張帥謀，張雪峰，王小平

（1.安徽機(jī)電職業(yè)技術(shù)學(xué)院，蕪湖241000；2.新疆油田公司工程技術(shù)研究院，克拉瑪依384000）

0 引 言

奧氏體-鐵素體雙相不銹鋼（DSS）具有優(yōu)良的耐腐蝕性、延展性、韌性和焊接性，常用做焊接結(jié)構(gòu)材料［1］以及核工業(yè)中制造核反應(yīng)堆壓力容器的蒙皮材料和冷凝管材料［2-3］。然而雙相不銹鋼也存在明顯的缺點(diǎn)，就是其焊接接頭耐腐蝕能力與母材相比有明顯的下降，以及焊接過程中受高溫?zé)嵫h(huán)作用由顯微組織變化而引起的力學(xué)性能的下降。

DSS中含有鉻和鉬元素，在長時(shí)高溫作用下，會沉淀析出金屬間化合物（Fe，Ni）x（Cr，Mo）y，即σ相。對于DSS而言，σ相的析出發(fā)生在鐵素體相內(nèi)，時(shí)效溫度越高，析出的時(shí)間就越短，析出量也就越多。

2205型不銹鋼為用量最大的雙相不銹鋼，其碳含量較低，時(shí)效過程中碳化物形成的可能性很小，σ相一般析出于鐵素體基體上［4］。σ相的出現(xiàn)會導(dǎo)致雙相不銹鋼發(fā)生脆性斷裂，加之雙相不銹鋼的顯微組織為裂紋擴(kuò)展提供了通道，因此會降低材料的韌性和斷裂韌度。有文獻(xiàn)指出，雙相不銹鋼焊縫金屬中的鐵素體含量相對較多，故接頭焊縫金屬的力學(xué)性能相對母材的有所降低［5］。因此，對焊接接頭中σ相的析出規(guī)律以及影響因素的研究受到廣泛重視，尤其是對不同溫度時(shí)效處理后σ相析出機(jī)制的研究，可以指導(dǎo)控制雙相不銹鋼焊接件在敏感溫度下的停留時(shí)間，對工業(yè)生產(chǎn)具有重要的指導(dǎo)意義。鑒于此作者采用脈沖式直流逆變TIG焊接工藝對2205雙相不銹鋼進(jìn)行了焊接，并在不同溫度下對焊接接頭進(jìn)行時(shí)效處理，研究了時(shí)效溫度對接頭顯微組織和沖擊性能的影響。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

1.1 試樣制備

母材尺寸為300mm×150mm×8mm，焊絲采用直徑為2mm的ER2209焊絲。母材和焊絲的化學(xué)成分見表1。

參照 GB/T 985-2008，在母材上加工出60°的V型坡口，鈍邊為1mm，間隙為3mm，坡口設(shè)計(jì)及焊道布置如圖1所示。采用YC-300WX4型脈沖式直流逆變TIG焊機(jī)進(jìn)行鎢極惰性氣體保護(hù)焊（GTAW），采用小線能量，多層焊，保護(hù)氣體為98%（體積分?jǐn)?shù)）Ar＋2%N2，焊接工藝參數(shù)見表2。焊前對坡口區(qū)作脫脂處理，控制層間溫度在150℃以下。

表1 母材和焊絲的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.1 Chemical composition of base metal and weld metal filler（mass） %

圖1 坡口及焊道設(shè)計(jì)示意Fig.1 Groove and welding bead design sketch

將上述焊件先在1 100℃固溶處理1h，隨后在水介質(zhì)中淬火；然后進(jìn)行等溫時(shí)效處理，時(shí)效溫度分別為600，700，800℃，保溫3h，隨爐緩冷。

表2 焊接工藝參數(shù)Tab.2 Welding progress parameters

1.2 試驗(yàn)方法

按照NB/T 47014-2011，沖擊試樣的縱軸線垂直于焊縫軸線，缺口軸線垂直于母材表面。焊縫區(qū)沖擊試樣的缺口軸線位于焊縫的中心線上，如圖2所示。

根據(jù)ISO 148-2009，分別在時(shí)效前后的雙相不銹鋼接頭焊縫與母材上制備尺寸為55mm×10mm×4.8mm的夏比V型缺口沖擊試樣，如圖3所示，在RKP-300型沖擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行沖擊試驗(yàn)，試驗(yàn)機(jī)的沖擊總能量為300J，擺錘的沖擊速度為5.1m·s-1，試驗(yàn)環(huán)境為室溫。

圖2 沖擊試驗(yàn)取樣示意Fig.2 Sampling for impact test：（a）location in test plate and（b）sampling location in welding zone

金相試樣經(jīng)打磨、拋光后采用K3Fe（CN）6＋KOH（堿性鐵氰化鉀）溶液進(jìn)行腐蝕，溫度為85℃，時(shí)間為5min，采用10XD-PC型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織；采用S-570型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察沖擊斷口形貌；采用D8ADVANCE型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析，銅靶，Kα射線，2θ掃描范圍為20°～80°，掃描速度2（°）·min-1；采用X-Max50型能譜儀測σ相的成分；依據(jù)GB/T 13305-2008《不銹鋼中α相面積含量金相測定法》測母材和焊縫區(qū)α鐵素體的面積分?jǐn)?shù)。

圖3 沖擊試樣的形狀和尺寸Fig.3 Shape and size of impact sample

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 顯微組織

已有研究發(fā)現(xiàn)，雙相不銹鋼在850℃時(shí)效時(shí)，析出物主要為脆性σ相，該相會嚴(yán)重影響材料的力學(xué)性能［6］。焊接接頭在600，700，800℃時(shí)效后均析出了σ相，這里不一一列出，僅給出了800℃時(shí)效前后的XRD譜，如圖4所示。

對析出的σ相進(jìn)行EDS分析，結(jié)果見表3。由于σ相是一種在600～950℃由鐵素體轉(zhuǎn)變而成的硬而脆的金屬間化合物［7］。根據(jù)鐵-鉻-鎳（鐵的質(zhì)量分?jǐn)?shù)為70%）三元合金相圖［8］可知σ相具有四方晶體結(jié)構(gòu)，每個(gè)晶胞有30個(gè)原子，主要成分為鐵和鉻，而且富含鉬、硅等元素。由表3可知，在母材與焊縫金屬中均析出了σ相。這是由于在高溫下，鐵素體中鉻、鉬等元素的含量比奧氏體中的高，而這些合金元素在鐵素體內(nèi)的擴(kuò)散速度亦比奧氏體內(nèi)的快100倍［9］，故雙相不銹鋼在高溫下時(shí)效時(shí)易在鐵素體內(nèi)和晶界上析出σ相。

由圖5可以看出，經(jīng)1 100℃固溶處理后，母材的晶粒細(xì)小而均勻，粒徑約為5μm，鐵素體和奧氏體兩相的面積比約為1∶1；焊縫金屬由針狀奧氏體和鐵素體組成，沒有σ相析出，計(jì)算得的奧氏體和鐵素體的面積分?jǐn)?shù)分別為65%和35%，

圖4 在800℃時(shí)效前后焊接接頭的XRD譜Fig.4 XRD patterns of welded joint before and after aging at 800℃：（a）before aging，weld metal；（b）after aging，base metal and（c）after aging，weld metal

由圖5還可看出，時(shí)效后母材中的奧氏體組織發(fā)生了變化，在鐵素體基體邊界上析出了σ相；焊縫金屬中的鐵素體基體上有σ相析出。對比相同溫度下的母材和焊縫金屬的顯微組織可以看出，時(shí)效處理后，焊縫金屬中的σ相尺寸比母材中的更大。此外，隨著時(shí)效溫度升高，σ析出相更多、更大，而且母材和焊縫金屬中的晶粒均有長大的趨勢。

表3 不同溫度時(shí)效后焊接接頭中σ相的EDS分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Tab.3 EDS analysis results ofσphase in welded joint after aging at different temperatures（mass） %

2.2 沖擊性能

由表4可見，時(shí)效前，雙相不銹鋼母材的沖擊功為110J，比焊縫金屬的（78J）高29%。這與它們中的奧氏體、鐵素體含量以及分布有關(guān)，母材中α鐵素體的面積分?jǐn)?shù)為50%，低于焊縫區(qū)的（65%），且焊縫區(qū)α鐵素體的分布不均勻，從而導(dǎo)致焊縫金屬的沖擊功降低。

與時(shí)效前相比，時(shí)效后母材和焊縫金屬的沖擊功均大幅降低，在800℃時(shí)效處理后，母材和焊縫金屬的沖擊功分別降低了90.9%和93.5%?？梢姡瑫r(shí)效溫度對2205雙相不銹鋼沖擊性能的影響很大，雙相不銹鋼母材和焊縫金屬的脆化程度隨著時(shí)效溫度的升高而增大。這一規(guī)律亦可從圖5的顯微組織中得到驗(yàn)證。

圖5 不同溫度時(shí)效前后焊接接頭的顯微組織Fig.5 Microstructure of welded joint before and after aging at different temperatures：（a）base metal，before aging；（b）weld metal，before aging；（c）base metal，aging at 700℃；（d）base metal；aging at 700℃；（e）base metal，aging at 800℃；（f）weld metal，aging at 600℃；（g）weld metal，aging at 700℃and（h）weld metal，aging at 800℃

表4 時(shí)效前后焊接接頭的室溫沖擊功Tab.4 Room temperature impact energy of welded joint before and after aging J

2.3 斷口形貌

由圖6可以看出，時(shí)效前，母材和焊縫金屬的沖擊斷口上均存在均勻且較深的韌窩，表現(xiàn)出了良好的韌性；與焊縫金屬相比，母材斷口上的韌窩和撕裂棱更均勻。

在600，700，800℃時(shí)效后，母材的沖擊斷口上均存在脆斷特征，呈解理斷裂，如圖6（c）所示；焊縫金屬的沖擊斷口上出現(xiàn)了明顯的解理面，均表現(xiàn)為脆性斷裂，如圖6（d）所示。時(shí)效處理后，在母材和焊縫的顯微組織中均有大量σ相析出，如圖5所示，σ相的密度越大，材料的脆性就越大。

圖6 不同溫度時(shí)效前后焊接接頭沖擊斷口的SEM形貌Fig.6 Impact fracture SEM morphology of welded joint before and after aging：at different temperatures（a）base metal，before aging；（b）weld metal，before aging；（c）base metal，aging at 800℃；and（d）weld metal，aging at 800℃

3 結(jié) 論

（1）2205雙相不銹鋼焊接接頭時(shí)效后，在母材的鐵素體基體邊界上、焊縫金屬中的鐵素體基體上均析出了σ相，而且焊縫金屬中σ相的尺寸比母材中的更大。

（2）在不同溫度時(shí)效處理后，焊接接頭的沖擊功均降低；時(shí)效溫度越高，焊接接頭的脆化傾向越大。

（3）時(shí)效前，焊接接頭沖擊斷口上存在均勻且較深的韌窩；時(shí)效處理后，焊接接頭表現(xiàn)出脆斷特征，出現(xiàn)明顯的解理面。

［1］雒設(shè)計(jì)，王榮.熱處理工藝對22Cr雙相不銹鋼拉伸性能的影響［J］.機(jī)械工程材料，2007，31（10）：58-63.

［2］DAKHLAOUI R，CHEDLY B，BACZMANSKI A.Mechanical properties of phases in austeno-ferritic duplex stainless steelsurface stresses studied by X-ray diffraction［J］.Materials Science and Engineering，2007，444（1）：6-17.

［3］DOBRZANSKI L，BRYTAN，M.ACTIS G.Corrosion resistance of sintered duplex stainless steels in the salt fog spray test［J］.Materials Processing Technology，2007，192（4）：443-448.

［4］鄒德寧，韓英，范光偉，等.時(shí)效處理對2205雙相不銹鋼焊接接頭組織的影響［J］.焊接學(xué)報(bào)，2010，31（11）：69-72.

［5］STRAFFELINI G，BALDO S，CALLIARI I，et al.Effect of aging on the fracture behavior of lean duplex stainless steels［J］.Metallurgical and Materials Transactions，2009，40（11）：2616-2621.

［6］雒設(shè)計(jì)，王榮.熱處理工藝對22Cr雙相不銹鋼組織的影響［J］.機(jī)械工程材料，2007，31（2）：13-15.

［7］楊銀輝，嚴(yán)彪，鄭鑫.雙相不銹鋼高溫時(shí)效σ相析出行為研究進(jìn)展［J］.材料導(dǎo)報(bào)，2011，25（10）：105-108.

［8］POHL M，SOTRZ O，GOGOWSKI T.Effect of inter-metallic precipitations on the properties of duplex stainless steel［J］.Mater Charact，2007，58：65-68.

［9］ZUCATO I，MOREIRA M C，MACHADO I F，et al.Microstructure characterization and the effect of phase transformation on toughness of the UNS S31803duplex stainless steel aged treated at 850 ℃［J］.Mater Res，2002，5（3）：385-388.