2205双相不锈钢焊接力学性能和腐蚀性能研究*

骆科彤，宁 斌，崔雪鸿

(广西民族大学，广西 南宁 530006)

0 引言

近年来随着中国不锈钢产能的提升，目前已超过日本成为全球最大的不锈钢生产国.焊缝组织腐蚀报废上的钢铁数量同我国每年的海宝钢的年产量相接近，与此同时在铁矿石我国资源相对贫乏，能源方面冶炼钢铁消耗巨大，这就导致了铁矿资源与能源的双重浪费，我国的环境和经济安全受到直接威胁.[1]在焊接方面，焊接方式的选择与填充合金元素的不同，对焊接接头的相比例的控制以为得到优良的耐蚀性兼顾一定的力学性能方面依然存在问题.因此，研究双相不锈钢焊缝提高其耐腐蚀性能与力学性能，对实际生产和科学研究都有显著意义，具有重大的市场经济效益.[2]

在工程中限制双相不锈钢应用的主要因素是在焊接问题上，工程中然而无法避免焊接技术的应用.焊接技术主要难点是在焊接接头焊接后能否获得与母材相近的两相比例的组织结构，这是保证焊接接头拥有与母材相近似的力学性能与耐腐蚀性能等的关键所在.[3]本实验从上述问题出发，主要目的在于双相不锈钢焊接后性能研究，在焊接方法选择和对焊接接头焊缝区与热影响区双相组织比例的调控，保证焊接后接头有优良的力学性能和耐腐蚀性能.对接头组织和性能的影响因素包括焊接方式的选择、填充合金材料成分、焊接热输入的大小、焊接接头组织的相比例、焊接接头内部晶体组织结构等等.

1 实验方法

1.1 焊接

钨极氩弧焊(GTAW)与手工电弧焊(SMAW)对钢板进行焊接时采用对接形式，进行正反双面焊接.钨极氩弧焊电流范围为90-120 A、电压11～25 V、焊速50～80 mm/min.手工电弧焊弧焊电流范围为110～140 A、电压25～30 V、焊速90～130 mm/min.焊接单板的尺寸是80 mm×40 mm×4 mm，用砂纸把焊接区域的氧化物打磨掉并酸洗，防止焊接时杂质融进去，造成缺陷.为了保证焊透，预留1 mm左右的间隙.焊后对接头外形、表面质量进行观察.焊缝形状均匀致密，没有裂纹、气孔夹渣、弧坑等缺陷.焊后试样焊缝余高凹凸不平，影响测试性能，应用打磨机磨平使其光滑与母材水平.而后加工切出各类型试样，以备相关检测使用.[4]

1.2 金相观察

使用金相切割机切取取样，以焊缝区为中心左右两边预留6 mm长度余量，使用镶嵌机进行镶嵌，镶嵌后使用砂纸打磨，水流冲洗金相试样和砂纸的杂质以为避免粘在金相面上，造成划痕进而影响观察.磨好金相抛光时加入抛光水，避免摩擦过度导致毁坏金相.磨好的镶嵌式样使用王水溶液腐蚀，因其防腐蚀能力很强，采用浸泡式腐蚀金相试样待腐蚀结束后清水冲洗，再用无水乙醇擦拭吹风机吹干后拿到金相显微镜下观察并收集数据.

1.3 X射线衍射

使用电火花切割机取样，以焊缝区为中心左右两边预留3 mm长度余量，然后依次按照砂纸型号打磨表面光滑，并开着小水流冲洗试样和砂纸，避免颗粒粘在表面上，造成划痕.磨好并进行抛光不时加入配好的抛光水，避免摩擦过度，同时上下面保持相互平形.然后放入X衍射仪中，扫描速度1/8(°)·min-1，扫描角度20°～90°，实验结束后收集整理数据.

1.4 力学性能

布氏硬度试验加载载荷选取为9807 N，压头直径10 mm，加载载荷作用时间30秒.显微硬度试验中加工好的式样，使用数显显微硬度仪，对其热影响区和焊缝区硬度进行测试，加载载荷选取为0.9807 N，加载载荷作用时间为10秒.使用冲击试验机进行抗冲击性能试验，根据国标GB/T229-2007设计式样.使电火花线切割机在焊后板材上切取拉伸试样，试样尺寸根据国标GB/T228-2002设计.[5-6]

1.5 腐蚀性能

使用电化学工作站进行以甘汞电极为参比电极、Pt电极为对比电极、焊缝金属为工作电极的三电极系统电化学腐蚀实验，焊接接头以焊缝区为中心切取60 mm×4 mm×4 mm式样，用石蜡封住一半的热影响区，另一半热影响区与整个焊缝区作为工作电极.模拟海水浓度配比质量分数3.5%NaCl溶液进行检测，电化学工作站扫描速度为10 m V/s，灵敏度为100 u A/V.[7-9]

2 实验结果与分析

2.1 不同区域的微观组织分析

图1是焊条电弧焊焊接接头的焊缝显微组织，图1(a)、(b)、(c)焊条依次为E309-16、E309Mo-16、E2209-16.图2是钨极氩弧焊焊接接头的焊缝显微组织，图 2(a)、(b)、(c)焊 料 依 次 为 ER309、ER309Mo、ER2209.图中两种焊接方法的接头焊缝区显微组织其中都包括主要4种奥氏体相，层片状的边界奥氏体(GBA)、沿晶界析出网状的晶内奥氏体(IGA)，呈羽毛状的魏氏体状奥氏体(WA)与二次奥氏体(γ2).焊接接头焊缝区冷却过程中，边界奥氏体在铁素体边界形核生长，应为此处自由能高，接着从WA边界奥氏体生长形核，并且沿某方向向α相内部生长，并且由于焊接的填充金属Ni含量较高，致使在相内生成晶内奥氏体.奥氏体的形成主要受Ni元素的影响，铁素体的形成主要受Cr元素的影响，Cr元素与Ni元素含量的多少直接影响焊缝组织中两相比例的多少.在焊缝区组织中存在很多二次奥氏体，这主要是双面焊再次加热导致的.在氩弧焊焊接接头中奥氏体含量高于手弧焊中含量，并且氩弧焊中奥氏体晶粒较手弧焊晶粒细，主要原因在于手弧焊热输入能量高，焊接接头冷却时间较长，促使更多奥氏体相组织生长粗大，氩弧焊中保护气促进奥氏体的生成，并保证晶粒不会粗大.综上所述氩弧焊焊接接头整体组织形态较手工电弧焊组织形态较好.

图1 焊条电弧焊焊缝金相照片：(a)E309-16,(b)E309Mo-16,(c)E2209-16Fig.1 Metallograph of SMAW welding joints：(a)E309-16,(b)E309Mo-16,(c)E2209-16

图2 钨极氩弧焊焊缝金相照片：(a)ER309,(b)ER309 Mo,(c)ER2209Fig.2 Metallograph of GTAW welding joints：(a)E309,(b)E309Mo,(c)E2209

图3 是焊条电弧焊焊接接头的热影响区显微组织，图3(a)、(b)、(c)焊接接头的焊条依次为E309-16、E309Mo-16、E2209-16.图4是钨极氩弧焊焊接接头的热影响区显微组织，图4(a)、(b)、(c)焊料依次为ER309、ER309Mo、ER2209.图中两种焊接方法的接头热影响区显微组织中成粒装有序排列条状的为奥氏体相γ，之外的白色区域为铁素体α.从图中可以看出铁素体被奥氏体所紧密围绕，无其他析出物，微观组织和母材相近.钨极氩弧焊焊接热影响区奥氏体相含量略高于焊条电弧焊，这是由于钨极氩弧焊焊接相对焊条电弧焊焊热输入温度低，因为焊接时当热输入温度大于或等于铁素体相固溶温度时，致使组织中铁素体成分含量较高；当热输入温度小于铁素体固溶温度时奥氏体成分含量升高，也就是热输入温度大于铁素体α固溶温度线时，组织全部转化为铁素体，当焊接接头温度快速冷却，组织中的铁素体来不及转变，导致铁素体含量升高，同时当热输入温度低于铁素体固溶温度线时，奥氏体无法转变，奥氏体含量升高.所以钨极氩弧焊焊接热影响区奥氏体相含量略高于焊条电弧焊.

图3 焊条电弧焊焊接热影响区金相照片：(a)E309-16,(b)E309Mo-16,(c)E2209-16Fig.3 Metallograph of SMAW welding heat affected zone：(a)E309-16,(b)E309Mo-16,(c)E2209-16

图4 钨极氩弧焊焊接热影响区金相照片：(a)ER309,(b)ER309Mo,(c)ER2209Fig.4 Metallograph of GTAW welding heat affected zone：(a)E309,(b)E309Mo,(c)E2209

2.2 X射线衍射试验分析

在实际生产中，由于在焊接过程中热输入控制不当，可能导致在焊缝区中析出碳化物、氮化物、磷化物等金属间化合物.例如Cr N在铁素体晶界和内部生成随着二次奥氏体生成，同时也促进奥氏体的生成.金属间化合物对焊接接头有很大影响，所以应对焊接接头进行X射线衍射实验对相结构的组成进行分析.

各图中各衍射峰值和分布略有不同，各图主要含有α和γ两种相且结晶度好，符合双相组织结构，并且无有害相析出，从焊接接头相成分来看，相组成符合要求可以获得良好的性能.添加不同合金元素在焊缝中，凝固组织形态得到改变，焊缝的强度和任性从而得到提高.使焊缝金属充分脱氧是Mn和S元素，提高抗拉强度的方面上.Ti和N与氧的亲和力大，Ti以氧化物的形式弥散焊缝分布在其中，焊缝金属晶粒被细化，奥氏体相向铁素体相转变伴随冷却过程中发生，Ti以氧化物形式分布晶粒边界，奥氏体晶粒长大因而被阻碍，所以发生细化晶粒.有利于形成细晶铁素体是Mo元素的加入同时增加韧性，其中Mo Ni使焊缝细晶铁素体组织更加均一化，任性显著提高.Cr元素在奥氏体中含量较多，奥氏体的Ni元素含量高于在铁素体中含量，铁素体中Mo元素含量低于在奥氏体相中含量.

2.3 硬度实验分析

图5是焊缝和热影响区的布氏硬度，图6是焊缝和热影响区的显微硬度.从图5和6中不同区域的布氏硬度和显微硬度可知，在布氏硬度上焊条电弧焊与钨极氩弧焊在焊接区和热影响区硬度相当，在显微硬度上焊条电弧焊整体好于钨极氩弧焊.金属布氏强度越高硬度越大，其中奥氏体相强度低于铁素体相，所以在显微硬度方面，接头铁素体含量越高显微硬度越大，反之奥氏体含量越大显微硬度越小，在焊接过程中焊接接头热影响区部分冷却速度快，奥氏体相析出过程不充分，导致铁素体含量升高.填充合金元素含量方面，母材的合金元素成分含量相对填充金属含量较小，填充金属Ni、Mo、Cr元素原子与晶格Fe原子产生置换，使晶格排列错乱位移移动困难，因此焊接接头硬度较高.钨极氩弧焊焊接时保护气体的加入，使焊接接头中奥氏体相含量增加，显微硬度相对手弧焊低，钨极氩弧焊焊接中，不同焊料的焊接接头奥氏体硬度的升高实在焊接过程中热循环作用下，奥氏体相中发生N的扩散固溶作用导致.在焊条电弧焊中在接头奥氏体相中氮化物、碳化物发生析出，提高了铁素体相的硬度.

图5 焊缝和热影响区的布氏硬度Fig.5 Brinell hardness of welded joints and heat affected zone

图6 焊缝和热影响区的显微硬度Fig.6 Microhardness of welded joints and heat affected zone

2.4 冲击性能分析

从表1中可知冲击韧性最好的是钨极氩弧焊ER309焊接接头.奥氏体相成分的含量决定了焊接接头的冲击韧性，因为奥氏体能在冲击过程中已产生裂纹的铁素体相继续扩展起抑制作用，奥氏体中碳氮等等的间隙元素含量较高，同周围包裹着的铁素体相比，在焊后冷却过程中不容易析出氮化物与碳化物，因而能抑制晶界脆化发生，并且在焊接时能组织铁素体晶粒变粗.细小的晶粒组织拥有更好韧性与冲击性能.钨极氩弧焊显微组织中观察到奥氏体相密集分布在铁素体相晶界周围，且组织晶粒细小，因此拥有良好的冲击性能.焊条电弧焊热输入大冷却速度慢，焊缝处奥氏体组织粗大，晶界面积相对较小，不能很好地抵挡微裂纹扩展.由ER309焊接接头的金相图中看出奥氏体相布满铁素相晶界，结构紧密且无有害相析出，接头延伸率因此上升所以冲击性能最好.

2.5 拉伸性能分析

从表1中可知，钨极氩弧焊焊接三种接头整体都大于焊条电弧焊三种焊接接头的最大抗拉强度且高于母材，焊条电弧焊三种接头抗拉强度都弱于母材.钨极氩弧焊ER309焊接接头拉伸性能最好.氩弧焊焊接式样在拉伸力作用下的形变过程可看出弹性变形阶段、屈服阶段、均匀塑性变相阶段、颈缩与断裂阶段，焊缝金属元素Ni、Mo、Cr元素较高在高温下重熔，置换出基体铁原子，打乱晶格排列，发生置换与间隙固溶强化，在受到拉应力作用时晶粒发生钉扎阻碍位错，从而使焊接接头强度较高.手工电弧焊无屈服阶段，而且在产生少量塑性变形后突然断裂.手弧焊焊接过程中热输入大，温度高，致使焊缝区晶粒生长粗大，使焊接接头抗拉强度降低.

2.6 耐腐蚀性能分析

在电化学腐蚀中自腐蚀电流的大小反应腐蚀速率的快慢，当焊接接头电化学腐蚀速率小它的自腐蚀电流也相对小，反应发生时的电子移动速度慢，也就是阻力越大.自腐蚀电位反映着电化学腐蚀发生的趋势情况，自腐蚀点位负值越小两级间的电位差值大，说明腐蚀越容易发生.从表1中可知钨极氩弧焊的焊接接头耐腐蚀性比焊条电弧焊较好但都好于母材，钨极氩弧焊ER2209的焊接接头耐腐蚀性最好.从元素含量角度来看，提高焊接接头耐腐蚀性主要取决于Ni、Mo、Cr的元素含量，降低接头耐蚀性的元素为Mn、C、N元素含量的升高.Cr的增加使金属容易钝化，并且伴随着镍含量的升高，金属钝化现象更加稳定，这是因为金属元素的电化学性质，Ni与Cr、Fe相比金属活泼型差，腐蚀发生时能起到抑制阳极溶解的作用.其次是，手弧焊热输入较大，其焊接接头耐腐蚀性较钨极氩弧焊低，主要原因在于铁素体相含量上升且在焊缝区中合金元素化学成分不均匀产生电势差造成的.钨极氩弧焊焊接接头组织晶粒越细小奥氏体与铁素体排布越均匀，在接头表面的钝化膜越致密合金元素分布均匀，氯离子不容易穿过钝化膜孔隙所以耐腐蚀性能强.

表1 不同焊缝的力学性能和腐蚀性能Tab.1 Mechanical properties and corrosion properties of different welded joints

3 结论

对于焊条电弧焊与钨极氩弧焊，焊接接头的焊缝两相组织比例对接头的耐蚀性、力学性能都有重要影响.当铁素体含量很低时，接头强度与抗应力腐蚀开裂能力下降，含量过高时又使冲击韧性、耐腐蚀能力下降.钨极氩弧焊焊后焊接式样余高较小，手弧焊余高较高，焊后板材无显著变形，成型性能好，且其中奥氏体含量明显升高，晶粒变细，在氩气保护下焊缝形状与熔深较好，焊缝进而获得良好的性能，冲击韧性相对较高因为熔敷金属中铁素体含量接近母材含量且晶粒较致密，焊接接头硬度相近于母材硬度.焊条电弧焊其熔敷金属的铁素体含量较多，硬度高，但热影响区铁素体含量增加与其中氮元素的析出，导致焊接接头接头冲击韧性性能差，抗拉轻度降低.所以钨极氩弧焊可获得更好的焊接接头.ER309焊接接头的综合力学性能最佳，适合在对强度要求较高的环境下.ER2209的焊接接头耐腐蚀性最好，适合在要求较高耐腐蚀强度的工程环境.