性，當N2含量為2%～3%時，焊接接頭組織、力學和點蝕性能最優。文中試驗中的保護氣體采用Ar+2.5% N2，表4為上述5組焊接熱輸入下焊縫金屬中的N含量，結果顯示5組焊接熱輸入下焊縫金屬中的N含量均與母材相當，可見此焊接條件下，熔池與保護氣體中的N元素處于平衡狀態。

表4 不同熱輸入下焊縫金屬的N含量(質量分數，%)

2.2 熱輸入對焊縫和HAZ顯微組織的影響

圖2分別為熱輸入為80～112 J/mm的焊接接頭宏觀金相照片，可見熱輸入為80 J/mm時，晶粒基本為等軸晶，隨著熱輸入的增加，晶粒有變長的趨勢，在熱輸入達到112 J/mm時，組織發生突變，可看到明顯粗大的柱狀晶。

圖3為不同熱輸入條件下焊縫金屬的顯微組織。對比5組熱輸入下的焊縫金相可見，晶粒基體均為鐵素體，奧氏體在晶界和晶內析出，表現為晶界處塊狀奧氏體、晶內的塊狀奧氏體、由晶界向晶內長出的魏氏奧氏體。隨著焊接熱輸入的增加，晶界處和晶粒內部的奧氏體均變粗變大。這是因為焊接熱輸入越大，焊縫的冷卻時間越慢，奧氏體有更多的時間從晶界和晶粒內部形成。同時，隨著晶粒的長大，晶界所占體積比例降低，導致有更多的奧氏體在晶粒內部析出，也會有更多的魏氏奧氏體由晶界向晶粒內部生長。李國平等人[10]研究了雙相不銹鋼TIG焊接接頭焊縫中魏氏奧氏體的分解行為，認為魏氏奧氏體的形成與貝氏體的形成相似，都是一種切變+擴散的形成機制[11]，形成后在高溫下穩定性較差，隨著熱輸入的增大，魏氏組織在高溫下停留的時間延長，魏氏組織中某些區域再次轉變為鐵素體，宏觀表現為魏氏奧氏體變成一段段的塊狀奧氏體。文獻[10]通過TEM觀察到從鐵素體生長出的窄條狀插入并分割魏氏奧氏體的圖像，并通過EBSD觀察到一段段塊狀奧氏體具有相同的取向，證明其源自同一個魏氏奧氏體。

圖2 不同熱輸入下焊接接頭宏觀金相照片

圖3 不同熱輸入下焊縫金屬的顯微組織

圖4為不同熱輸入下焊接熱影響區(HAZ)的顯微組織。從圖中可見，HAZ可分為高溫HAZ和低溫HAZ。高溫HAZ在圖中白色虛線右側，在焊接過程中峰值溫度達到完全鐵素體化溫度，奧氏體全部溶解，鐵素體晶粒發生顯著長大。在隨后的冷卻過程中，奧氏體從鐵素體晶界上開始析出，直至覆蓋鐵素體晶界全部，將鐵素體包圍并向鐵素體晶粒內部生長。此區域奧氏體通常以晶界奧氏體和魏氏奧氏體的形態析出，晶粒較為粗大，與焊縫晶粒相比，沒有明顯的方向性。低溫HAZ在圖中白色虛線左側，在焊接過程中峰值溫度較低，未達到完全鐵素體化溫度，奧氏體沒有完全溶解到鐵素體中，只有奧氏體和鐵素體的互相吞并長大，仍保留了軋制的帶狀組織痕跡。

表5為不同熱輸入下焊縫的鐵素體含量，可見所有結果均在45%～55%之間，且隨著熱輸入的增加，鐵素體含量平均值由54.5%單調下降至45.6%。因為各組焊縫的N含量相同，即無需考慮化學成分對焊縫組織的影響，只需考慮焊接熱循環對組織的影響。隨著熱輸入的增加，高溫時間增加，焊縫處于奧氏體析出的時間隨之延長，使奧氏體析出更為充分，導致最終焊縫組織中鐵素體含量降低。

圖4 不同熱輸入下HAZ的顯微組織

表5 焊縫區域鐵素體含量

2.3 熱輸入對焊接接頭力學性能的影響

在TIG焊接試驗中，由于未添加焊絲，因此焊接接頭的力學性能只會盡可能與母材相當。圖5為不同熱輸入下焊接接頭的拉伸性能結果，其中只有當熱輸入為80 J/mm時，焊接接頭斷在了母材位置(圖5中黑色數據點，仍有一個試樣斷于焊縫)。其它熱輸入下的焊接接頭拉伸試樣均斷于焊縫，但其抗拉強度處于母材抗拉強度的波動范圍內，可認為焊接接頭的抗拉強度與母材相當。圖6為焊接接頭斷裂在焊縫的典型斷口，可見斷口為韌窩狀，說明焊縫韌性良好。

圖5 不同熱輸入下焊接接頭的拉伸性能

圖6 拉伸斷口

圖7為不同熱輸入下焊接接頭的硬度分布，可見不同熱輸入下焊縫區域的硬度均高于母材，即焊縫各微區域的形變硬化指數均高于母材，這與焊縫金屬因快速冷卻而導致的位錯密度較大有關。

圖7 不同熱輸入下焊接接頭的硬度分布

自熔焊接接頭拉伸試驗斷于焊縫，一方面是由于焊縫的抗拉強度只能與母材“等強”，無法做到高匹配；另一方面，焊縫的下塌現象也會嚴重影響其抗拉強度的表現。在低熱輸入條件下，熔池寬度較小，由于焊縫凝固過程中的收縮，使焊縫不僅不會下塌，還有一些余高，如圖2a所示。但是，隨著熱輸入的增加，熔池寬度越來越大，致使焊縫凝固過程中的收縮作用不足以支撐熔池，焊縫的下部發生下塌，略低于母材，上部因為沒有焊材的填充，亦低于母材，導致焊縫中某一受力截面積會小于母材。在拉伸試驗中，試樣各處的受力值是相同的，但由于焊縫區域某一受力截面小于母材，導致其受到的拉伸應力高于母材，發生應力集中，使其斷裂于焊縫。所以，對于S32750這一高強度超級雙相不銹鋼的自熔焊接，保證其焊縫余高是非常重要的。

3 結論

(1)通過在焊接保護氣體Ar中添加2.5%的N2，維持了熔池與保護氣體中N元素的平衡狀態，實現了焊縫金屬中的N含量與母材相同。

(2)在各個熱輸入條件下，焊縫金屬中的奧氏體均由晶界奧氏體和晶內奧氏體組成。隨著焊接熱輸入的增加，晶界處和晶粒內部的奧氏體均變粗變大。同時，隨著晶粒的長大，晶界所占體積比例降低，導致有更多的奧氏體在晶粒內部析出，也會有更多的魏氏奧氏體由晶界向晶粒內部生長。

(3)不同熱輸入下焊縫區域的硬度均高于母材，拉伸性能與母材相當。對于S32750超級雙相不銹鋼的自熔焊接，保證焊縫余高是非常重要的。