程尚華，張一琪，邵珠晶，孔康騫，程方杰, 3

N2對不銹鋼GTAW焊縫鐵素體含量和組織演變過程的影響

程尚華1, 2，張一琪1，邵珠晶1，孔康騫1，程方杰1, 3

(1. 天津大學材料科學與工程學院，天津 300350；2. 蓬萊巨濤海洋工程重工有限公司，蓬萊 265607；3. 天津市現(xiàn)代連接技術(shù)重點實驗室，天津 300350)

在不銹鋼的焊接中，控制焊縫金屬中的鐵素體含量對于防止出現(xiàn)熱裂紋、保證焊縫耐蝕性能和力學性能都有著重要的作用．在不銹鋼中氮是強烈的奧氏體化元素，通過在保護氣體中加入N2的方法向焊縫過渡氮元素從而調(diào)控焊縫中的鐵素體含量是一種簡單可行的技術(shù)思路．本研究采用實時調(diào)整氣體配比技術(shù)配制不同配比的Ar-N2混合氣作為保護氣體，對304L奧氏體不銹鋼和2205雙相不銹鋼進行了GTAW多層多道焊接試驗．分析研究了保護氣體中的N2添加量對奧氏體不銹鋼焊縫金屬中鐵素體含量的影響以及對雙相不銹鋼焊縫金屬中的相比例和微觀組織的演變規(guī)律．結(jié)果表明，對304L不銹鋼，保護氣中加入0.5%～1.0%的N2能夠?qū)⒑缚p中平均鐵素體數(shù)FN有效控制在3～7范圍內(nèi)．對2205雙相不銹鋼，打底焊時保護氣中加入3.0%的N2能夠有效促進一次奧氏體的形成并抑制二次奧氏體的析出；填充和蓋面焊則應減少保護氣中的N2含量或用純Ar作為保護氣才能保證焊縫的整體相比例在合理范圍內(nèi)．該研究工作對推廣動態(tài)氣體配比技術(shù)在不銹鋼焊接生產(chǎn)中的應用提供了前期的理論基礎．

不銹鋼；鐵素體數(shù)；相比例；Ar-N2混合保護氣；組織演變

奧氏體不銹鋼和雙相不銹鋼是目前工程上應用最廣泛的兩類典型的不銹鋼材料．在不銹鋼的焊接中，控制相比例對于保證焊縫的耐蝕性能和力學性能有著重要作用．氮是強奧氏體化元素，通過加入氮元素(保護氣體中加N2或藥粉中加氮化物)來調(diào)整和提高焊縫中奧氏體含量是工程上常用的一種手段[1].但是，需要對其含量進行小心控制，氮元素過多容易導致熱裂和出現(xiàn)氮氣孔[2-4]．Shankar等[5]研究了N2的加入對于316L奧氏體不銹鋼組織及熔合區(qū)熱裂紋行為的影響規(guī)律．結(jié)果表明：N2的加入能夠形成全奧氏體的焊縫組織，但是由于全奧氏體凝固模式下磷、硫等元素會發(fā)生嚴重偏析從而會導致熱裂紋的形成.龔利華等[6]在保護氣中加入N2對雙相不銹鋼焊接接頭腐蝕行為的影響規(guī)律進行了研究．結(jié)果表明：在保護氣中加入2.0%的N2對能夠有效促進鈍化膜的形成，降低接頭的點蝕敏感性．

焊接保護氣體中添加N2的傳統(tǒng)方法是使用預先混好的固定比例的瓶裝氣．這種方法不能根據(jù)母材和焊材以及現(xiàn)場焊接狀態(tài)等實際情況靈活調(diào)整N2的添加比例，難以實現(xiàn)在整個焊接過程中既保證鐵素體含量不超標，同時凝固模式還不發(fā)生改變這一目的．本研究利用自制的Ar-N-2配比器在焊接現(xiàn)場實現(xiàn)了保護氣中N2比例的動態(tài)控制，進行了不同N2含量下的304L不銹鋼和2205不銹鋼的多層多道焊試驗，分析了實時調(diào)整氣體比例對控制不銹鋼焊縫微觀組織的可行性．

1?試驗材料與方法

1.1?奧氏體不銹鋼多層多道焊試驗

使用的奧氏體不銹鋼母材為外徑508mm、壁厚22mm的304L不銹鋼管．選用60°V型坡口，根部間隙2.0mm，焊道分布如圖1所示．焊材直徑分別為2.4mm和3.2mm的T-308L焊絲．母材和焊材的成分見表1．

圖1?304L不銹鋼多層多道焊焊道分布

表1?304L母材及熔敷金屬化學成分

Tab.1?Chemical composition of the 304L base metal and deposited metal %

試驗采用自行研制的動態(tài)氣體配比器提供焊接保護氣體．該配比器取消了傳統(tǒng)配比器中的混氣罐，可以實時調(diào)整氣體的配比．本試驗使用4種不同N2含量的混合氣作為焊接保護氣：①99.998%的氬氣(純Ar)；②添加0.5%的N2(Ar-0.5%N2)；③添加1.0%的N2(Ar-1.0%N2)；④添加1.5%的N2(Ar-1.5%N2)．

采用手動填絲的半自動GTAW工藝進行奧氏體不銹鋼環(huán)縫接頭的焊接．使用的焊接電源是Panasonic公司的YC-400TX型多功能TIG焊機．焊接試驗參數(shù)如表2所示．每道焊完并冷卻后，使用FMP30型鐵素體測量儀在該焊道的4個不同位置分別測量其鐵素體數(shù)并取平均值作為該層的FN值．

表2?304L不銹鋼多層多道焊接試驗參數(shù)

Tab.2?Welding parameters of the 304L stainless steel multi-pass joint

1.2?雙相不銹鋼多層多道焊試驗

試驗選用的母材為外徑219mm、厚度12.9mm的2205雙相不銹鋼管．采用70°V型坡口，鈍邊厚度為1.5mm，不留間隙．焊材為直徑1.2mm的ER2209焊絲．母材及焊材的主要合金成分見表3．

試驗采用自動填絲GTAW工藝，焊接轉(zhuǎn)臺帶動管子勻速轉(zhuǎn)動，在1G位置進行焊接．試驗組打底，填充，蓋面層的保護氣分別選用Ar-3%N2、Ar-2%N2和Ar-4%N2．對照組選用15L/min的純Ar(99.998%)作為保護氣進行多層多道焊接．使用的焊接電源是Miller公司生產(chǎn)的PIPEPRO 450 RFC TIG焊機．焊接試驗參數(shù)見表4，焊道分布如圖2所示．利用線切割對焊道取樣后進行打磨、拋光至鏡面，使用Behara (90mL H2O＋10mL HCl＋1g K2S2O5)試劑腐蝕后用OLYMPUS GX51金相顯微鏡觀察組織．

圖2?2205不銹鋼多層多道焊焊道分布

表3?2205母材及熔敷金屬化學成分

Tab.3?Chemical composition of the 2205 base metal and deposited metal %

表4?2205不銹鋼多層多道焊接試驗參數(shù)

Tab.4?Welding parameters of the 2205 stainless steel multi-pass joint

2?結(jié)果與分析

2.1?N2含量對304L不銹鋼焊縫鐵素體數(shù)的影響

圖3是304L不銹鋼接頭各焊道的鐵素體數(shù)(FN)與保護氣體中的N2含量以及熔敷金屬中的氮元素含量之間的關(guān)系．從圖中可以看出：①隨著保護氣中N2含量的增加，熔敷金屬中的氮元素含量有明顯增加趨勢；純Ar保護下的焊縫中氮元素質(zhì)量分數(shù)在0.03%～0.05%之間，當保護氣中添加了3.0%的N2后，焊縫中氮元素含量升高到了0.08%～0.13%；②隨著保護氣中N2含量的增加，熔敷金屬中的鐵素體含量也逐步減少；保護氣中不添加N2時各焊道的鐵素體數(shù)基本都在7以上；③當N2添加量在0.5%～1.0%范圍時，各道焊道的FN值基本在理想的3～7范圍之內(nèi)，此時焊縫中的氮元素含量大約在0.06%～0.10%；④當N2添加量達到1.5%時，焊縫FN值基本都在3以下，部分焊道的FN值甚至小于1．

在工程上一般認為奧氏體不銹鋼焊縫的鐵素體數(shù)在3～7范圍內(nèi)最理想[7]，這個比例的鐵素體含量既可以保證焊縫優(yōu)良的低溫韌性和耐腐蝕性能，也可以大大降低出現(xiàn)焊接熱裂紋的風險．在本試驗中純Ar保護的焊縫鐵素體數(shù)偏高，超出了某些LNG關(guān)鍵結(jié)構(gòu)對鐵素體含量上限的要求，存在低溫韌性不足的風險[8]；而Ar-1.5%N2保護的焊縫鐵素體數(shù)又過低，大大增加了焊接熱裂的傾向[9]；在本試驗條件下，添加0.5%～1.0%N2的混合氣體保護的焊縫鐵素體數(shù)則處于理想?yún)^(qū)間內(nèi)．在實際生產(chǎn)中，可以根據(jù)現(xiàn)場實際情況利用Ar-N2配比器向保護氣中靈活添加0.5%～1.0%的N2，從而動態(tài)調(diào)整304L不銹鋼焊縫中的FN值．

圖3?304L不銹鋼焊縫FN值與焊縫氮含量的關(guān)系

圖4是最后一道焊道的FN值與焊縫中心位置FN值的統(tǒng)計結(jié)果．可以看出：最后一道焊道的鐵素體數(shù)普遍比焊縫中心的鐵素體數(shù)要高．這是因為最后一道焊道緊貼母材，母材對焊道的稀釋率較高，奧氏體形成元素濃度低且焊接過程冷卻速度較快，高溫相變時間短，故形成的奧氏體的量相對較少．因此，在實際應用中，也應該考慮在蓋面焊縫時利用Ar-N2配比器適當提高保護氣中N2含量來保證在整個接頭內(nèi)FN值都能控制在理想范圍內(nèi)．

圖4 304L不銹鋼最后一道焊道和焊縫中心位置的FN值對比結(jié)果

2.2?氮氣含量對2205不銹鋼焊縫相比例和組織演變的影響

圖5給出了在純Ar保護和添加N2兩種條件下的2205不銹鋼焊縫各部位相比例的測量統(tǒng)計結(jié)果．從圖中可以看出：加入N2后，焊縫各部位的鐵素體含量均有不同程度的降低．其中，焊縫根部的降低程度最小，從55%左右降低到45%左右，相比例在合理的范圍內(nèi)．焊縫中心和焊縫頂部位置的鐵素體含量分別從42%和50%下降到20%左右，已經(jīng)明顯偏離雙相不銹鋼焊縫的合理相比例范圍．因此，在2205不銹鋼焊縫的多層多道焊過程中，在填充層和蓋面層的保護氣應該適當減少保護氣體中的N2添加量或直接使用純Ar作為保護氣來保證熔敷金屬的相比例在合理范圍內(nèi)．

圖5?2205不銹鋼焊縫相比例統(tǒng)計結(jié)果

但是，保護氣中添加N2對打底焊道的組織演變有著重要的影響．在打底層的保護氣中加入3.0%左右的N2不僅能夠調(diào)整焊縫的相比例，更重要的是能夠改變其組織演變過程，提高焊縫中的一次奧氏體含量，抑制耐蝕性較差的二次奧氏體的形成[10]．

圖6是打底層剛焊完時的顯微組織．對比圖6(a)和(b)可以發(fā)現(xiàn)：純Ar保護的打底焊縫鐵素體基體的晶粒尺寸要明顯大于Ar-3%N2保護的情況．純Ar保護的打底層在剛焊完時奧氏體含量僅為36%，這就導致在焊縫冷卻過程中鐵素體中過飽和的氮原子不能及時擴散到奧氏體中而與鐵素體中的Cr結(jié)合形成Cr2N．而在打底層焊接保護氣中加入3.0%的N2，會形成更多的一次奧氏體組織，同時鐵素體基體的晶粒尺寸也有所減小，此時剛焊完的打底層奧氏體含量為52%，其凝固及冷卻過程中鐵素體中過飽和的氮原子能夠及時擴散到奧氏體中，所以Cr2N的形成受到了抑制．這樣的兩種打底層組織在后續(xù)熱循環(huán)中將發(fā)生不同的演變．

圖6?打底層剛焊完時的顯微組織

圖7是焊完第4層后根部焊縫的微觀組織演變情況．對比圖6(a)和圖7(a)可以發(fā)現(xiàn)，純Ar保護的根部焊縫在經(jīng)過后續(xù)3道的熱循環(huán)后，原鐵素體晶粒內(nèi)部出現(xiàn)了大量的二次奧氏體．一次奧氏體的比例僅占40%左右．從圖6(b)和圖7(b)的對比則發(fā)現(xiàn)，在Ar-3%N2保護的根部焊縫經(jīng)過后續(xù)3層焊縫的熱循環(huán)后卻沒有明顯的二次奧氏體析出．這是因為焊縫中的二次奧氏體主要依托Cr2N析出物形核[11]．出現(xiàn)這種組織演變上的差別主要是因為純Ar保護的打底焊道中的鐵素體尺寸較大，其中Cr原子和過飽和的N原子在冷卻過程中以Cr2N的形式析出，這為二次奧氏體的形核提供了條件．因此在焊完第4層焊縫后，根部焊縫的鐵素體晶粒中形成了大量的二次奧氏體．而對于Ar-3%N2保護的情況，鐵素體晶粒較小，大量氮原子通過擴散進入了一次奧氏體中，從而不能形成大量的Cr2N，所以在后續(xù)焊層的熱循環(huán)作用下，不會形成過多的二次奧氏體．因為焊縫中的二次奧氏體耐蝕性能較差，所以通過在打底層保護氣中加入一定量的N2有利于提高焊縫根部的耐蝕性能．

圖7?第4層焊完后根部焊縫微觀組織

3?結(jié)?論

(1) 在不銹鋼GTAW焊接工藝中，向保護氣中加入適量N2可以有效調(diào)控焊縫金屬中的鐵素體含量和微觀組織特征，通過動態(tài)調(diào)整和精確控制N2含量可以精確地控制鐵素體的比例和微觀組織構(gòu)成．

(2) 在本試驗條件下，對304L奧氏體不銹鋼多層多道焊，通過在保護氣中添加0.5%～1.0%的N2，能將焊縫各位置的鐵素體數(shù)控制在3～7理想范圍內(nèi).

(3) 對2205雙相不銹鋼，在打底焊保護氣中添加3.0%的N2，能夠有效促進一次奧氏體的形成，并減少二次奧氏體的比例，填充及蓋面層應減少保護氣中N2含量或使用純Ar作為保護氣來保證相比例在合理范圍內(nèi)．

［1］ 顏澤鋼. 高氮奧氏體不銹鋼氮氬混合氣保焊焊接工藝試驗研究[D]. 南京：南京理工大學，2016.

Yan Zegang. Research of Nitrogen-Argon Mixture Shielding Gas Welding Process of High Nitrogen Austenite Stainless Steel[D]. Nanjing：Nanjing University of Science and Technology，2016(in Chinese).

［2］ Kujanpaa V，Suutala N，Takalo，T，et al. Correlation between solidification cracking and microstructure in austenitic and austenitic ferritic tainless steel welds[J].Welding Research International，1979，9(2)：55-75.

［3］ Hammar O，Svennson U. Solidification and Casting of Metals[M]. London：Metal Society，1979.

［4］ Arata Y，Matesuda F，Nakagawa H，et al. Solidifica-tionn cracking susceptibility of fully austenitic stainless steels(Report 4)：Effect of decreasing P and S on solidificaiton cracking susceptibility of SUS 310 austenitic stainless steel weld metals[J].Transactions of TWRI，1978，7(2)：169-172.

［5］ Shankar V，Gill T P S，Mannan S L，et al. Effect of nitrogen addition on microstructure and fusion zone cracking in type 316L stainless steel weld metals[J]. Materials Science and Engineering A，2003，343(1)：170-181.

［6］ 龔利華，張?歡，程東亮. 保護氣體氮對雙相不銹鋼焊接接頭腐蝕行為的影響[J]. 材料熱處理學報，2013，34(9)：112-115.

Gong Lihua，Zhang Huan，Cheng Dongliang. Corrosion behavior effect of duplex stainless steel welding with nitrogen in shielding gas[J]. Transactions of Materials and Heat Treatment，2013，34(9)：112-115(in Chinese).

［7］ Wang Z，Li Y，Chang C. Application of automatic TIG welding for Yamal LNG process piping fabrication[J]. International Journal of Oil，Gas and Coal Engineering，2018，6(4)：44-49.

［8］ Read D，Mchenry H，Steinmeyer P，et al. Metallurgi-cal factors affecting the toughness of 316L SMA weldments at cryogenic temperatures[J]. Welding Journal，1980，59(4)：104-113.

［9］ Liu R，Dong Z，Pan Y. The effect of solidification behaviour of austenitic stainless steel on the solidification cracking susceptibility[J]. China Welding，2005，14(1)：38-43.

［10］ Nilsson J O，Karlsson L，Andersson J O. Secondary austenite formation and its relation to pitting corrosion in duplex stainless steel weld metal[J]. Metal Science Journal，1995，11(3)：276-283.

［11］ Ramirez A J，Brandi S D，Lippold J C. Secondary austenite and chromium nitride precipitation in simulated heat affected zones of duplex stainless steels[J]. Science and Technology of Welding and Joining，2004，9(4)：301-313.

Effect of N2in Shielding Gas on the FN and Microstructural Evolution for the Stainless Steel GTAW Joint

Cheng Shanghua1, 2，Zhang Yiqi1，Shao Zhujing1，Kong Kangqian1，Cheng Fangjie1, 3

(1. School of Materials Science and Engineering，Tianjin University，Tianjin 300350，China；2. Penglai Jutal Offshore Engineering Heavy Industries Co.，Ltd.，Penglai 265607，China；3. Tianjin Key Laboratory of Advanced Joining Technology，Tianjin 300350，China)

In the welding process of stainless steels, the control of ferrite content in the weldment is crucial in prevent-ing the generation of hot cracks and ensuring good mechanical and anti-corrosion performance of the joint. Nitrogen is a strong austenite stabilizer. Adding N2to the shielding gas during the welding process is a feasible way to control the ferrite content in the weldment. In this research, different mixtures of Ar-N2gas with varying proportions were pre-pared using a dynamic mixing technique and were used as the shielding gas of 304L stainless steel and 2205 stainless steel multi-pass gas tungsten arc weld (GTAW) joint. The influence of N2content in shielding gas on the ferrite num-ber (FN) of austenitic stainless steel and its effect on the phase ratio and microstructural evolution of duplex stainless steel were investigated. The results indicated that in the joint of the 304L stainless steel, adding 0.5%—1.0% N2in the shielding gas could control the FN range in the joint to be approximately 3—7. In the root of the 2205 stainless steel, adding 3.0% N2in the shielding gas suppressed the formation of secondary austenite in the multi-pass welding process. The N2content in the shielding gas of the filler and cover passes should be reduced or pure Ar should be used to achieve a phase balance. The results of this research provide a theoretical basis for the application of dynamic gas mixing technique in the industry.

stainless steel；ferrite number(FN)；phase ratio；Ar-N2mixed shielding gas；microstructural evolution

the National Natural Science Foundation of China(No.51775372).

TG441.2

A

0493-2137(2020)08-0809-05

10.11784/tdxbz201906048

2019-06-23；

2019-10-08.

程尚華（1983—??），男，博士，高級工程師，csh198382@126.com.Email：m_bigm@tju.edu.cn

程方杰，chfj@tju.edu.cn.

國家自然科學基金資助項目(51775372)．

(責任編輯：田?軍)