采用焊條電弧焊(SMAW)，以E2209作填充材料對2205雙相不銹鋼管與304奧氏體不銹鋼管異種金屬焊接工藝進(jìn)行研究，通過優(yōu)化焊接工藝參數(shù)，獲得了具有良好力學(xué)性能和合適雙相比例的焊接接頭。接頭力學(xué)性能測試表明，拉伸試樣斷裂發(fā)生在強(qiáng)度相對較低的304母材側(cè)；2205母材側(cè)熱影響區(qū)的顯微硬度值高于焊縫和2205母材，而304母材側(cè)熱影響區(qū)的顯微硬度值高于304母材。對接頭過渡層進(jìn)行XRD相結(jié)構(gòu)分析，未發(fā)現(xiàn)M23C6、Cr2N和σ等有害相析出，接頭拉伸斷口掃描觀察表明，接頭呈明顯韌性斷裂特征。接頭性能滿足工程實(shí)際應(yīng)用要求。

雙相不銹鋼管(DuplexStainlessSteel，DSS)的固溶組織中奧氏體相和鐵素體相大約各占一半，兼有兩相組織特征。雙相不銹鋼管綜合了奧氏體型和鐵素體型不銹鋼管兩者的優(yōu)點(diǎn)，即奧氏體不銹鋼管具有的良好韌性和焊接性能，鐵素體不銹鋼管具有的較高強(qiáng)度和耐氯化物應(yīng)力腐蝕性能，因此，被廣泛應(yīng)用于天然氣和石油管道、熱交換器、壓力容器和造紙工業(yè)中，其中在焊接件和焊接結(jié)構(gòu)的應(yīng)用尤其廣泛。在含有氯離子、硫化氫介質(zhì)等腐蝕環(huán)境中使用的壓力容器、換熱器、反應(yīng)器等設(shè)備，采用雙相不銹鋼管能夠延長設(shè)備的使用壽命，如煉油廠的換熱器常常處于HCl、H2S的腐蝕環(huán)境中，雙相不銹鋼管制造的換熱器的管板可用奧氏體不銹鋼管，這樣既節(jié)省了資金，又能保證結(jié)構(gòu)的使用性能。這涉及到雙相不銹鋼管與奧氏體不銹鋼管異種金屬的焊接問題。異種鋼焊接的主要困難在于異種金屬之間的物理和化學(xué)性能差異較大，在焊接過程中經(jīng)常會出現(xiàn)合金元素的遷移、組織發(fā)生變化等現(xiàn)象導(dǎo)致接頭性能變差，異種金屬的熱膨脹系數(shù)不同也會引起熱應(yīng)力、塑性差異和應(yīng)力增加，從而產(chǎn)生裂紋等，降低接頭的力學(xué)性能和耐腐蝕性能。因此，對雙相不銹鋼管和奧氏體不銹鋼管異種鋼焊接進(jìn)行研究具有較大的實(shí)際意義。

1實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)用母材為經(jīng)熔煉和鍛造的00Cr22Ni5Mo3N雙相不銹鋼管(SAF2205)和0Cr18Ni9奧氏體不銹鋼管(304)，將母材試樣加工成尺寸300mm×150mm×8mm�？紤]到焊接過程中母材對焊縫金屬的稀釋作用以及合金元素的燒損等，采用Cr、Ni含量相對較高的E2209焊條對2205雙相不銹鋼管和304奧氏體不銹鋼管異種鋼進(jìn)行焊接，母材和焊條的化學(xué)成分如表1所示。

實(shí)驗(yàn)采用焊條電弧焊(SMAW)，直流反接。接頭形式為對接接頭，為了保證焊透，開V型坡口，如圖1所示。焊接前先用丙酮、酒精對焊接區(qū)進(jìn)行嚴(yán)格清洗。焊接時(shí)，不預(yù)熱、不擺動焊條、快速焊接。為保證獲得焊接質(zhì)量較高的焊接接頭，充分考慮到二次熱循環(huán)的影響，焊接過程中采用多層多道焊，這樣在進(jìn)行每層焊接的同時(shí)又對上一層焊道起到熱處理的作用，可在一定程度上促進(jìn)接頭熱影響區(qū)中的鐵素體向奧氏體轉(zhuǎn)變。每焊完一層焊縫都應(yīng)徹底清理打磨干凈，再焊接下一層焊縫。嚴(yán)格控制層間溫度(小于等于150℃)，以減少焊縫在脆性區(qū)間內(nèi)的停留時(shí)間，降低焊縫中脆性相析出的可能性。具體焊接工藝參數(shù)如表2所示。

焊后根據(jù)有關(guān)國家標(biāo)準(zhǔn)，在CMT5105型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行接頭的拉伸強(qiáng)度實(shí)驗(yàn)；在HXS－1000A型顯微硬度計(jì)上測定接頭區(qū)域的顯微硬度分布；在Quanta200型掃描電鏡上觀察接頭拉伸試樣的斷口微觀形貌；在MM6型金相顯微鏡上觀察接頭區(qū)的金相組織；采用D8Advance型X射線衍射儀測定接頭的相結(jié)構(gòu)組成。

2實(shí)驗(yàn)結(jié)果和分析

2．1力學(xué)性能測試

2．1．1接頭拉伸強(qiáng)度

根據(jù)GB2651－1981《焊接接頭拉伸試驗(yàn)法》將接頭試樣加工成標(biāo)準(zhǔn)的拉伸試樣，然后在CMT5105型電子萬能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行接頭拉伸試驗(yàn)，測試條件為：加載速率8mm／min，加載載荷10kN，接頭拉伸實(shí)驗(yàn)結(jié)果如表3所示。為便于比較，將母材本身的抗拉強(qiáng)度一并列入表3。

由表3可知，接頭的抗拉強(qiáng)度平均值為653MPa，斷裂均發(fā)生在抗拉強(qiáng)度較低的304奧氏體不銹鋼管母材側(cè)，完全滿足工程結(jié)構(gòu)對接頭的強(qiáng)度要求。因此，從接頭強(qiáng)度角度來看，接頭熔合區(qū)的組織和性能是合格的，它不是整個(gè)焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)。究其原因，因?yàn)椴捎煤�高鉻、鎳合金元素的不銹鋼管焊條作填充材料，接頭中的合金元素含量高于母材中的合金元素含量，合金元素起到置換或者間隙強(qiáng)化的作用，在拉伸過程中使位錯(cuò)產(chǎn)生釘扎，阻礙了位錯(cuò)的運(yùn)動，從而使接頭具有較高的強(qiáng)度。并且采用多層多道焊，在一定程度上降低了接頭的殘余應(yīng)力，從而獲得了滿意的焊接接頭。

2．1．2顯微硬度測試

采用HXS－1000A型顯微硬度計(jì)沿焊縫金屬—熱影響區(qū)—母材測量接頭區(qū)域的顯微硬度分布，測量條件：負(fù)荷100g，加載時(shí)間20s。測量點(diǎn)之間的間隔約為50μm，每個(gè)點(diǎn)測量三次后求其平均值，測量結(jié)果如圖2所示。

由圖2a可知，接頭熱影響區(qū)和焊縫金屬區(qū)的顯微硬度要高于2205母材本身的顯微硬度，且在熱影響區(qū)的硬度值最高(268HV)。這是因?yàn)榻宇^組織中的奧氏體在焊接過程中轉(zhuǎn)變成為鐵素體，在冷卻結(jié)晶過程中重新在奧氏體邊界或內(nèi)部析出，且這一轉(zhuǎn)變速度非常快，因此接頭HAZ中鐵素體的含量一般都比較高。而鐵素體的硬度大于奧氏體，因此熱影響區(qū)的硬度較高。圖2b中304奧氏體不銹鋼管側(cè)熱影響區(qū)的硬度高于304母材本身的硬度，這是由于在熱影響區(qū)內(nèi)有一些條狀的晶粒生成，分布在奧氏體晶粒上，這些晶粒的形成增加了晶界的數(shù)量從而產(chǎn)生晶界強(qiáng)化，使得熱影響區(qū)的硬度高于304母材。

2．2微觀結(jié)構(gòu)分析

2．2．1金相組織觀察

2205雙相不銹鋼管與304奧氏體不銹鋼管焊接接頭由2205母材、2205焊接熱影響區(qū)、焊縫金屬、異種鋼熔合區(qū)、304熱影響區(qū)、304母材等部分組成。兩種母材的顯微組織如圖3所示。由圖3a可知，雙相不銹鋼管中奧氏體和鐵素體的體積分?jǐn)?shù)大約各占一半，顯微組織存在明顯的方向性，呈帶狀組織分布，在鐵素體基體上分布著長條狀的奧氏體。304不銹鋼管的組織為奧氏體組織，其中有很少量的鐵素體，如圖3b所示。

焊縫金屬區(qū)的顯微組織如圖4所示。由圖4可知，焊縫區(qū)組織為奧氏體＋鐵素體，其中的奧氏體相呈樹枝狀，奧氏體在鐵素體相的晶界或晶內(nèi)形成，形成很多碎枝晶分布在鐵素體基體上。雙相不銹鋼管的焊縫區(qū)與原始母材相比，組織中奧氏體相的體積分?jǐn)?shù)明顯增加，這是由于所加填充材料中的w(Ni)高于雙相不銹鋼管母材的w(Ni)，使焊縫區(qū)的奧氏體含量明顯增加，從而在焊接熔化和快速冷卻過程中形成了有別于母材本身形態(tài)的組織。焊縫金屬從熔化狀態(tài)冷卻至室溫時(shí)，與接頭HAZ在高溫時(shí)的轉(zhuǎn)變一樣，部分鐵素體會轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體，從而形成雙相組織。兩平衡相的數(shù)量和α／γ比值無論是對焊縫的抗裂紋能力，還是對焊縫的力學(xué)性能和耐腐蝕性能都有著重要影響[3]。理想的雙相不銹鋼管組織應(yīng)為鐵素體和奧氏體各占50％，實(shí)際上各種材料的相含量在30％～60％之間都屬于正常[4]。在本實(shí)驗(yàn)中采用網(wǎng)格法對焊縫組織中的γ相和α相含量進(jìn)行定量測定。測試結(jié)果表明，焊縫金屬中鐵素體含量約為44％，雙相比例符合要求，因此能夠使接頭保持較高的力學(xué)性能。

圖5a和圖5b分別為2205雙相不銹鋼管與焊縫界面、304奧氏體不銹鋼管與焊縫界面附近的組織形貌，從圖5中可看出，焊接熱影響區(qū)和熔合區(qū)的組織過渡情況。圖5a中左側(cè)為2205雙相不銹鋼管母材逐步過渡到右側(cè)的焊縫金屬區(qū)，可以看出，2205雙相不銹鋼管熱影響區(qū)中的奧氏體組織形態(tài)與母材中的奧氏體組織形態(tài)不同，呈條塊狀，也有一部分呈尖峰狀，呈現(xiàn)出明顯的區(qū)域性分布特點(diǎn)。這是由于熱影響區(qū)中的奧氏體組織形態(tài)與焊接冷卻過程中鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變有關(guān)，由于焊接時(shí)冷卻速度較快，奧氏體在原鐵素體晶界形核長大，形成晶界無定形的奧氏體組織[5－6]。圖5b左側(cè)為接頭焊縫金屬區(qū)逐步過渡到右側(cè)的304奧氏體不銹鋼管熱影響區(qū)，界面微觀組織結(jié)構(gòu)顯示，在靠近熱影響區(qū)附近出現(xiàn)長條狀的晶粒，這些晶粒呈明顯外延生長。根據(jù)文獻(xiàn)[7]，這些長條狀的晶粒是鐵素體，條狀的鐵素體在靠近熔合線附近生長，可能是因?yàn)樵跓嵫�環(huán)過程中δ鐵素體形成后由于快速冷卻使得更多的鐵素體保留下來，這與所測的熱影響區(qū)硬度值高于母材相吻合。

2．2．2拉伸試樣斷口掃描

接頭拉伸試樣斷口掃描電鏡照片如圖6所示。斷口形貌為典型的等軸狀韌窩斷口，韌窩的數(shù)量多且分布密集，韌窩尺寸較小，其斷裂機(jī)制為微孔聚集型斷裂。金屬多晶材料在連續(xù)增加載荷的情況下，材料內(nèi)部的夾雜物、析出物、晶界、亞晶界或其他塑性變形不連續(xù)的部位會發(fā)生位錯(cuò)堆積，造成應(yīng)力集中，從而在局部塑性變形區(qū)域?qū)е挛⒖仔纬伞ｋS著應(yīng)變的進(jìn)一步增加，微孔不斷連接、聚集、長大，最后材料發(fā)生縮頸和斷裂，結(jié)果在斷裂表面上出現(xiàn)了一些形狀、大小或深淺不同的韌窩。斷口掃描進(jìn)一步表明所獲得的接頭質(zhì)量良好，完全能夠滿足實(shí)際使用要求。

2．2．3接頭過渡層XRD相結(jié)構(gòu)分析

通常在焊接過程中，接頭局部區(qū)域經(jīng)歷了高溫焊接熱循環(huán)作用，因此，組織中除了含有鐵素體和奧氏體相外，還有可能含有M23C6、Cr2N以及類馬氏體等有害相。這些有害相硬而脆，若在焊縫中形成將會顯著降低接頭的塑性和韌性；此外，還可能導(dǎo)致接頭部位出現(xiàn)貧鉻區(qū)而降低接頭的耐腐蝕性能�；�于此，對接頭過渡層進(jìn)行了XRD分析，測試結(jié)果如圖7所示。從圖7中可知，接頭焊縫中主要含有α和γ兩種組成相，符合預(yù)期希望獲得雙相組織的設(shè)想，并未發(fā)現(xiàn)有M23C6、Cr2N和σ等有害相析出。因此可以判斷，焊縫組織符合要求，采用的焊接工藝切實(shí)可行。

3結(jié)論

(1)采用焊條電弧焊，E2209焊條作填充材料對2205雙相不銹鋼管和304奧氏體不銹鋼管進(jìn)行焊接，通過優(yōu)化焊接工藝，獲得了性能良好的異種金屬焊接接頭。

(2)對接頭進(jìn)行力學(xué)性能測試，拉伸試樣斷裂在強(qiáng)度相對較低的304母材側(cè)，2205雙相不銹鋼管側(cè)熱影響區(qū)的顯微硬度高于母材和焊縫的顯微硬度，304奧氏體不銹鋼管側(cè)熱影響區(qū)的硬度高于304母材。

(3)金相組織觀察表明，焊縫金屬的顯微組織呈樹枝狀，奧氏體分布在鐵素體基體上，對焊縫區(qū)鐵素體相含量的測定表明，奧氏體和鐵素體兩相比例符合要求。焊接接頭過渡區(qū)的XRD分析，接頭焊縫中主要含有α和γ兩種組成相，并未發(fā)現(xiàn)有M23C6、Cr2N和σ等有害相析出。