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铁素体/奥氏体超级双相不锈钢综合了铁素体不锈钢的高强度、耐应力腐蚀和奥氏体不锈钢良好的韧性和耐均匀腐蚀的优点[1-2]，已被广泛应用于石油化工、核电装备、脱盐等领域[3]. 焊接是双相不锈钢推广应用必不可少的加工制造环节之一. 焊条电弧焊、钨极氩弧焊和药芯焊丝电弧焊等低能量密度焊接方法是目前双相不锈钢主要采用的焊接技术，但其难以兼顾焊接质量、效率和成本[4-5]. 此外，焊接过程中双相不锈钢经历了复杂的热循环和冶金反应过程，热影响区易形成过量的铁素体、析出有害的二次相[3,6]，进而恶化其低温韧性和耐蚀性能.
冷金属过渡脉冲(cold metal transfer pulse, CMT-P)复合电弧焊技术将低热输入的冷金属过渡(cold metal transfer, CMT)与高能量脉冲相结合，兼具CMT熔滴过渡稳定、脉冲能量集中、熔深大的优点，拓宽了热输入的可控调节范围，为获得高效、低成本、高质量焊接成形件提供了可靠保证[7-8].
N作为奥氏体稳定化元素添加到双相不锈钢中能显著促进奥氏体形成并改善双相不锈钢的力学性能和耐蚀性能. 然而，焊接过程中焊缝和热影响区中N元素的烧损是不可避免的. 通常可通过两种途径补偿N元素烧损，一是在母材熔炼和焊丝制造过程中添加足量的N元素；二是在保护气中添加适量的N2，高温下N2会解离成N原子然后固溶至焊缝和热影响区. 其中，在Ar保护气中添加适量的N2是一种经济有效地补偿N损失的方法. 一些学者研究了钨极氩弧焊、药芯焊丝电弧焊等方法焊接过程中N2添加对双相不锈钢组织和性能的影响[9-11]，提出添加N2可以促进两相平衡，但并未采用CMT-P复合电弧焊探究保护气中N2添加对双相钢进行焊接，且并未详细阐明N2添加双相钢接头组织演变行为和低温韧性的影响规律. 因此，以UNS S32750超级双相不锈钢为研究对象，引入CMT-P复合电弧焊技术研究Ar保护气中添加N2对焊接接头各微区(热影响区、焊缝和母材)微观组织、硬度以及低温冲击韧性的影响规律，为双相不锈钢CMT-P复合电弧焊接头组织调控与性能优化提供科学依据和理论支撑.
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基材选用UNS S32750超级双相不锈钢，尺寸为150 mm × 80 mm × 8 mm(轧制方向 × 宽度方向 × 厚度方向)，填充材料为ϕ1 mm的ER2594实心焊丝，化学成分如表1所示.
表 1 UNS S32750母材和ER2594焊丝的化学成分 (质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of UNS S32750 base metal and ER2594 welding wire
材料 C N Cr Mn Ni Mo Fe UNS S32750 0.054 0.28 25.55 0.97 6.45 3.69 余量 ER2594 0.014 0.30 25.39 0.39 9.33 3.72 余量 采用CMT-P复合电弧焊技术沿着轧制方向进行打底 + 填充两道焊接，并且打底焊和填充焊的工艺参数完全相同，即送丝速度为8 m/min，焊接速度为5 mm/s，CMT/P比值为1/32，层间温度小于150 ℃，保护气体为纯Ar和Ar + 2%N2，气体流量均为15 L/min，60° V形坡口，间隙为1.5 mm，钝边为1 mm.
采用 Beraha 腐蚀液(1 g K2S2O5 + 30 mL HCl + 60 mL H2O)对镜面抛光的焊接接头截面试样进行化学腐蚀，使用Olympus GX71型光学显微镜对接头各微区的显微组织进行观察；采用Image-Pro图像分析软件测试铁素体/奥氏体相比例；分别通过Bruker D8 型X射线衍射仪(X-ray diffraction, XRD)和Tecnai G2 F30型透射电子显微镜(transmission electron microscope, TEM)对接头物相进行分析；利用JXA-8530F Plus型电子探针分析不同物相的化学成分；使用VD-432TS型维氏硬度计对热影响区、焊缝和母材的硬度进行测试，加载载荷为9.8 N，保载时间15 s；以JBS-300B型冲击试验机为平台，开展焊接接头不同区域的低温(−40 ℃)冲击韧性试验，使用Hitachi S-3000N型扫描电子显微镜对冲击断口形貌进行观察.
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纯Ar保护和Ar + 2%N2保护的接头宏观形貌如图1所示. 从焊缝正面和背面均可看出，两种气体保护下接头的成形质量良好，未见未焊透、焊瘤、塌陷等缺陷. 添加2%N2保护的焊接接头飞溅较少，平整笔直，鱼鳞纹细致紧密. 这是由于电弧周围的N2分子会使电弧得到稳定燃烧，且N2具有较好的传热能力，使电弧作用区域扩大，焊丝与母材有更好地熔合. 接头两侧颜色呈现淡黄色，分析认为在焊接过程中熔池温度较高，各合金元素发生烧损，使两侧轻微的变色.
图 1 两种保护气下焊接接头宏观形貌
Figure 1. Macroscopic appearance of the welded joints under two shielding gas. (a) pure Ar; (b) Ar + 2%N2
图2为母材(base metal, BM)和两种保护气下混合区微观组织. 图2a为母材微观组织. 灰色的奥氏体(A)呈带状均匀分布在铁素体(F)基体上. 图2b和2c分别为纯Ar和添加2%N2保护焊接接头混合区微观组织. 焊接时熔池处于非平衡的热力学状态，焊缝(weld metal，WM)和热影响区(heat affected zone，HAZ)组织与母材有较大区别. 当熔池温度低于铁素体固溶线温度时，铁素体逐渐向奥氏体转变. 根据奥氏体析出机制和形貌不同，析出的奥氏体包括：晶粒边界奥氏体(grain boundary austenite，GBA)、魏氏奥氏体(widmanstatten，WA)和晶粒内奥氏体(intragranular austenite，IGA). 奥氏体首先从铁素体晶粒边界形核和长大，形成晶粒边界奥氏体. 铁素体晶粒边界处能量较高，所以晶粒边界奥氏体首先形成且合金元素含量较多. 之后魏氏奥氏体沿着一定取向从铁素体晶粒边界向铁素体内生长，呈现粗针状或条片状. 最后晶粒内奥氏体以细小针状从铁素体内析出. 由于形成温度较低，合金元素扩散速度较慢，晶粒内奥氏体生长速度慢，因此相比其它类型奥氏体尺寸较小.
图 2 母材焊接和焊接接头混合区微观组织
Figure 2. Microstructure of the base metal and the mixed zone of the welded joints. (a) base metal; (b) pure Ar; (c) Ar + 2%N2
热影响区经历快速加热和急速冷却的复杂热循环，加热温度峰值甚至超过固相线温度，原子扩散速度较快，促使铁素体晶粒粗大. 快速冷却令热影响区铁素体向奥氏体转变不充分，导致奥氏体含量低. 此外，在高温时N原子在铁素体中的溶解度高，但随着温度的降低，溶解度迅速下降(低于0.05%)，导致热影响区容易析出硬脆的Cr2N. Cr2N析出对接头的低温韧性和耐局部腐蚀性能产生不利影响，使热影响区成为接头性能最薄弱的部位.
添加2%N2保护的焊缝区奥氏体快速生长. 晶粒内奥氏体由弥散状转为块状分布于铁素体内. 魏氏奥氏体迅速生长，形成密集的平行板条状. 这是由于在焊接过程中通过添加N2保护，既补充了N元素烧损，又提升了电弧中N元素活泼性. 增加了N原子向熔池过渡的驱动力，有充足的N原子扩散到奥氏体相中，出现大晶粒吞并小晶粒现象，促进了奥氏体的形成和生长.
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接头各区域奥氏体相含量统计结果如图3所示. 母材奥氏体含量为44.5%，焊缝区奥氏体含量高于热影响区，主要归因于热影响区冷却速率相对较快，奥氏体没有足够时间从铁素体中析出. 且采用纯Ar保护时，N元素烧损得不到补偿，导致奥氏体形成较少.
图 3 焊接接头不同区域奥氏体含量
Figure 3. Austenite content in different areas of welded joints
添加2%N2保护后焊缝区奥氏体含量由40.5%增加到42.6%，热影响区从36.4%上升至37.4%，均满足不锈钢中两相面积含量金相测定标准GB/T 13305—2008《不锈钢中α-相面积含量金相测定法》中双相钢对铁素体/奥氏体两相比的要求. 主要归因于：①Ni和N均为奥氏体稳定化元素，并且N元素促使奥氏体形成的能力是Ni元素的近20倍[12]. 保护气体中加入N2，焊接时部分N2解离为活性原子N，溶解于熔池中参与冶金反应. 此外，混合气体中N2的分压增大，熔池中溶解更多的N原子，进而促使更多的奥氏体形成；②N2的热导率为Ar的1.47倍[13-14]. Ar保护气中添加2%N2有利于提高电弧温度，进而增加熔池中液态金属活性和原子扩散能力，促使铁素体更易于转变为奥氏体.
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实际焊接过程中，σ，Cr2N等有害相析出，必然会恶化焊接接头的冲击韧性和腐蚀性能. 纯Ar和Ar + 2%N2保护焊缝、热影响区和母材的XRD衍射图谱如图4所示. 双相不锈钢CMT-P复合电弧焊接头各区域的微观组织主要由铁素体和奥氏体组成，且铁素体最强衍射峰(110)的强度显著高于奥氏体最强衍射峰(111)的强度，间接说明铁素体含量明显高于奥氏体含量，这与两相含量的金相统计结果一致. 此外，XRD图谱中未发现有害相析出，分析认为是由于其含量比较少且尺寸小，衍射峰强度较弱，XRD无法检出.
图 4 焊接接头的XRD图
Figure 4. XRD patterns of welded joints. (a) pure Ar; (b) Ar + 2%N2
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TEM分析结果表明，纯Ar和Ar + 2%N2保护下热影响区中铁素体晶粒内析出短棒状Cr2N，长度为200 nm左右，如图5所示. 主要归因于热影响区焊接过程中，冷却速度较快，奥氏体形成不足. N原子主要固溶于奥氏体内，而在铁素体中的固溶度极低且扩散速度较快. 因此，过量的铁素体、不足的奥氏体将促使铁素体内过饱和的自由N原子以Cr2N形式析出. 此外，由图6可知，铁素体中的位错数量明显高于奥氏体，间接表明面心立方结构的奥氏体具有良好的塑韧性，可以通过位错增殖和滑移协调变形，减小开裂倾向.
图 5 晶粒内Cr2N透射电子显微镜表征
Figure 5. Intragranular Cr2N characterization by TEM. (a) pure Ar; (b) Ar + 2%N2
图 6 热影响区铁素体与奥氏体透射电子显微镜形貌
Figure 6. Morphologies of ferrite and austenite in the heat affected zone by TEM
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图7为两种保护气下焊缝区Cr，Mo，Ni，N 4种主要元素的电子探针面扫描结果. 从图7可以看出，Cr和Mo元素主要富集在铁素体中，而Ni和N元素富集于奥氏体中. 在焊接过程中，由于快速加热和冷却，原子的扩散不充分导致铁素体和奥氏体内的化学元素分布不均匀，特别是对于原子半径较大的Ni. 耐点蚀指数PREN值常被用来评价不锈钢在氯化物环境下抵抗点蚀的能力，即
图 7 焊缝区元素面扫描分布
Figure 7. Distribution diagram of element surface scanning in the weld zone. (a) pure Ar; (b) Ar + 2%N2
$$P_{\mathrm{REN}}=w_{\mathrm{Cr}}+3.3 w_{\mathrm{Mo} }+16 w_{\mathrm{N}} $$ (1) 铁素体和不同类型奥氏体的化学成分如表2所示. 晶粒边界奥氏体最先沿铁素体晶粒边界析出，所以其合金元素含量较高. 与晶粒边界奥氏体相比，魏氏奥氏体中的Ni含量更低，而Mo和N含量更高. 晶粒内奥氏体形核和生长温度较低，其易在铁素体内富Ni和N元素且贫Cr和Mo元素的区域生长，由于晶粒内奥氏体元素分配不均匀导致其PREN值较低. 添加2%N2保护后，铁素体与奥氏体内的N元素含量明显增加，PREN值也随之升高. 此外，与纯Ar进行对比，Ar + 2%N2保护的铁素体与不同类型奥氏体的PREN差值减小，因此Ar + 2%N2保护CMT-P复合电弧焊接头的耐点蚀性能优于纯Ar保护. 保护气中添加N2能及时补充焊接高温作用下损耗的N元素，促使更多的N原子富集于奥氏体中，增加其耐点蚀性能和N的固溶强化效果，在保证焊缝具有良好耐腐蚀性能的同时兼具高的强度和韧性.
表 2 焊缝区铁素体和奥氏体化学成分和耐点蚀指数
Table 2. Chemical compositions of ferrite and austenite and pitting resistance eqivalent number in weld metal
保护气 相 元素含量w(%) 耐点蚀指数
PRENCr Ni Mo N 纯Ar F 26.63 7.50 3.59 0.015 38.72 GBA 25.97 8.45 3.32 0.355 42.61 IGA 25.38 8.59 3.01 0.340 40.75 WA 26.18 7.77 3.33 0.400 43.57 Ar + 2%N2 F 26.36 7.84 3.81 0.079 40.20 GBA 25.89 8.58 3.54 0.410 44.13 IGA 25.06 8.11 3.30 0.430 42.83 WA 25.80 7.73 3.50 0.440 44.39 -
纯Ar和Ar + 2%N2保护焊接头各区域的显微硬度如图8所示，焊缝和热影响区硬度普遍高于母材. 铁素体硬度高于奥氏体[15]，较快的冷却速率导致热影响区硬质铁素体较多，且合金元素分布不均匀. 此外，硬质相Cr2N的析出，使得热影响区硬度升高. 焊缝上部硬度低于焊缝下部，这是由于前层焊道对后层焊道有预热作用，后层焊道对前层焊道有减缓冷却作用. 预热和减缓冷却速度均有利于促进合金元素扩散以及两相成分均匀化，同时减小内应力，使平均硬度有所下降.
图 8 焊接接头的显微硬度
Figure 8. Microhardness of welded joints
添加2%N2保护接头各区域硬度略有降低. 添加N2保护补充了N元素烧损，使得铁素体相向奥氏体相转变增多. 铁素体含量减小，导致硬度略有降低. 需要特别注意的是，添加N2保护虽然显著增加了奥氏体中N原子的固溶量，使得N原子对奥氏体的固溶强化效果增强，促使硬度增加. 但其对硬度的提升效果低于铁素体含量减少对硬度的降低效果. 因此，与纯Ar保护相比，保护气中添加N2致使焊接接头各微区硬度略微降低.
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纯Ar和Ar + 2%N2保护气体下CMT-P复合电弧焊接头的低温冲击韧性如图9所示. 接头各微区冲击韧性从高到低依次为：焊缝上部、焊缝下部、母材和热影响区. 奥氏体为面心立方结构，铁素体为体心立方结构，前者韧性高于后者[16]. 热影响区具有较高铁素体含量且铁素体晶粒较为粗大，同时还析出硬脆Cr2N导致热影响区具有最低的韧性. 此外，与焊缝上部(填充焊道)相比，未经预热焊缝下部(打底焊道)冷却速度较快，韧性奥氏体的含量低于脆性铁素体，且析出了一定量的硬脆Cr2N，因此焊缝下部的低温韧性低于焊缝上部. 与纯Ar保护相比，添加2%N2保护后焊缝和热影响区冷却速度降低，促进了铁素体向奥氏体转变，且补偿了焊接过程中N元素烧损，促使韧性奥氏体含量的明显增多.
图 9 焊接接头低温冲击韧性
Figure 9. Low temperature impact toughness of welded joints
CMT-P复合电弧焊接头各区域的冲击韧性微观断口形貌如图10所示. 焊缝区主要是以韧窝断裂模式为主，韧窝特征来源于奥氏体相. 与焊缝下部相比，焊缝上部韧窝更大，深度更深，因此冲击韧性更高. 而热影响区铁素体相较多，表现出韧脆混合型断裂模式，断口呈现准解理面、解理台阶和撕裂棱等脆性断裂特征. 不同区域断口均存在球形夹杂，夹杂会减小接头的致密度，进一步降低接头韧性. 相比纯Ar保护接头，添加2%N2保护接头的韧窝尺寸更大、分布更加均匀，且脆性断裂特征较少，这与图2观察焊接接头的微观组织结果一致. 因此Ar + 2%N2保护CMT-P复合电弧焊接头具有更好的韧性.
图 10 接头各区域冲击断口形貌
Figure 10. Impact fracture morphology of each area of welded joints. (a) weld upper zone (pure Ar); (b) weld bottom zone (pure Ar); (c) heat affected zone (pure Ar); (d) weld upper zone (Ar + 2%N2); (e) weld bottom zone (Ar + 2%N2); (f) heat affected zone (Ar + 2%N2)
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(1)采用CMT-P复合电弧焊技术成功获得了成形质量良好的UNS S32750超级双相不锈钢焊接接头. 与纯Ar保护气相比，添加2%N2保护焊接过程中飞溅较少，焊缝平整笔直，鱼鳞纹更加细致紧密.
(2)与纯Ar气体保护CMT-P复合电弧焊相比，Ar保护气中添加2%N2增加了焊缝和热影响区中奥氏体的含量和N原子在铁素体和奥氏体内的固溶量，其耐点蚀指数也随之增加，但并没有完全抑制热影响区中Cr2N析出.
(3) CMT-P复合电弧焊接头热影响区的硬度显著高于焊缝和母材，主要原因是热影响区包含粗大的铁素体晶粒、过量的铁素体以及硬质Cr2N析出. 与纯Ar保护相比，Ar + 2%N2保护各区域硬度略有降低.
(4)热影响区的韧性显著低于焊缝和母材，主要由韧性奥氏体形成不足和硬脆Cr2N析出导致. 与纯Ar保护相比，Ar + 2%N2保护促使更多的韧性奥氏体形成，从而提高了接头各区域的韧性.
Influence of N2 protection on microstructure and properties of CMT-P composite arc welded joints
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摘要: 以UNS S32750超级双相不锈钢为研究对象，采用冷金属过渡脉冲(cold metal transfer pulse，CMT-P)复合电弧焊接技术，运用光学显微镜、扫描电子显微镜、透射电子显微镜、X射线衍射仪和电子探针组织表征手段以及显微硬度和低温冲击韧性性能测试方法，对比研究了纯Ar和Ar + 2%N2气体保护对焊接接头的微观组织、硬度和低温韧性的影响规律．结果表明，与纯Ar保护气相比，添加2%N2保护的焊接过程飞溅较少，焊缝平整笔直，鱼鳞纹更加细致紧密．此外，热影响区主要由过量的铁素体和少量的奥氏体组成，并伴随有害的Cr2N析出．因此，与CMT-P复合电弧焊接头的其它区域相比，热影响区的硬度较高和韧性较低．添加2%N2气体保护增加了焊缝和热影响区奥氏体含量和N原子在铁素体与奥氏体内的固溶量，从而提高了接头各区域的低温韧性．Abstract: Taking UNS S32750 super duplex stainless steel as research object, cold metal transfer pulse (CMT-P) composite arc welding technology was adopted. Using optical microscopy, scanning electron microscopy, transmission electron microscopy, X-ray diffraction, electron probe microstructure characterisation tools, microhardness, low temperature impact toughness properties test methods, this paper comparatively studied the influence mechanism of pure Ar and Ar + 2%N2 as shielding gas on the microstructure, micro-hardness and low temperature toughness of welded joint. The result showed that compared with pure Ar in shielding gas, the welding process with 2%N2 protection has less spatter, the weld metal is flat, straight and the fish scale pattern is more detailed and tight. In addition, the heat affected zone (HAZ) is mainly composed of excess ferrite and a small amount of austenite, accompanied by some harmful precipitation of Cr2N. Therefore, compared with other areas of CMT-P composite arc welded joints, HAZ is with higher microhardness and lower toughness. The addition of 2%N2 increases the austenite content in the weld metal and HAZ, the solid solution amount of N atoms in the ferrite and austenite, thereby improves the low-temperature toughness of the welded joints.
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Key words:
- cold metal transfer /
- super duplex stainless steel /
- microstructure /
- microhardness /
- impact toughness
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图 1 两种保护气下焊接接头宏观形貌
Figure 1. Macroscopic appearance of the welded joints under two shielding gas. (a) pure Ar; (b) Ar + 2%N2
图 2 母材焊接和焊接接头混合区微观组织
Figure 2. Microstructure of the base metal and the mixed zone of the welded joints. (a) base metal; (b) pure Ar; (c) Ar + 2%N2
图 5 晶粒内Cr2N透射电子显微镜表征
Figure 5. Intragranular Cr2N characterization by TEM. (a) pure Ar; (b) Ar + 2%N2
图 6 热影响区铁素体与奥氏体透射电子显微镜形貌
Figure 6. Morphologies of ferrite and austenite in the heat affected zone by TEM
图 7 焊缝区元素面扫描分布
Figure 7. Distribution diagram of element surface scanning in the weld zone. (a) pure Ar; (b) Ar + 2%N2
图 10 接头各区域冲击断口形貌
Figure 10. Impact fracture morphology of each area of welded joints. (a) weld upper zone (pure Ar); (b) weld bottom zone (pure Ar); (c) heat affected zone (pure Ar); (d) weld upper zone (Ar + 2%N2); (e) weld bottom zone (Ar + 2%N2); (f) heat affected zone (Ar + 2%N2)
表 1 UNS S32750母材和ER2594焊丝的化学成分 (质量分数，%)
Table 1. Chemical compositions of UNS S32750 base metal and ER2594 welding wire
材料 C N Cr Mn Ni Mo Fe UNS S32750 0.054 0.28 25.55 0.97 6.45 3.69 余量 ER2594 0.014 0.30 25.39 0.39 9.33 3.72 余量 
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表 2 焊缝区铁素体和奥氏体化学成分和耐点蚀指数
Table 2. Chemical compositions of ferrite and austenite and pitting resistance eqivalent number in weld metal
保护气 相 元素含量w(%) 耐点蚀指数
PRENCr Ni Mo N 纯Ar F 26.63 7.50 3.59 0.015 38.72 GBA 25.97 8.45 3.32 0.355 42.61 IGA 25.38 8.59 3.01 0.340 40.75 WA 26.18 7.77 3.33 0.400 43.57 Ar + 2%N2 F 26.36 7.84 3.81 0.079 40.20 GBA 25.89 8.58 3.54 0.410 44.13 IGA 25.06 8.11 3.30 0.430 42.83 WA 25.80 7.73 3.50 0.440 44.39
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