摘 要：采用钨极氩弧焊制备了双相钢焊接接头，基于热力学方法计算了母材和焊缝的平衡相变过程，采用OM，SEM，EDS，TEM等方法表征了接头不同区域的微观组织. 结果表明，焊缝中添加镍显著促进γ形成并抑制Cr2N析出. 焊缝和热影响区γ1主要包含晶粒边界奥氏体、魏氏奥氏体和晶粒内奥氏体，不同类型的奥氏体呈现显著的成分差异. 焊缝和热影响区析出两种类型的γ2：晶粒内γ2和晶粒间γ2. γ2易于在δ内和δ/γ1边界处富Ni和N元素而贫Cr和Mo元素的区域析出. Cr2N主要分布于热影响区的δ内、δ/γ2边界以及δ/δ边界处.
关键词：双相不锈钢；多层多道焊；微观组织；二次奥氏体
铁素体(δ)/奥氏体(γ)双相不锈钢兼具奥氏体不锈钢和铁素体不锈钢的大部分优秀性能，如高的强度和韧性以及良好的耐局部腐蚀性能等，因此正被逐渐应用于油气、发电、造纸、脱盐等多个工业领域[1,2]. 焊接是双相钢应用最为广泛且关键的加工制造环节. 在焊接(尤其是多层多道焊)过程中，双相钢母材和焊缝经历复杂的热循环作用而产生显著的组织改变，如δ/γ比例失衡以及有害相σ，χ，Cr2N和碳化物等析出. 正方结构的σ相和拓扑密排结构的χ相都属于Fe-Cr-Mo金属间化合物. 密排六方结构的Cr2N是一种呈短棍状的氮化物. 颗粒状或网状碳化物通常以M23C6的形式析出. 这些析出物会恶化双相钢接头的力学性能和耐局部腐蚀性能[3].
当双相钢被加热到1 100 ℃以上时，γ会发生溶解，在随后的快速冷却过程中，δ→γ转变会被部分抑制，如果在600～900 ℃长时间停留就会析出σ和Cr2N[4,5]. 这种包含粗大的δ晶粒、少量的γ以及Cr2N等析出相的亚稳态组织被再次加热时，析出相会部分溶解并伴随有二次奥氏体(γ2)析出. 有研究表明，γ2能够改善接头的韧性，但会恶化耐蚀性能[6,7]. 目前有学者通过模拟以及铁素体化和再次加热等热处理方法研究了双相钢中γ2和Cr2N析出机制[4,5,8]. 但是并没有详细表征和解释双相钢接头不同区域γ2及其析出机制. 另外，双相钢焊缝和热影响区在多层多道焊接过程中会析出成分、形貌、分布极为复杂的奥氏体，之前少有学者对此进行详细的表征. 因此，文中采用钨极氩弧焊制备了双相钢多层多道焊接接头，使用热力学方法计算了双相钢母材和焊缝的平衡相变过程，采用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、能谱(EDS)、透射电子显微镜(TEM)等方法表征了接头不同区域的微观组织.
试验材料选用14 mm厚的2205双相不锈钢板(热轧+1 040～1 100 ℃固溶处理). 采用钨极氩弧焊方法进行多层多道焊接，各个焊道的热输入控制在0.5～2.0 kJ/mm，层间温度不超过150 ℃. 在氩保护气中添加2%的氮气以补偿焊接过程中N元素的烧损. 母材和焊丝ER2209的化学成分如表1所示.
表1 母材和填充焊丝的化学成分(质量分数，%)
Table 1 Chemical compositions of base metal and filler wire
CNiNCrMo其它Fe母材22050.0185.300.1722.903.001.52余量焊丝ER22090.0088.630.1522.943.072.18余量
采用10%(质量分数)草酸溶液对抛光的接头截面试样进行电解腐蚀. 借助OM，SEM，EDS，TEM对接头不同区域的微观组织和元素分布进行表征. 在接头不同区域随机采集10张OM图像，然后采用Pro-Image软件进行物相计算并取平均值. 采用热力学软件FactSage计算并分析母材和焊缝平衡相变过程，以助于分析接头的微观组织转变.
2.1 母材和焊缝热力学计算
为了更好理解焊接过程中双相钢母材和焊缝的组织转变过程，采用热力学方法计算这两种合金的平衡相变过程，如图1所示. 可以看出，虽然母材和焊缝都是δ相最先从高温液相(L)中析出，但是由于存在一个“L-δ-γ”三相共存区，因此这两种合金并非完全属于δ凝固，而是遵循“δ-γ”凝固方式. 也就是说，无论经历多么复杂的焊接热循环，母材和焊缝都不可能获得单一的δ组织. 因此，在焊缝和高温热影响区，当热循环温度略微低于固相线时，由于γ的钉扎效应，可以显著限制δ晶粒过分粗大. 对比焊缝和母材的平衡相图可知，焊缝的化学成分(更高的Ni元素含量)决定了更显著的γ析出倾向，并抑制了χ和Cr2N相的形成，但增加了焊缝中σ相的析出上限温度(母材：850 ℃，焊缝：900 ℃).
图1 相转变过程
Fig.1 Phase transformation process
2.2 微观组织表征
双相钢接头不同区域的光学显微组织如图2所示. 焊缝组织主要由分布在大晶粒δ基体上的各种类型的γ相组成. 多层多道焊接过程中，基于γ的析出顺序和形式，可以将奥氏体分为一次奥氏体(γ1)和二次奥氏体(γ2). γ1主要是熔融金属在凝固过程(L+δ→γ或L→γ)及随后的“δ→γ”固态相变中形成的. 根据γ1形貌和析出位置又可以将γ1分为晶粒边界奥氏体(grain boundary austenite, GBA)、魏氏奥氏体(widmanst?tten austenite, WA)、晶粒内奥氏体(intragranular austenite, IGA). γ2通常是在再次加热过程中(如多层多道焊)，从δ晶粒内部析出或从γ1晶粒边界向δ晶粒内部生长而形成. 在多层多道焊接过程中，高温热影响区经历多次的焊接高温加热和快速冷却过程，导致产生粗大的δ晶粒和少量的γ1，同时也会显著地析出γ2. 焊缝、热影响区和母材的γ含量分别为56.4%，31.0%和39.8%.
图2 接头不同区域微观组织(OM)
Fig.2 Microstructures in different zones of joint (OM)
图3a为焊缝和热影响区元素线扫描结果，可以看出焊缝中显著富集Ni元素，同时Ni和N元素富集于γ中而δ中富集Cr和Mo元素. 接头不同区域的SEM微观组织形貌如图3b，c所示. 焊缝的γ1主要包含GBA,WA和IGA，其化学成分如表2所示. 不同类型的γ1呈现显著的成分差异. GBA最先析出并分布于δ晶粒边界. 随着温度降低和GBA含量增加，δ晶粒边界可以利用的优先形核位置逐渐减少，新的晶核就会在δ/γ边界处形成，并以针状形式向δ中富集Ni和N元素的区域生长而析出侧板条WA. IGA通常是在δ中富Ni和N元素、贫Cr和Mo元素的区域形核，并且其晶核长大完全由成分过冷控制，因此其尺寸通常比较小. 另外，热影响区的γ1也可细分为GBA，WA和IGA，由于γ1析出的含量较少且不同类型γ1分布特征不显著，因此也可统称为无定形γ1[5].
2.3 二次奥氏体
双相钢在多层多道焊接过程中，焊缝和热影响区在多次焊接加热和空冷过程中，会发生显著的组织改变，尤其是高温热影响区铁素体化以及焊缝和热影响区γ2析出. 焊缝中主要存在两种类型的γ2：晶粒内γ2和晶粒间γ2，如图4所示. 晶粒内γ2在铁素体内形核并向铁素体内生长，主要由元素偏析和扩散控制. 晶粒内γ2的形貌通常呈现不规则形状. 晶粒间γ2分布于δ/γ1边界，并且沿着γ1边界向δ内生长. 焊缝中δ，γ1和γ2元素分布如图5所示，可以看出δ和γ1内N，Ni，Cr和Mo元素的分布相对比较均匀，而γ2内这几种元素分布极不均匀. 通常γ2富集N和Ni元素而贫Cr和Mo元素. 但有时γ2心部会富集Cr元素，这可能是作为形核基质的Cr2N溶解和Cr原子不充分扩散导致的[5]. 在δ/γ2边界处存在一个明显的成分过渡区，这主要是由于γ2向δ内生长时Cr和Mo元素与Ni和N元素在γ2/δ界面处相反扩散而导致的. 扩散计算表明1 000 ℃时Ni，Cr和Mo原子在δ内平均扩散距离约为0.5～2 μm，而N原子在δ内的扩展距离达到了40～150 μm[5]. 因此焊缝中γ2析出主要是由δ内和δ/γ1边界处N，Ni，Cr和Mo等元素偏析决定并由这些元素扩散所控制. 另外在焊缝中没有观察到Cr2N相析出.
图3 接头不同区域微观组织(SEM)
Fig.3 Microstructures in different zones of joint (SEM)
表2 一次奥氏体能谱测试结果(质量分数，%)
Table 2 EDS test results of primary austenite
元素焊缝热影响区GBAWAIGAδγ1δN0.360.340.300.060.260.07Ni8.398.277.896.846.474.70Cr22.6722.9721.9624.1522.3223.51Mo2.952.792.783.492.473.27
图4 焊缝γ2微观组织(SEM)
Fig.4 Microstructures of γ2 in weld (SEM)
图5 焊缝各相元素分布
Fig.5 Element distribution of different phase in weld
除了析出少量的晶粒内γ2外，热影响区主要析出晶粒间γ2，如图6a，b所示. 距熔合线越远，晶粒间γ2的厚度越小. 先前研究也表明γ2易于在1 000～1 100 ℃析出，并且在该温度区间停留的时间越长，γ2析出量越多[5]. Cr2N相主要分布于热影响区的δ内、δ/γ2边界以及δ/δ边界处，如图6d，e所示. 透射电镜分析表明密排六方结构的Cr2N呈短棍状在高温热影响区析出，如图7所示. 有学者研究发现，Cr2N易于在满足特定取向关系的低能γ/δ/Cr2N半共格界面处析出[5]. 基于以上的表征和分析，推测高温热影响区的Cr2N和γ2可能是协助析出的. N原子在铁素体中的固溶度远小于其在奥氏体中的固溶度，但N原子在铁素体中的扩散速度却要明显快于奥氏体[5,7]. 先前研究表明，在较高的温度下，在γ2易于析出的温度下(1 000～1 100 ℃)，N原子在铁素体中仍然是过饱和的[7]. N原子在奥氏体中高的固溶度和低的扩散速度决定了奥氏体中的N原子难以偏析到边界处对Cr2N和γ2析出产生影响. 因此，N原子在铁素体中的偏析和过饱和程度是影响Cr2N和γ2析出的重要因素. 在焊接过程中，高温热影响区高的铁素体含量及较快的冷却速度决定了铁素体中包含大量的过饱和N原子，当在700～950 ℃(图1a)长时间停留时会析出Cr2N，Cr2N析出会造成铁素体局部贫铬，为γ2的析出创造成分条件. 在焊接再加热过程中，当加热温度超过950 ℃时，Cr2N处于亚稳态而易于分解并释放更多的N原子到铁素体中，N原子在铁素体中的扩散速度较快、扩散距离高达几十到上百微米[5]，可以为γ2的形核和长大创造条件. 此外，由于非平衡转变，Cr2N不可能完全溶解，部分残余的Cr2N可以为γ2的异质形核提供核心. 另外，γ2的析出和长大会向铁素体中排出Cr原子，而Cr原子在铁素体中的扩散距离通常不超过2 μm，这又为Cr2N在合适温度范围内在δ/γ2边界处再次析出创造条件. 晶粒间γ2通常不需要形核，而是直接附在γ1上向铁素体内逐渐长大. 总之，在多层多道焊接过程中，由于复杂的焊接热循环作用，会导致热影响区析出粗大δ、少量的γ、以及发生复杂的γ2和Cr2N反复析出和溶解过程.
图6 热影响区γ2和Cr2N微观组织(SEM)
Fig.6 Microstructures of γ2 and Cr2N in heat affected zone (SEM)
图7 热影响区Cr2N微观组织(TEM)
Fig.7 Microstructure of Cr2N in heat affected zone (TEM)
(1) 微观组织分析和热力学计算表明焊缝中添加镍显著促进了γ形成并抑制了Cr2N的析出.
(2) 焊缝和热影响区γ1主要包含晶粒边界奥氏体、魏氏奥氏体和晶粒内奥氏体，不同类型的奥氏体呈现显著的成分差异.
(3) 焊缝和热影响区主要析出两种类型的γ2：晶粒内γ2和晶粒间γ2. γ2析出主要是由δ内和δ/γ1边界处N，Ni，Cr和Mo等元素偏析决定并由这些元素扩散所控制.
(4) 短棍状Cr2N主要分布于热影响区的δ内、δ/γ2边界以及δ/δ边界处.
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