安小東，王 新，孫永濤，谷孝滿，劉 潔

（1.唐山松下產(chǎn)業(yè)機(jī)器有限公司，河北唐山063000；2.太原科技大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，山西 太原 030024）

0 前言

SAF2507超級雙相不銹鋼由體積分?jǐn)?shù)接近于1∶1的鐵素體和奧氏體組成，該鋼具備優(yōu)良的機(jī)械性能及耐氯化物腐蝕性，目前已在很多可能發(fā)生應(yīng)力腐蝕裂紋和點(diǎn)蝕的應(yīng)用環(huán)境中代替了奧氏體不銹鋼[1-5]。然而，在實(shí)際焊接時(shí)，不同的焊接工藝參數(shù)對焊接接頭的整體性能和服役壽命有極其重要的影響[6-11]。而整個(gè)焊接接頭中最薄弱的區(qū)域通常集中在焊接熱影響區(qū)，該區(qū)域非常狹小，用常規(guī)的試驗(yàn)方法和技術(shù)手段很難對其進(jìn)行準(zhǔn)確的試驗(yàn)評價(jià)，而采用GLEEBLE3800試驗(yàn)機(jī)卻可以將熱影響區(qū)域進(jìn)行放大，為專門研究該區(qū)域的組織性能提供了一種新的技術(shù)手段。目前對于超級雙相不銹鋼SAF2507熱影響區(qū)性能的研究相對較少，故采用GLEEBLE3800試驗(yàn)機(jī)模擬了焊接熱循環(huán)過程，探索冷卻速度t12/8對SAF2507鋼模擬焊接熱影響區(qū)的影響規(guī)律，以期為實(shí)際焊接生產(chǎn)提供理論指導(dǎo)。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

本次實(shí)驗(yàn)的主要設(shè)備為GLEEBLE3800熱力模擬機(jī)，試驗(yàn)材料為熱軋態(tài)SAF2507鋼，其主要成分如表1所示。為了更加切近實(shí)際情況，試驗(yàn)采用了Rykalin-2D熱循環(huán)曲線[12]。對于SAF2507超級雙相不銹鋼而言，1 200～800℃（t12/8）是高溫鐵素體轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體的溫度范圍，同時(shí)也是奧氏體最不穩(wěn)定的溫度范圍，因此焊后t12/8冷卻時(shí)間的長短將影響SAF2507鋼的最終相變產(chǎn)物和組織形態(tài)，進(jìn)而影響焊縫的力學(xué)性能。因此用焊后冷卻時(shí)間t12/8作為參數(shù)來研究其焊接性更加合理、準(zhǔn)確[13]。本實(shí)驗(yàn)采用單一變量法研究了焊后冷卻時(shí)間t12/8對HAZ組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律，具體參數(shù)如表2所示。

表1 SAF2507的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of SAF2507 %

表2 焊接熱模擬參數(shù)Table 2 Welding thermal simulation parameter

用氯化鐵鹽酸水溶液腐蝕試樣，然后采用超景深光學(xué)顯微鏡KEYENCE VHX-2000觀察試樣的微觀組織；按照《ASTM E562用系統(tǒng)人工點(diǎn)計(jì)數(shù)法測定體積分?jǐn)?shù)的試驗(yàn)方法》[14]測定兩相比例；采用NovaNanoSEM430掃描電子顯微鏡（SEM）及能譜儀（EDS）鑒別金屬間析出相及其成分分布；最后按照GB/T 4340 2-1999金屬維氏硬度試驗(yàn)方法測量硬度，每個(gè)試樣選擇10個(gè)位置進(jìn)行測量，取平均值作為最終結(jié)果。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 冷卻時(shí)間t12/8對HAZ組織轉(zhuǎn)變的影響

SAF2507鋼母材的顯微組織如圖1所示。由圖1可知，母材由鐵素體和奧氏體組成，呈條帶狀的白色奧氏體被灰色鐵素體基體組織所包圍，基體中也有一些彌散分布的細(xì)碎條狀?yuàn)W氏體，鐵素體和奧氏體體積分?jǐn)?shù)大體相當(dāng)。

圖1 SAF2507母材的光學(xué)顯微組織Fig.1 Optical microstructure of base material

4種不同t12/8冷卻時(shí)間參數(shù)（分別為3s、14s、34 s和69 s）下試樣組織形貌如圖2所示。當(dāng)冷卻時(shí)間較短時(shí)（t12/8=3 s，見圖2a），試件高溫停留時(shí)間短，只有少量奧氏體γ轉(zhuǎn)變?yōu)楦邷罔F素體δ；而在隨后的冷卻過程中，冷卻速度很快，許多高溫鐵素體δ來不及向奧氏體γ轉(zhuǎn)變就會(huì)保留至室溫，形成鐵素體組織α，從而能夠保持著母材條帶狀的形貌，使基體的鐵素體含量稍有增加。隨著冷卻時(shí)間的延長（t12/8=14 s，見圖2b），試件在高溫階段的停留時(shí)間延長，奧氏體γ幾乎全部轉(zhuǎn)變成高溫鐵素體δ。冷卻時(shí)，組織基本保持為全高溫鐵素體δ組織，在全鐵素體δ組織中晶粒長大的程度與在鐵素體固溶線以上停留的時(shí)間成正比；而當(dāng)試件冷卻到鐵素體δ固溶線以下溫度時(shí)，奧氏體γ將形核、長大，析出物也將再生成，冷速越慢，生成的奧氏體組織越多，晶粒也越粗大，同時(shí)析出物生成的概率也越大。故當(dāng)冷卻時(shí)間t12/8=14 s時(shí)，可觀察到鐵素體α晶粒內(nèi)和晶粒邊界開始析出二次奧氏體γ2，同時(shí)，在鐵素體α晶界處還觀察到魏氏體狀?yuàn)W氏體（WA）的產(chǎn)生，并由鐵素體α晶界處向鐵素體α內(nèi)部生長；冷卻時(shí)間繼續(xù)增大（t12/8=34 s，見圖 2c），二次奧氏體 γ2和魏氏體狀?yuàn)W氏體（WA）進(jìn)一步增多，并長大形成羽毛狀或條塊狀結(jié)構(gòu)。當(dāng)t12/8增大到69 s時(shí)（見圖2d），合金元素?fù)碛谐浞值臅r(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散，使奧氏體含量逐漸增加，晶粒尺寸不斷增大，二次奧氏體γ2和魏氏體狀?yuàn)W氏體（WA）最終交集在一起形成網(wǎng)狀結(jié)構(gòu)。由此可見，冷卻時(shí)間t12/8對HAZ的相比例和組織形貌有著極其重要的影響。因此在實(shí)際焊接中，應(yīng)嚴(yán)格控制冷卻速度，避免組織在高溫階段停留時(shí)間過長，減少有害相粗大魏氏體狀?yuàn)W氏體（WA）的產(chǎn)生。

圖2 模擬熱影響區(qū)在不同t12/8下的顯微組織Fig.2 Optical microstructure of base material of the HAZ after different t12/8

雙相不銹鋼中鐵素體α和奧氏體γ兩相比例及其組織形態(tài)對力學(xué)性能有著極其重要的影響，因此研究SAF2507焊縫組織中的雙相比例十分必要。SAF2507鋼熱影響區(qū)中奧氏體相含量隨t12/8冷卻時(shí)間的變化走勢如圖3所示?？梢钥闯?，隨著冷卻時(shí)間t12/8的增加，奧氏體γ含量不斷增加，鐵素體α含量下降。由于奧氏體的形核及長大受奧氏體形成元素的影響，因此間隙元素（如N）的擴(kuò)散亦會(huì)影響到奧氏體組織的形成[15]。冷卻時(shí)間（t12/8=3 s）較小時(shí)，由于高溫停留時(shí)間較短，高溫鐵素體δ向奧氏體γ轉(zhuǎn)變的時(shí)間較短，導(dǎo)致快速冷卻時(shí)奧氏體形成元素（如N）的擴(kuò)散受到抑制，從而影響到δ→γ轉(zhuǎn)變，導(dǎo)致奧氏體含量減少（約為43%）；當(dāng)冷卻時(shí)間t12/8增加至34s時(shí)，間隙元素?fù)碛凶銐虻臅r(shí)間進(jìn)行擴(kuò)散，促進(jìn)了奧氏體的形核與長大，使得奧氏體含量增多，使兩相比例接近于1∶1；繼續(xù)增加t12/8至69 s時(shí)，奧氏體含量達(dá)到55.6%。

圖3 不同t12/8冷卻時(shí)間下的奧氏體含量變化Fig.3 Austenite content of SAF2507 after different t12/8

2.2 冷卻時(shí)間t12/8對HAZ析出相的影響

JMatPro是一套基于材料類型的、功能強(qiáng)大的金屬材料相圖計(jì)算與材料性能模擬軟件，可以用來計(jì)算金屬材料多相平衡與多種性能。目前，已被廣泛應(yīng)用于對金屬材料性能的模擬和預(yù)測，利用JMatPro 7.0計(jì)算的實(shí)驗(yàn)用SAF2507超級雙相不銹鋼的CCT曲線如圖4所示，由圖4可知，當(dāng)冷卻速度大于或等于10℃/s（即t12/8為40 s）時(shí)，不會(huì)有任何金屬間相析出，可以預(yù)測本實(shí)驗(yàn)t12/8為3 s、14 s和34 s時(shí)，不會(huì)有金屬間相析出；而當(dāng)冷卻速度介于1～10℃/s之間（即t12/8為40～400 s）時(shí)，可能會(huì)有χ相、σ相、LAVES相或碳（氮）化物之中的一種或幾種析出物存在，而t12/8為69s時(shí)，有析出相產(chǎn)生，經(jīng)計(jì)算為χ相。

進(jìn)一步對SAF2507鋼模擬試樣進(jìn)行SEM觀察和EDS成分鑒定，冷卻時(shí)間t12/8分別為3 s、14 s、34 s和69 s時(shí)熱模擬試樣的SEM圖和析出相EDS圖如圖5所示。由圖5可知，冷卻時(shí)間t12/8較小（3 s、14 s和34 s）時(shí)，并未發(fā)現(xiàn)金屬間化合物的析出。而t12/8為69 s時(shí)的SEM如圖5d所示，可以發(fā)現(xiàn)在鐵素體和奧氏體相界處有顆粒狀的析出物形成，通過能譜儀進(jìn)行成分鑒定，確定析出相為富含F(xiàn)e、Cr、Mo元素的χ相，該試驗(yàn)研究結(jié)果與JMatPro 7.0材料性能模擬軟件計(jì)算結(jié)果相吻合，說明JMatPro 7.0軟件計(jì)算結(jié)果可靠，可以為實(shí)驗(yàn)提供一定的指導(dǎo)作用，因此，實(shí)際焊接中的冷卻速度為10℃/s時(shí)最合適，此時(shí)雙相比例接近于1∶1，二次奧氏體γ2和魏氏體狀?yuàn)W氏體（WA）也較少，且沒有金屬間相析出。

圖4 SAF2507超級雙相不銹鋼CCT曲線Fig.4 CCT curve of SAF2507 SDSS

圖5 熱影響區(qū)的SEM形貌Fig.5 SEM image of the HAZ

2.3 t12/8對HAZ硬度的影響

模擬焊接熱影響區(qū)中維氏硬度與不同t12/8冷卻時(shí)間的變化關(guān)系曲線如圖6所示?？梢钥闯?，隨著t12/8冷卻時(shí)間的延長，組織硬度逐漸下降，但下降趨勢逐漸變緩。這是因?yàn)閠12/8冷卻時(shí)間越長，冷卻速率越低，從而為高溫鐵素體δ向奧氏體γ的轉(zhuǎn)變提供了足夠的時(shí)間，使得熱影響區(qū)中殘留的鐵素體相比例減少，而鐵素體相的硬度比奧氏體相的大，因此熱影響區(qū)中的顯微硬度會(huì)隨著t12/8冷卻時(shí)間的增加呈逐漸下降趨勢；與此同時(shí)，隨著高溫停留時(shí)間的延長，鐵素體相亦會(huì)不斷長大、變粗，并且隨著二次奧氏體γ2和魏氏體狀?yuàn)W氏體（WA）的析出長大，兩相逐漸呈交錯(cuò)分布，由于方向各異，使得晶界增多，位錯(cuò)增加，晶格排列發(fā)生紊亂，起到了位錯(cuò)強(qiáng)化的作用，從而在一定程度上緩解了硬度下降的趨勢；當(dāng)冷卻時(shí)間t12/8增大至69 s時(shí)，有少量金屬間相χ析出，進(jìn)一步較少了硬度下降的趨勢。由此可見，冷卻時(shí)間t12/8較小時(shí)，模擬焊接熱影響區(qū)中雙相比例對硬度的大小有著決定性作用。

圖6 顯微硬度與不同t12/8的關(guān)系曲線Fig.6 Curve of microhardness and the different t12/8

綜上所述，冷卻時(shí)間t12/8對HAZ的組織形貌和力學(xué)性能有極其重要的影響，隨著冷卻時(shí)間t12/8的延長，奧氏體含量逐漸增多，硬度降低，奧氏體相也由原來的長條狀轉(zhuǎn)變?yōu)榫W(wǎng)狀結(jié)構(gòu)，當(dāng)冷卻時(shí)間t12/8增大至69 s時(shí)，有少量χ相析出。

3 結(jié)論

（1）t12/8冷卻時(shí)間的延長促進(jìn)高溫鐵素體δ向奧氏體γ轉(zhuǎn)變，二次奧氏體γ2和魏氏體狀?yuàn)W氏體從高溫鐵素體δ的晶內(nèi)和晶界處析出，使得奧氏體γ含量從t12/8=3s時(shí)的43.15%增加到t12/8=69s時(shí)的55.76%。

（2）當(dāng)t12/8冷卻時(shí)間為69s時(shí)，在模擬熱影響區(qū)在α/γ相界和α/α晶界處發(fā)現(xiàn)有χ相析出，這也與JMatPro7.0熱力學(xué)軟件計(jì)算結(jié)果相一致。

（3）隨著t12/8冷卻時(shí)間的增加，模擬熱影響區(qū)的顯微硬度呈下降趨勢，且t12/8冷卻時(shí)間越大，下降趨勢越平緩。

（4）SAF2507鋼最佳冷卻速度為10℃/s，所以在實(shí)際焊接中應(yīng)嚴(yán)格控制熱輸入，使冷卻速度不會(huì)過小，以保持熱影響區(qū)較好的力學(xué)性能。