UNS S32760超级双相不锈钢的等离子拼焊时氮和镍对微观结构和机械性能的影响

1、UNS S32760超级双相不锈钢的等离子拼焊时氮和镍对微观结构和机械性能的影响K.Migiakis.G.D.Papadimitriou收稿日期：2009.3.3/通过日期：2009.9.9/发表日期：2009.9.23版权：斯普伦格科学和商业媒体.LLC 2009理论 超级双相不锈钢之所以能应用于优质焊接接头的机械力学性能和防腐蚀方面，主要是因为它具有严格的结构约束力和铁素体-奥氏体相平衡。由于焊接过程中的过快的冷却速度，熔合区和热影响区的这种平衡无论如何都会被打乱，导致焊件失去了良好的防腐性能和力学性能。目前正在研究氮加入到等离子工作气体中和增加填充材料中的镍含量对于用等离子弧焊接的超级双

2、相不锈钢的微观结构和机械力学性能的影响。实验结果表明氮加入到等离子工作气体中会对焊件的机械力学性能产生影响。结果同时还表明将氮加入到等离子工作气体中以及提高填充金属中镍的含量都会对焊接试样的延伸率产生一种积极地影响，对于拉伸强度来说改善焊接参数后会获得很好的效果。引言 双相不锈钢是一种由相互平衡的铁素体和奥氏体所组成的合金。在50250广泛温度区间内，这种不锈钢具有良好的抗腐蚀性能，高的屈服强度和良好的韧性。这种所谓的超级双相不锈钢的成分含有更多的铬、镍、钼和氮，最典型的是它的耐点蚀数超过了40。【1,2】由于这些高合金成分，超级双相不锈钢显示出了比普通合金更高的强度。双相不锈钢展示出了良好的

3、可焊性，但是由于熔合区和热影响区的铁素体相含量增加，导致这些合金的抗腐蚀能力下降，这种合金在焊接的时候任然还会存在一些问题。这些铁素体相是由高温和过快的热循环冷却速度共同导致的结果【36】。因此，确保这种双相微观结构在焊接区域的连续性是很必要的，这通常是通过控制冷却速度和增加热输入量来获得的。然而，高的热输入会促进金属间有害相的析出，比如，相通常就会在不锈钢的熔合区析出，金属碳化物、金属氮化物或者一些其他的相通常也会在不锈钢的热影响区析出【7,8】。这种现象会出现在超级双相不锈钢这类含有铬、钼和氮的高合金钢，以及有些含有铜和钨的高合金钢中【912】。为了获得所需的相平衡，有时会加入一些稳定相，

4、比如在填充金属中加入镍和在保护气体中加入氮【1315】。通过在保护气体当中加入氮所产生的对超级双相不锈钢的耐蚀性能和机械力学性能的影响，已经在TIG和MIG焊接技术的应用上得到了验证【1622】。目前的工作重点主要集中在运用等离子弧焊接（PTA）金属时，将氮加入到等离子工作气体中的情况。等离子弧焊在提高生产效率，增大熔深，减小热畸变和能量集中等方面较传统的TIG焊具有十分显著的优越性【2325】。在目前的实验中，当用等离子弧焊接两种不同填充金属（含镍量高和含镍量低）时，氮的加入对超级双相不锈钢的微观组织结构和机械力学性能的影响得到了研究。实验过程 本研究所使用的材料是由维尔材料铸造厂提供的6厚

5、的UNS 32760 超级双相不锈钢板（UNS 泽龙100）。两种不同类型的填充金属会被用到。其中（HNi）是一种含镍量很高的填充金属，另外一种（BM）具有和母材完全相同的成分。母材和填充金属的组成成分见表。单面对接焊接头研究试样制备好，如图。这些焊接试样是用一台PW-200 Sabre等离子弧控制器，一个PWA3A等离子焊炬和一个KEMPI 2000电源制备的。所用的焊接接头在焊接的过程中都使用了衬垫衬于背面的根部以保护根部接头。四种不同类型的混合气体被用来作为等离子气体和保护气体。混合气体的类型是纯氩气、98氩气氮气、95氩气氮气和90氩气10氮气。具有和等离子工作气体相同混合度的混合气体

6、，以10升分钟的气体流速被用来作为背面保护气体。焊接条件见表。根据焊接工艺要求，需要用三道焊缝来填满坡口。用接触热电偶所测得的层间温度要求小于150。根据泽龙100DSS的工艺要求，热输入量调整为打底焊道KJ/mm，第二层冷焊道0.8KJ/mm，第三层焊道KJ/mm【26,27】。表1. 母材和填充金属的合金成分百分数（%wt）母材金属填充金（HNi）填充金（BMF）C0.020.015基体金属Si0.370.31/P0.0010.006/S0.0020.02/Mn0.660.7/Ni6.99.23/Cr25.225.15/Mo3.73.16/Cu0.620.58/W0.630.62/N0.2

7、40.22/Fe基体金属基体金属/ 表2.等离子弧焊参数等离子弧焊各项参数焊接电流（A）80焊接速度V（mm/s）2热输入(KJ/mm)1等离子气流量（L/min）0.3保护气流量（L/min）7等离子弧长（mm）2 气体混合度 （等离子气体和保护气体）纯Ar98%Ar2%N95%Ar5%N90%Ar10%N顶圆直径（mm）2.06电极直径（W-2%Ce2O)(mm)2.56焊丝直径（mm）1.5表3.根据ASTM E975-95测定的奥氏体与铁素体的比率峰值峰值（111）（200）（220）（110）（200）（211）R值85.00388.04518.558125.65937.50661.

8、204图1.焊接坡口形状按照以上焊接要求制备了三组试样，一组用来制备金相试样；一组用来做硬度测试，还有一组用来做拉伸测试。这些试样要经过抛光处理和用20%氢氧化钾溶液做3V电位的电解侵蚀处理。金相试样要用光学显微镜、扫描电镜（SEM）和电子探针（EDS）进行分析。运用质量光谱检测焊缝中的氮含量。铁素体和奥氏体所占的百分数要按照ASTM规定的E56295【28】通过人工计数和抽象分析软件来测量。X涉嫌衍射（XRD）通过对金相组织结构的测量被用来表征和确认铁素体和奥氏体的体积分数。通过利用Cu-Ka射线来获得射线衍射图谱，测量奥氏体（111），（200，（220）晶面对应的峰值积分强度和铁素体（1

9、00），（200），（211）晶面对应的峰值积分强度。然后，奥氏体和铁素体的比值就可以按照ASTME97595标准计算出来【29】。通过借助国际射线衍射晶体结构数据表【30】可以计算出用Cu-Ka射线测得的UNSS32760钢的结构组织R值，结果见表3。维氏硬度可以通过ShimatzuHMV2000设备将500g的负载施加在一个垂直于焊接方向的十字形焊缝截面上保持15秒钟的方法测得。根据ASTM E8M【31】的标准制备好拉伸试样，在室温下用一台英斯特朗4482试验机进行试样拉伸测试。通过扫描电镜对拉伸试样的断裂面进行研究。实验结果分析 金相检查经过计算，事实上UNS 32760微观组织中奥氏

10、体的含量与铁素体的含量相等，如图2没有发现其他的相。经过焊接后，熔合区的这种平衡就会被打乱。表4列出了母材金属中以及用BM和含镍量高的填充金属不同混合气体（纯氩，98%氩气2%氮气，95%氩气5%氮气和90氩气10氮气）的焊接试样中的奥氏体和铁素体的对应体积分数。这个表中也列出了母材金属和焊缝熔合区金属中氮的含量。图2.UNS 32760超级双相不锈钢显微组织的三维示意图表4.填充金属和保护气体不同组合所得焊件熔合区中奥氏体的体积分（V%）数和氮含量（wt%）/母材金属纯Ar98%Ar2%N95%Ar5%N90%Ar10%N区域/熔合区熔合区熔合区熔合区填充金属/BMF /HNiBMF/ HN

11、iBMF /HNiBMF /HNi含量（V%）52.237.8/45.150.2/75.372.7/83.079.2/88.9氮含量（wt%）0.2430.217/0.2120.297/0.3140.412/0.4180.482/0.478表4还证明了大部分的氮是通过含有氮气的混合气体进入到熔合区当中的，以及焊缝金属中的氮含量是随着等离子工作气体中的氮含量而增加的。这种增加原则上是可以预测的，因为在平衡条件下，熔融金属中氮的溶解度是和它气相部分压力的平方成正比【32】。但是，有些专家指出焊缝金属的氮吸收量超过了用西佛茨（Sieverts）定律预测的氮平衡溶解度【3335】。这是由于等离子弧气体

12、中有单原子氮的存在。事实上，压缩等离子弧的高温有助于氮气分子分解成为单原子氮。考虑到由N2N【36】时自由能的改变（ GTO = 8659615659 T）是基于埃利奥特和格莱泽汇编的热力学数据的【37】，氮气分子分解成为单原子氮时温度超过了5530K。当用GMAW（气体保护焊）时，等离子弧和金属熔池界面的温度处在700010000K的范围甚至会更高【38】。根据赫兹曼等人的研究【16】，纯氮的分解大概在4000K时开始，完全分解时的温度超过了10000K。这意味着，氮气在火焰中几乎是很难分解的，而当温度处在气体保护下的等离子弧柱区时氮气才能完全分解。魏东等人【39】通过使用单原子氮的特殊单色

13、光谱图像实验性地演示出了在 CO2激光焊时单原子氮由分子态氮分解而成的过程。根据德布鲁瓦等人的研究【36】，处于单原子气体环境下铁水中氮的平衡浓度比处于相应的双原子气体环境下时要高得多。由于N（g）N【36】的反应中自由能的改变（GTO = -8573621405 T），根据埃利奥特和格莱泽汇编的热力学数据（1960），在温度低于4005K时单原子氮会溶解到铁中，当温度低于2000K时氮的溶解度将会急剧增加。尽管，等离子弧气体的温度超过了几千开尔文，熔体的温度还是非常的低。按照N（g）N的反应，考虑到铁合金的因素，熔体的温度始终保持在低于2000K时就允许氮原子的溶解。事实证明【34,40】，

14、镍铬铁合金在氩氮气氛中的钨极氩弧熔炼过程中所测得的温度始终保持低于1950K。表格4表明，不管本次实验用了哪种填充金属（BM或HNi），焊缝金属中的氮含量主要取决于（等离子弧）工作气体的组成。这和Kuwana等人（发现在使用GTAW焊接铁镍合金的时候，母材中的镍含量不会严重影响焊缝金属中氮的含量）的研究结果一致。事实上，增加镍的含量只会使焊缝金属中氮的含量下降很少。在本研究中，当使用氩气保护进行焊接时，可以发现熔合区中的氮含量相对于母材金属来说会有所减少（见表4）。氮的损失主要是由于焊缝熔池中氮气的压力和工作气体中的氮气压力不同导致的。氮损失的多少主要取决于焊接参数和钢中的氮含量【41】。鉴于

15、这种情况，当使用BM这种类型的填充金属的时候，这种两相之间的平衡就会被打乱，也会导致占主导地位的铁素体的微观组织中会含有37.8%的奥氏体。如图3a所示。这不仅仅是由于氮（一种碳稳定物）的损失，而且还和非常高的焊接冷却速度以及填充金属的组成中含有少量的碳稳定物有关。图3.不同参数组合（等离子气体、保护气体:a Ar,b98%Ar2%N,c 95%Ar5%N,d 90%Ar10%N）用BMF作填充材料时熔合区显微组织通过用BM作填充金属和在工作气体中加入氮而焊接的焊件金相试样的微观组织如图3中的bd所示。很清晰的可以看到，增加工作气体中的氮含量会导致微观组织中奥氏体含量的增加。表4和图4也可以反

16、应这一结果。使用含2%N的等离子工作气体时，奥氏体和铁素体就会达到含量各占50%的平衡。当混合气体的组成为95%氩气5%氮气，奥氏体的含量为72.7%；为90%氩气10%氮气，奥氏体的含量为79.2%。这里所得的结果和用MIG焊【17,19】以及焊所得的结果差不多【21】。氮气分子在等离子弧高温下的分解似乎比在焊缝金属中的分解更强一些。因此，混合气体中仅仅只有2%的氮气足够用来保持/相的平衡。图4.用BMF和HNi作填充金属，不同混合保护气体时奥氏体中的氮含量和镍含量图当在和上面相同的等离子混合气体中使用富镍填充金属（HNi）时，熔合区中奥氏体含量的增加会更加明显。图5中显示出熔合区相应的微观

17、组织，表4也显示出一些结果。在这种情况下，使用纯氩气作（保护气体）焊接时熔合区中奥氏体含量为45.1，98氩气2氮气时奥氏体含量为75.3，95氩气5氮气时奥氏体含量为83，90氩气10氩气时奥氏体含量为88.9。图5.不同参数组合（等离子气体、保护气体:a Ar,b98%Ar2%N,c 95%Ar5%N,d 90%Ar10%N）用HNi作填充材料时熔合区显微组织 用焊接金相试样的X射线衍射可以确认定量分析所获得的结果。例如，母材金属的X射线波普以及用BMF作为填充金属和用不同气体混合所成的工作气体而焊接的焊接试样的X射线波普，如图6所示。这种分析表明了在混合气体组成中氮气含量变得越来越多的时

18、侯奥氏体的存在。从某种意义上说，试样中铁素体的含量也可以用WRC-1992铁氧体数量（FN）表和舍弗勒-德隆（ShaefflerDelong）相图来估计【42,43】。表5显示了采用上面所提到的所有方法而获得的结果。图6.不同混合保护气体时BMF作焊丝母材和焊缝的XRD图谱 从此表可以看出，不管是用定量分析还是用X射线衍射所获得的铁素体的含量都差不多。通过计算所给出的铁氧体的数量【42】显示出铁素体的含量十分的高。然而，根据帕兰尼（Palani）等人的结论，假如给铁氧体的数量（FN）添加一个修正项，那么铁素体的含量就和用定量分析法所获得结果相接近。最后，根据舍弗勒德隆相图所得的结果（铁素体的含

19、量为25%或者更低除外）大体上和用定量分析法所得的结果不一致。事实上，舍弗勒德隆相图只是作为一种征对一般奥氏体不锈钢和其他不锈钢的预测工具而绘制的，对于双相微观组织的预测却不怎么准确。另一方面，WRC-1992图却可以很好的预测双相微观组织结构【3】。根据以上结果可以得出结论，在UNS 32760超级双相不锈钢的焊接时增加等离子弧工作气体中的氮气含量，可以促进向的转变也会导致奥氏体含量的增加。熔合区中奥氏体体积分数的增加，不仅仅是由于镍和氮作为稳定相的影响原因，而且还与在固溶线处氮可以促进铁素体以的方式从更高的温度开始向奥氏体的转变有关【45】。此外，含氮气体比纯氩有更高的电离能会导致人输入的

20、增加，这有助于获得更低的冷却速度【46】。因此，向的转变进行的更早，尽管较高的冷却速度会在焊接的过程中占主导地位，但大多时候这种转变会接近平衡值。表5.用定量分析法和XRD测得的铁素体的含量%（填充金属）纯Ar98%Ar2%N95%Ar5%N90%Ar10%NBMF /HNiBMF/ HNiBMF /HNiBMF /HNi定量分析法62.2%/54.9%49.8%/24.7%27.3%/17%20.8%/11.1%XRD63.9%/53.3%48.3%/23.9%26.3%/17.4%16.6%/10.5%WRC-1992FN78%/56%64%/34%38%/22%27%/16%WRC-19

21、92%58%/46%49%/32%34%/22%27%/17%舍夫勒图%38%/31%29%/26%25%/15%17%/10.5% WRC-1992和舍夫勒-德隆相图的预测值 从显微图3和显微图5可以看出，焊缝金属对氮的吸收会导致针状奥氏体（使用纯氩作为保护气体时焊接所得）向球状奥氏体（使用含氮混合气体作为保护气体所得）的转变。这和之前的研究相符合【21,47】。当使用纯氩作为保护气体焊接试样时，在熔合区层间区域的铁素体晶粒中可以观测到二次奥氏体2的存在，如图7所示。然而，在等离子弧焊接过程中当向工作气体中加入氮气时，二次奥氏体不会在层间区域出现，这一点是有利的。图7.SEM图，纯氩为保护气

22、体BMF 为填充金属熔合区层间二次奥氏体的生成 图8HNi为填充金属不同保护气体时热影响区的SEM图，保护气Ar、98%Ar2%N在所有焊件的热影响区（HAZ）中奥氏体和铁素体各占50%的这种平衡大体上会被打乱，铁素体会占有绝大部分的体积分数。这种微观组织由晶界位错和铁素体中奥氏体化的针状魏氏组织所构成。还观测到了二次奥氏体的存在。然而，在含氮混合气体作保护气体所焊接的试样中，发现即使是热影响区的微观组织得到了轻微的改善。事实上，在这种情况下所得的二次奥氏体的含量和用纯氩焊接的试样中二次奥氏体的含量相比似乎是要低很多，如图8所示。这表明在焊接过程中，一些氮扩散到了热影响区当中。当焊接超级双相不

23、锈钢时，熔合区中有害沉淀物的存在是一种常见的现象【2】。通过对焊接试样进行扫描电镜（SEM）观察，显示出所有焊接试样的熔合区和热影响区中的相含量很少。但是，详细的扫描电镜检查允许用90%氩气10%氮气混合气体作保护气体所焊接的试样热影响区内的铁素体晶粒中有氮化物的存在，如图9中a、b所示。图9SEM测得的焊件热影响区铁素体中的铬氮化物图，和为用BMF填充金属，保护气90%Ar10%N时的试件二次电子图和对应的背散射电子图；和为纯氩焊件的二次电子图（反极性）和对应的背散射电子图当使用高氮混合气体时，这些氮化物沉淀相可能是因为焊缝的热影响区吸收了相对较高的氮气而导致的。拉米雷兹（Ramirez）等

24、人【48】研究发现，在11001200温度范围内对DSS进行热处理的过程中，氮化物（Cr2N）会在铁素体晶粒中析出，这种氮化物会在铁素体和初生奥氏体的界面上生长。后者会促进二次奥氏体（2）在铁素体和Cr2N的界面处沉淀。正如图9b中的BEI所观察的结果，热影响区内的铁素体晶粒中发现了大量的氮化物，这些氮化物和形成二次奥氏体周围的地方相关。用纯氩焊接的试样热影响区内也发现了一些密集度高、外观良好的亚微粒氮化物，如图9中的c、d所示。但是，通过详细的扫描电镜对两个分别用含2%和5%氮气的混合保护气体所焊接的试样的观察，表明热影响区和熔合区都没有氮化物的存在。这证明了如下假设，在进行含氮混合气体的等

25、离子弧焊接时，一些氮会扩散到热影响区当中。松永（Matsunaga ）等人研究发现，当用TIG焊焊接双相不锈钢的时候，增加（保护气体中）氮气含量会导致焊缝金属中铬氮化物的减少。由于氮含量的增加，由的转变将会在更高的温度下发生，氮的扩散也会更容易、时间更长，因此，氮由铁素体向奥氏体迁移的时间会更多。因此，铁素体中氮含量的降低会使得其中氮化物沉淀相的减少。力学性能 硬度图10反映了分别用BMF和HNi作填充金属的焊接试样的硬度分布。基体金属的维氏硬度为270HV。所有试样的热影响区硬度的降低是由于铁素体晶粒的长大，这导致了该硬度值比平均值（266HV）还低。还发现所有试样熔合区的硬度增加了，通过对

26、Gunn图的研究，这种情况主要是由于加热冷却循环应变导致的。此外，通过增加奥氏体对铁素体的比例和强化奥氏体相可以促进氮的吸收。因此，熔合区氮含量的增加促使硬度的升高，是由于奥氏体溶解的大部分氮存在于焊缝金属中。更显著的是当用BM作填充金属，纯氩作保护气体时焊接的试样硬度达到了284HV；填充金属不变用90%氩气10%氮气作保护气体时焊接的试样硬度为291HV。还观察到，填充金属中镍含量的增加会导致硬度值有轻微的降低。图10焊件的局部维氏硬度图BMF为填充金属，HNi为填充金属拉伸试样结果通过测量试样的屈服强度、抗拉强度和延伸率可以反应其拉伸性能。对每个参量都测试了八组数据。表6所示为平均值和对

27、应的标准偏差值。所有母材金属的参考样品都达不到标准长度的要求。在98%氩气2%氮气作保护气体的情况下，断裂总是发生在母材金属中。对于断裂的区域来说，这种贫乏状态证实了在用纯氩为保护气体，不管用何种填充金属时所得试样的断裂区大部分发生在焊缝金属中。在这种情况下，仅仅只有25%的试样在母材处断裂。不论用何种填充材料，用90%氩气10%氮气为保护气体所焊接的试样，没有断裂的位置都呈现良好的现象。而用BM作为填充材料所焊接的试样中的37.5%，以及用HNi作为填充材料所焊接的试样中的50%会在母材处发生断裂。然而，对于不管是用纯氩作保护气体还是用含氮混合保护气体所焊接的试样，断裂主要发生在比母材屈服应

28、力跟高的一个应力水平范围内，这一点是必然的。至于屈服极限的0.2%，所有试样的这个值都在600MPa以上。表6母材和焊件的拉伸性能试件N%组织形态Rp0.2(MPa)*Rm（MPa）*e%*断口区母材 焊缝母材0.24352.2层状642±8.2850±12.733.3±1.238/Ar.BMF0.21737.8魏氏组织627±14.8860±28.217.4±4.322698%Ar2%N.BMF0.29750.2球状667±10.2878±22.127.1±1.628095%Ar5%N.BMF0.412

29、72.7球状657±9.3865±23.426.5±2.966290%Ar10%N.BMF0.48279.2球状680±11.4879±25.523.3±4.5535Ar.HNi0.21245.1魏氏组织619±15.5837±23.119.2±5.132698%Ar2%N.HNi0.31475.3球状661±11.3874±19.527.75±1.548095%Ar5%N.HNi0.41883.0球状658±15.9855±17.628.2±2

30、.277190%Ar10%N.HNi0.47888.9球状676±16.2880±27.825.05±4.7444*每个结果表示经过八次拉伸试验的平均值当用纯氩作为保护气体时，可以测得延伸率的最低值。不论用何种填充材料，当增加保护气体中氮气的含量时焊接式样的延伸率都会增加；但是，保护气体组成为90氩气10氮气时除外，因为这会使试样的延伸率稍稍降低。用BMF作为填充材料所得试样的抗拉强度与用HNi作为填充材料而得试样的抗拉强度相比没有显著地差别，但当用纯氩作保护气体焊接时，用高镍金属作填充材料这种情况列外，因为，这会使得试样的抗拉强度降低。但是，用高镍金属为填充材料

31、时却可以使试样延伸率有所提高。如图11中的、所示为典型的拉伸试验图，图11显示为试样母材发生断裂的情况，图11显示为试样焊缝金属发生断裂的情况。后者所示情况下，延伸率会显著降低。图11.母材和HNi焊件的拉伸曲线图断口：a母材、b焊缝金属在对所测得的试样机械力学性能的分析时，必须考虑到氮气会对焊接试样的机械性能产生有利和不利的影响。事实上，氮会对奥氏体相对于铁素体的比率产生影响，还会改变微观组织结构，最终还会导致氮化物的形成。氮化物的形成会直接对和相产生强化作用，但主要还是征对奥氏体相【50】。当用作填充材料情况下，混合保护气体中含有或的氮气时所焊接的试样与用纯氩焊接的试样相比，机械性能得到了

32、明显的改善。事实上，混合保护气体中加入氮气时所得的焊接试样与用纯氩焊接的试样比，其屈服强度和延伸率都有很大提高。其实，通过用含氮混合保护气体所焊接的试样抗拉强度只有轻微的改善。屈服强度的增加主要归因于奥氏体对铁素体有很高的比率（氮气含量为2和5时，奥氏体体积分数为50.2和72.7，而纯氩时为37.8）以及富氮奥氏体硬度的增加。由于氮是一种奥氏体化元素，大部分氮原子易溶解到相中。因此，在相中的间隙固溶强化效果比在相中更加明显。为了解释N对奥氏体相的强化影响，不同的理论机制已经被提出。雷沃尔斯（Raers）等人认为，奥斯体不锈钢的屈服强度随氮含量的增加而提高，是以下两种理论所得出的结果：（）基质

33、强化主要是由于间隙氮和位错运动相互作用导致的，这和N½有关；（）位错和氮原子的相互阻碍作用是由于氮原子沿着位错被移动到晶格中造成的，这和N有关。另一方面，为了解释延展性的增加，还必须考虑到含氮奥氏体中堆垛层错能的改变。根据皮克林（Pickering）【52】的研究，含氮不锈钢的堆垛层错能会有所降低。其导致的结果是，两部分位错之间的分离将会随着含氮量的增加而变得更广泛，从而导致位错被限制在其滑移面内进而形成钉扎结构。这反过来，就会使加工硬化率升高，抗拉强度增高，延伸率均匀化。此外，在分析用含氮混合保护气体所焊试样具有更高的延展性时，各相形态的存在不容忽视。用纯氩作保护气体所焊试样的奥氏

34、体中会存在魏氏组织，但是用含氮混合保护气体焊接的试样中却含有一种球状的组织，这是因为观察的是微观结构。几乎所有用含2%5%氮气的保护气体焊接的试样，不管用什么填充金属，除焊缝区外母材金属都有断裂的现象。事实上这是由于，除了（试样）有很好的屈服强度和抗拉强度外，相应的焊接试样还有很高的延展性（27.1%、26.5%对应的是用BMF作填充材料，分别用含2%和5%氮气的混合保护气体的情况）。相反，用纯氩作保护气体所焊试样的延展性却低得多（17.4%、19.2%对应的填充金属分别为BMF和HNi），这会导致大部分试样在焊缝金属处断裂。这些试样的低塑性是由以下几个原因导致的：（a）魏氏组织（如图3a、5

35、a所示），（b）层间二次奥氏体的生成（如图7a、b所示），（c）热影响区有氮化物析出（如图9ad所示）。这些原因可以解释大部分试样在焊缝金属处断裂的现象。用含10%氮气混合保护气体焊接的试样显示出了最高的区服（抗拉）强度，但是相对于用含2%5%氮气的混合气体所焊的试样来说，其塑性（23.3%）却有所下降。大约一半的试样在实验过程中都是在焊缝区断裂，这是由于焊缝区和母材比起来其塑性更低。这主要归因于焊缝区非常高的氮含量造成了过度强化效果，有可能阻碍了为错的运动。此外，热影响区Cr2N析出物的存在也应该被看作是导致试样低塑性的原因。对于用HNi作填充金属焊接的试样，其力学性能测试的结果和以上所描述

36、的十分相似，虽然总体来说，和对应的用BM作填充金属的试样相比，其强度稍有下降但其塑性却有所提高。这主要是由于和用BM作填充材料的试样相比（用HNi作填充金属）奥氏体含量更高。因此，由于在这两种情况下的氮含量几乎相同（见表4），这意味着用HNi作填充金属的试样和对应的用BM作填充金属的试样相比，其奥氏体的氮含量更低。因此，用HNi作填充金属的试样的屈服强度和抗拉强度有所降低，而塑性却有所提高的大概原因是奥氏体具有较低的氮含量。通过扫描电镜（SEM）对拉伸试样的端口进行扫描，在试件断裂的母材断口处发现了等轴韧窝状特定球形断裂面的存在，如图12a所示。用纯氩作保护气体，分别用HNi和BM为填充金属的

37、两种试件都存在一种混合形断口。这种情况下，大多数断口呈韧窝状，但有些呈解离状，如图12b、e所示。用95%氩气5%氮气作保护气体的试件，相对母材而言会存在呈韧窝状的韧性断裂和狭窄的韧窝，如图12d所示。当保护气体为90%氩气10%氮气时，断口的主要部分呈现出球状韧窝形态，但也有的地方呈混合形态，如图12c、f所示。这些结果特别是在延展性方面与同一个试样上所测得的力学性能是一致的。图12.断口表面：a、母材 b、BMF.Ar c、BMF.90%Ar10%N d、HNi.95%Ar5%N e、HNi.Ar f、HNi.90%Ar10%N结论在UNS 32760超级双相不锈钢的等离子焊的保护气体中加

38、入氮气会促进熔合区微观组织中奥氏体含量的增加，同时也会导致球状奥氏体的形成。当使用纯氩作保护气体以及保护气体中加入氮气而氩气消失时，二次奥氏体都会在熔合区的层间出现。当使用98%氩气2%氮气的混合保护气体，与母材非常相似的焊缝填充金属焊接时，可以观测到奥氏体的体积分数为49.8%而铁素体的体积分数为50.2%，从而建立一中平衡。保护气体中加入氮气会使熔合区金属的硬度相对于母材金属有所提高。正好相反，当用高镍金属作填充材料时，其硬度却会轻微降低。热影响区的硬度比母材的硬度低，主要是由于铁素体晶粒长大造成的。用98%氩气2%氮气所焊接的试件在拉伸实验中获得了最好的实验结果，这些试件的焊缝区都不会出

39、现断裂的现象。用纯氩所焊接的试件测得了最差的拉伸实验结果，这主要归因于奥氏体形成的魏氏组织，熔合区层间二次奥氏体的生成以及热影响区氮化物的存在。用Ar10%N的混合保护气体所焊的试件中也测得了相对很低的延展性，这主要是由于热影响区的氮化物所造成的。然而，在所有的情况下最终的断裂都发生在比母材屈服应力高的应力水平上。在等离子焊接的过程中加入N和Ni可以增加焊接试样的延展性。母材金属的断口表面以及用98%Ar2%N所焊试件断口表面和用95%Ar5%N焊接的试件断口表面，都呈现出特有的球状韧窝形态。用90%Ar10%N所焊的试件在其韧性断口和脆性断口的一些地方都出现了韧窝状组织。最后，可以得出用纯氩

40、焊接的试件会出现韧性和脆性混合断裂的结论。参考文献1. Charles J (1994) Proc. Duplex stainless steels 94 GlascowScotland: paper KI2. Nilsson JO (1992) Mater Sci Tech 8:6853. Gunn RN (1997) Duplex stainless steels,microstructure properties and applications.Abingt Publishing,Cambridge, England4. Fourie JW,Robinson FPA (1990) J

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