張瑩瑩，劉政軍，金美玲，李東明

(1.沈陽(yáng)工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽(yáng) 110870；2.遼寧石油化工大學(xué)機(jī)械工程學(xué)院，撫順 113001)

0 引 言

雙相不銹鋼主要由體積分?jǐn)?shù)各約占50%的鐵素體(F)和奧氏體(A)兩相組織構(gòu)成，其焊接性好、焊接熱裂紋敏感性小、抗疲勞性能優(yōu)良、氯離子環(huán)境下的耐應(yīng)力腐蝕及耐晶間腐蝕等性能較好[1-3]，兼有鐵素體不銹鋼和奧氏體不銹鋼的優(yōu)點(diǎn)。

焊接是目前工程結(jié)構(gòu)件進(jìn)行連接的主要方式。雙相不銹鋼焊接接頭的性能取決于鐵素體和奧氏體的比例，當(dāng)鐵素體體積分?jǐn)?shù)在40%～60%時(shí)，接頭表現(xiàn)出良好的力學(xué)性能和耐腐蝕性能[4-5]。接頭的組織和性能不僅受焊料和母材化學(xué)成分的影響，還受到焊接熱輸入的影響。焊接熱輸入會(huì)影響熔池的冷卻速率，導(dǎo)致接頭部位的兩相比例發(fā)生變化，進(jìn)而影響焊件的性能。藥芯焊絲作為第四代焊接材料，與傳統(tǒng)焊料相比，具有熔敷效率高，合金元素易于添加、過渡等優(yōu)點(diǎn)，通過調(diào)節(jié)其中的合金元素含量即可有效控制雙相不銹鋼接頭中鐵素體和奧氏體兩相組織的比例。我國(guó)藥芯焊絲的發(fā)展起步較晚，雙相不銹鋼用藥芯焊絲主要依賴于國(guó)外進(jìn)口。焊接經(jīng)驗(yàn)的不足以及不合理的焊接工藝容易造成焊縫中鐵素體含量過高，并析出有害的σ相，導(dǎo)致接頭塑韌性下降，耐點(diǎn)蝕性能降低[6-9]。為此，作者對(duì)2205雙相不銹鋼板進(jìn)行了藥芯焊絲電弧焊，研究了不同焊接熱輸入對(duì)雙相鋼焊接接頭兩相比例、低溫韌性及耐點(diǎn)腐蝕性能的影響，以便為雙相不銹鋼藥芯焊絲焊接工藝的選取提供一定的參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

試驗(yàn)?zāi)覆臑楣倘軕B(tài)2205雙相不銹鋼板。焊接材料為直徑1.2 mm的ER2209藥芯焊絲。母材及焊絲的化學(xué)成分見表1。使用等離子切割機(jī)在母材上截取尺寸為300 mm×150 mm×12 mm(長(zhǎng)×寬×高)的試樣，長(zhǎng)度方向?yàn)檐堉品较?。試樣開60°V型焊接坡口，接頭形式為對(duì)接接頭，根部間隙為2～3 mm，鈍邊為2 mm。

表1 2205雙相不銹鋼和ER2209焊絲熔敷金屬的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))Table 1 Chemical compositions of 2205 duplex stainless steel and E2209T1-1 flux cored wire (mass) %

焊前使用不銹鋼專用砂輪片對(duì)試樣坡口及邊緣不小于30 mm范圍處進(jìn)行打磨，用丙酮清洗試樣表面以去除氧化膜、油污、雜質(zhì)等。選用Panasonic YD-FR型焊機(jī)對(duì)試樣進(jìn)行藥芯焊絲電弧焊(FCAW)。保護(hù)氣體為純度99.99%的CO2，采用直流反接工藝，通過多層多道焊進(jìn)行焊縫填充和蓋面，層間/道間溫度不超過100 ℃，具體焊接工藝參數(shù)如表2所示，焊接熱輸入E的計(jì)算公式為

(1)

式中：I為焊接電流；U為焊接電壓；v為焊接速度；η為焊接熱效率，取0.9。

表2 藥芯焊絲電弧焊接參數(shù)Table 2 Parameters of flux cored wire arc welding

1.2 試驗(yàn)方法

在焊接接頭上以焊縫為中心，垂直于焊縫截取尺寸為14 mm×10 mm×12 mm的金相試樣，用鐵氰化鉀堿性溶液(40 g NaOH+12 g K3Fe(CN)6+100 mL H2O)熱浸后，利用徠卡DM2500 MH型光學(xué)顯微鏡(OM)觀察顯微組織，結(jié)合Image-Pro Plus6.0圖像分析軟件對(duì)接頭焊縫、熔合區(qū)、熱影響區(qū)的鐵素體相含量進(jìn)行計(jì)算：在500倍視野下，每個(gè)視場(chǎng)采集10幅OM圖像進(jìn)行灰度變換，二值化，相位提取和計(jì)算，取平均值即為鐵素體含量。使用維氏顯微硬度計(jì)以焊縫中心為原點(diǎn)向兩側(cè)母材進(jìn)行硬度測(cè)試，取點(diǎn)間距為2 mm，載荷為1.961 N，保載時(shí)間為10 s。按照GB/T 229-2007，截取尺寸為10 mm×10 mm×55 mm的夏比V型缺口沖擊試樣，利用JB-300B型試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行低溫(-40 ℃)沖擊試驗(yàn)，沖擊速度為5.0 mm·s-1，各測(cè)試3個(gè)平行試樣。分別在焊縫、熱影響區(qū)截取尺寸為10 mm×10 mm×3 mm的試樣各2個(gè)，按照ASTM G48-2015標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行點(diǎn)腐蝕試驗(yàn)；用質(zhì)量分?jǐn)?shù)1%的HCl溶液和FeCl3·6H2O配制質(zhì)量分?jǐn)?shù)6%的FeCl3鹽酸水溶液；將試樣的6個(gè)面進(jìn)行磨拋后置于玻璃支架上，放入裝有FeCl3鹽酸水溶液的燒杯中，在50 ℃下浸泡24 h；腐蝕試驗(yàn)完成后，采用精度為0.1 mg的ME104E型天平測(cè)定試樣腐蝕前后的質(zhì)量，不考慮儀器造成的誤差，計(jì)算點(diǎn)腐蝕速率，計(jì)算公式為

v=(m1-m2)/(St)

(2)

式中：v為點(diǎn)腐蝕速率；m1，m2分別為試樣腐蝕前后的質(zhì)量；S為試樣表面積；t為試樣腐蝕時(shí)間。

圖1 不同熱輸入下2205雙相不銹鋼接頭焊縫、熔合區(qū)、熱影響區(qū)的顯微組織Fig.1 Microstructures of weld seam (a,d,g,j), fusion zone (b,e,h,k) and heat affected zone (c,f,i,l) of duplex stainless steel joint under different heat inputs

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

由圖1和表3可知：不同焊接熱輸入下，2205雙相不銹鋼焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織均由白色奧氏體(A)相及灰色鐵素體(F)相組成;隨著熱輸入的增加，焊接接頭不同區(qū)域的鐵素體含量均逐漸降低。由Fe-Cr-Ni三元截面相圖可知，雙相不銹鋼從液相到凝固會(huì)發(fā)生L→L+F→F→F+A的組織轉(zhuǎn)變，在焊接過程中，焊縫、熔合區(qū)的一次凝固組織為單相鐵素體，繼續(xù)冷卻時(shí)，鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變，最終形成雙相組織[10-11]。隨著焊接熱輸入的增加，焊縫組織中鐵素體、奧氏體兩相明顯變得不均勻，奧氏體晶粒粗化并占據(jù)主導(dǎo)地位。熔合區(qū)由于冷卻速率較快，鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變不徹底，因此以鐵素體組織為主，只有少量奧氏體；隨著焊接熱輸入的增加，冷卻速率下降，鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變時(shí)間延長(zhǎng)，奧氏體含量有所提高。對(duì)于熱影響區(qū)，熱輸入較低時(shí)，板條狀鐵素體向奧氏體擴(kuò)張，鐵素體含量較高；隨著熱輸入的增加，條帶狀軋制組織受熱循環(huán)影響而逐漸被破壞，鐵素體含量下降，奧氏體含量增加、尺寸增大，并且出現(xiàn)了二次奧氏體?？傮w來看，當(dāng)熱輸入為14.04 kJ·cm-1時(shí)，2205雙相不銹鋼焊接接頭的鐵素體體積分?jǐn)?shù)基本滿足40%～60%的要求。

表3 不同熱輸入下接頭焊縫、熔合區(qū)和熱影響區(qū)中鐵素體的體積分?jǐn)?shù)Table 3 The volume fraction of ferrite in weld seam, fusion zone and heat affected zone under different heat inputs

圖2 不同熱輸入下接頭焊縫金屬的沖擊吸收功Fig.2 Impact absorption energy of weld metal of joint under different heat inputs

2.2 焊縫的沖擊性能

在-40 ℃下，2205雙相不銹鋼母材的沖擊吸收功為92 J，而焊縫金屬的沖擊吸收功(圖2)隨著焊接熱輸入的增加呈現(xiàn)先升高后下降的變化趨勢(shì)，在熱輸入為11.02 kJ·cm-1時(shí)，沖擊韌性最佳，沖擊吸收功為43.6 J。奧氏體相為面心立方的晶格結(jié)構(gòu)，鐵素體相為體心立方的晶格結(jié)構(gòu)，前者的塑性和韌性要高于后者的[12]。當(dāng)焊接熱輸入為8.23 kJ·cm-1時(shí)，冷卻速率較快，焊縫金屬中的奧氏體相對(duì)較少，因此其低溫沖擊韌性較差；隨著焊接熱輸入的增加，奧氏體相增多，焊縫低溫沖擊韌性有所提高；另外，熱輸入過高會(huì)導(dǎo)致組織中產(chǎn)生硬脆的σ相，σ相的析出量達(dá)到一定程度時(shí)會(huì)阻礙鐵素體與奧氏體內(nèi)部的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，形成位錯(cuò)塞積，使得σ相周圍產(chǎn)生應(yīng)力集中，最終導(dǎo)致材料沿σ相開裂[9-13]，嚴(yán)重危害焊縫金屬的沖擊韌性。

2.3 焊接接頭的硬度

從圖3可以看出，不同熱輸入下，2205雙相不銹鋼接頭熱影響區(qū)(HAZ)的硬度均高于母材(BM)和焊縫金屬(WM)的；隨著熱輸入的增加，焊縫和熱影響區(qū)的顯微硬度略有下降，這是由于焊接熱輸入的增加使得鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變量增加，鐵素體和奧氏體相互制約，晶粒長(zhǎng)大受到阻礙，晶界數(shù)量增加，有效地阻礙了變形過程中的位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)[14]。

圖3 不同熱輸入下焊接接頭的硬度分布曲線Fig.3 Hardness distribution curves of welded joint under different heat inputs

圖4 不同熱輸入下焊接接頭的平均點(diǎn)腐蝕速率Fig.4 Pitting corrosion rate of welded joints under different heat inputs

2.4 焊接接頭的耐點(diǎn)腐蝕性能

由圖4可知：不同熱輸入下，2205雙相不銹鋼接頭熱影響區(qū)的點(diǎn)腐蝕速率相差不大，均約為1 mg·m-2·h-1；焊縫的點(diǎn)腐蝕速率則隨著熱輸入的增加先下降后升高。這是因?yàn)閵W氏體相中耐點(diǎn)腐蝕元素鉻、鉬的含量相對(duì)較低，會(huì)優(yōu)先發(fā)生腐蝕，而焊縫中奧氏體含量隨熱輸入增加而增加，當(dāng)熱輸入為17.39 kJ·cm-1時(shí)，雙相鋼焊縫中奧氏體相含量高達(dá)67.7%，點(diǎn)腐蝕速率最大；另外，熱輸入較大時(shí)，焊縫中極有可能產(chǎn)生σ相，導(dǎo)致附近基體中鉻、鉬等元素含量降低，加快點(diǎn)腐蝕的發(fā)生[15]。當(dāng)熱輸入為8.32 kJ·cm-1時(shí)，焊縫金屬中鐵素體相含量較多，但較快的冷卻速率導(dǎo)致氮化鉻在鐵素體晶界及晶內(nèi)析出，奧氏體貧鉻，因此點(diǎn)腐蝕速率較高。當(dāng)焊接熱輸入為11.02，14.04 kJ·cm-1時(shí)，焊縫鐵素體、奧氏體兩相比例符合要求，點(diǎn)腐蝕速率相當(dāng)，耐點(diǎn)腐蝕性能較好。

3 結(jié) 論

(1) 2205雙相不銹鋼焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織均由奧氏體相和鐵素體相組成，鐵素體含量隨著熱輸入的增加而降低；焊接熱輸入在14.04 kJ·cm-1時(shí)，接頭焊縫、熔合區(qū)及熱影響區(qū)的鐵素體體積分?jǐn)?shù)基本滿足40%～60%的要求。

(2) 隨著焊接熱輸入的增加，2205雙相不銹鋼焊縫金屬的低溫(-40 ℃)沖擊吸收功先升高后下降，在熱輸入為11.02 kJ·cm-1時(shí)的沖擊韌性最好；接頭熱影響區(qū)的硬度高于母材和焊縫金屬的，焊縫和熱影響區(qū)的硬度均隨著焊接熱輸入的增加略有降低。

(3) 不同熱輸入下，2205雙相不銹鋼接頭熱影響區(qū)的點(diǎn)腐蝕速率相差不大，焊縫的點(diǎn)腐蝕速率則隨著熱輸入的增加先下降后升高；焊接熱輸入在14.04 kJ·cm-1時(shí)，焊接接頭的點(diǎn)腐蝕速率最小，耐點(diǎn)腐蝕性能最好。