随着海洋资源的不断开发，耐海水腐蚀不锈钢与海洋管线钢的异种金属焊接得到了广泛的应用。在复杂的海洋环境中，工程装备服役时间长，维护困难，同时苛刻海洋环境会促进焊接结构的腐蚀，从而诱发失效及灾变的风险，因此对异种金属焊接提出更高的要求。

双相不锈钢由比例1∶1的铁素体和奥氏体双相组织构成，管线钢大多由铁素体或贝氏体等组织构成，两者化学成分和微观组织差异较大。经过焊接后，焊接接头的组织结构将会发生较大的改变。材料组织结构的改变会影响其强度、塑性等力学性能，使整个焊接接头表现出十分复杂的宏观性能^[1,2]。很多学者注意到，经过焊接后，基材受焊接热循环作用出现一些引起性能劣化的组织。Liou等^[3]通过热模拟的方法研究双相不锈钢热影响区 (HAZ) 的应力腐蚀行为时认为，沿晶应力腐蚀 (IGSCC) 大多发生在热影响区中的晶界奥氏体，而晶内奥氏体、魏氏体奥氏体的存在则可以降低应力腐蚀开裂 (SCC) 敏感性。此外，在焊接过程中双相不锈钢中产生的二次奥氏体、Cr₂N沉积、σ相等不利组织也会使得焊接接头的耐蚀性能以及可靠性下降。Ma等^[4]在研究E690低合金高强钢焊接接头在含SO₂的海洋大气环境中的SCC行为时认为，E690钢的临界热影响区相比于基材以及其他两个热影响区显示出了更高的SCC敏感性，这是由于该区域存在大量的M/A，其中M/A岛与基体之间会产生强烈的电偶效应。Sadeghian等^[5]在研究热输入对2507SDSS/X65异种金属焊接接头组织和性能影响时认为，焊缝中两相组织比例会随焊接热输入改变而改变，热输入会增加奥氏体的含量，不同热输入下在过渡区域都观察到平行于熔合线的二型晶界。同时，由于双相不锈钢和管线钢电化学性能的差异性，焊接接头在腐蚀环境中形成电偶腐蚀，加快管线钢部分的腐蚀速率，在服役期间引起失效^[6-8]。Wang等^[9]对2205DSS/X70异种金属焊接接头的不同区域在3.5% (质量分数) NaCl溶液中进行电化学测试，认为不同区域的耐蚀性差异为：2205DSS＞焊缝金属＞X70HAZ＞X70母材，腐蚀环境中异种金属焊接接头将构成电偶腐蚀。因此，异种金属焊接接头中的组织变化和腐蚀特点是值得关注的焦点。

本文采用熔化极气体保护焊制备了2507SDSS/X80异种金属焊接接头，通过金相实验、扫描电子显微镜 (SEM) 观察、显微硬度测试、动电位极化曲线测试等，对异种金属焊接接头不同区域的微观组织结构进行表征，研究了焊接接头的组织、力学性能和腐蚀特点。

选用2507超级双相不锈钢 (2507SDSS) 和X80管线钢作为基材，ER2594焊丝作为焊料，焊丝直径为1.6 mm，采取熔化极气体保护焊 (MIG) 进行异种金属焊接。根据舍弗勒组织图选择ER2594作为填充材料^[1]，以提高焊接后焊缝金属中Cr、Ni等合金元素含量，防止马氏体产生。由焊接机器人完成整个焊接过程，采用98%Ar气+2%CO₂作为保护气，流量为12 L/min，送丝速度由焊机进行匹配送丝。基材坡口如图1所示，通过焊接机器人可实现自动焊接，可精确控制焊接速度和焊接热输入。焊接热输入的计算公式为：

式中，焊接电流I为150A，焊接电压U为18 V，焊接速度v为6.5 mm/s，焊接热效率η取6，经计算焊接热输入HI为0.291 kJ/mm。

焊接完成之后，将包含基材、热影响区和焊缝的区域从焊接接头切下，进行封装、打磨、抛光、侵蚀、清洗。X80基材及其热影响区一侧选用4%硝酸酒精溶液侵蚀15 s，焊缝金属和2507SDSS基材一侧使用由20 mL盐酸、50 mL纯水、0.3 g焦亚硫酸钠配置溶液侵蚀10 s。浸蚀结束之后，采用金相显微镜和Zeiss-Gemini 300扫描电镜 (SEM) 对焊接接头不同区域的显微组织进行表征，对熔合线附近组织利用扫描电镜 (SEM) X射线能谱分析仪 (EDS) 进行线扫，分析熔合线两侧的合金元素分布。

采用显微维氏硬度测试，对侵蚀后焊接接头不同区域进行连续硬度测试，测试间距为100 μm，载荷5 g，加载时间10 s。

电化学测试使用CHI660电化学工作站，将X80和2507SDSS、X80热影响区、焊缝金属分别从焊接接头切下，制备电化学试样，使用砂纸打磨到1500#，进行冲洗干燥。2507SDSS和双相不锈钢焊缝金属需要在硝酸钝化液中，加热到60 ℃钝化1 h，防止测试时发生缝隙腐蚀影响测试结果。测试溶液为pH8.2的人工海水 (配置过程按照ASTM D1141-98执行)，采用三电极体系 (试样作为工作电极，铂片为对电极，饱和甘汞电极作为参比电极)。测试前，试样先浸泡在测试溶液中1 h待开路电位稳定。对X80钢基材及其热影响区，扫描速率设置为0.333 mV/s，扫描区间为-1100~200 mV_SCE；对2507SDSS基材及焊缝金属，扫描速率设置为0.5 mV/s，扫描电位区间为-830~1300 mV_SCE。所有测试均在室温下进行 (25±2 ℃)，重复3次。

图2是X80钢、2507SDSS、MIG焊接接头的显微组织金相图，以及焊缝组织两相比例。如图2a所示，X80钢主要是由针状铁素体和细小弥散的贝氏体构成。2507SDSS采用热轧工艺加工而成，奥氏体 (γ) 呈现条状分布在铁素体 (α) 基底上。焊缝金属 (WM) 与2507双相不锈钢基材的组成物相一致，只有铁素体 (α) 和奥氏体 (γ) 两相，无明显不利相产生。对焊接接头的焊缝金属显微组织随机选定五个视场进行两相比例分析如图2d，其中绿色区域为分析软件选中的铁素体区域，黄色区域为未选中奥氏体区域，两相比例分析结果显示MIG焊接接头焊缝金属的平均铁素体含量和奥氏体含量分别是54%和46%。

图3a和b为MIG焊接接头2507SDSS侧热影响区组织金相和SEM像，可以观察到2507SDSS热影响区宽度为100 µm左右。在2507SDSS热影响区中都观察到了晶界奥氏体 (GBA)，呈楔形的魏氏体奥氏体 (WA) 和晶内奥氏体 (IGA)。但MIG焊接接头具有较少的魏氏体奥氏体和晶内奥氏体。

一般来说，根据焊接过程中热影响区所处不同温度定义了高温热影响区 (HTHAZ) 和低温热影响区 (LTHAZ)。LTHAZ的温度范围为650~950 ℃，该区域的显微组织基本保持不变。而在较高温度 (1000 ℃以上) 时，由于热循环的影响，HTHAZ完全是铁素体化。由于HTHAZ的组织结构发生了明显的变化，导致耐蚀性和力学性能的恶化，因此大部分作者的研究都集中在HTHAZ上。冷却过程中，GBA由于驱动力需求较小，在晶界中过冷较少，最初在铁素体晶界成核^[10]。WA在晶界奥氏体处萌生，呈楔形形状，并在过冷程度较大时向铁素体晶粒内部生长。一般来说，GBA和WA容易在高温下形成，而IGA的形成相对困难，通常需要更大的驱动力。因此，在较低的温度下IGA可以在一些富含Ni/N的位置发生转变。Ramirez等^[11,12]研究表明，夹杂物、位错或Cr₂N的析出位置都可以为铁素体晶粒中的IGA提供形核位点。多位作者都报道过高镍含量有利于IGA的形成^[9,13]。此外，晶格扩散需要较高的活化能，且比晶界扩散慢得多，因此IGA生长不足，在铁素体分散存在。研究^[14]表明，热影响区的铁素体晶粒粗化会导致强度的降低。同时，部分残余奥氏体，即部分转化奥氏体 (PTA)，抑制了铁素体晶粒的粗化^[15]。

图3c和d为焊缝金属与X80钢过渡区域的显微组织金相和SEM像。从图中可以看到平行于X80管线钢熔合线 (FB) 的二型晶界 (Type-II boundary)，这是异种金属焊接的典型组织特征^[1,9]。二型晶界靠近双相不锈钢焊缝组织。熔合线和二型晶界之间的过渡区域成为稀释区 (DZ)，MIG焊接接头稀释区宽度约为15 µm。

图4为稀释区附近组织进行EDS线扫描，可以看出Cr、Ni、Mo、Mn等元素浓度从二型晶界到稀释区降低，熔化的X80钢基材在焊接过程中对焊缝元素起到稀释作用，导致熔合线附近元素呈梯度分布。多数研究者认为二型晶界是δ铁素体到奥氏体的同素异形转变时外延轴向生长受到抑制产生的^[1]。γ/γ边界是形成二型晶界的直接原因，二型晶界的产生标志着凝固方式的改变^[16,17]。由图3d可以看到，稀释区是细小的等轴晶，由等轴晶马氏体组织构成，这些等轴晶晶界成为一型晶界 (Type-I boundary)，垂直于熔合线延伸到二型晶界。

如图3c所示，稀释区内的等轴晶有明显的外延生长特征，这是因为在异种金属交界面处的焊后凝固过程中，熔池中的液相原子会沿着未熔化X80钢基材原始晶粒取向排列，因为这样所需的能量较低，这种排列方式导致了基材金属晶粒发生外延生长，晶界起始于原始X80钢基材并且穿过熔合线后向焊缝金属方向生长，形成许多等轴晶，垂直于熔合线的等轴晶的晶界即为一型晶界。先前研究者^[1]在研究镍基合金与低合金钢的异种金属焊接过渡区时，观察到了相似的微观组织，同时也观察到二型晶界有着很高的SCC敏感性和裂纹扩展速率，一型晶界则会引导裂纹从二型晶界向熔合线扩展，由此可以推断稀释区也可能是SCC发生的高风险区域。

图5为X80钢的热影响区显微组织金相图。由于不同区域受到的焊接热循环的峰值温度不同，晶粒组织和尺寸随着与熔合线距离增大发生不同变化，根据特点将焊接热影响区分为粗晶区、细晶区和临界热影响区三个部分，其中粗晶区和临界热影响区的宽度约为0.5 mm，而细晶区宽度较大约为1 mm。

图5a为X80钢粗晶热影响区显微组织照片，图中箭头标注的为原奥氏体晶界 (PAGB)，粗大的奥氏体晶内为板条贝氏体或粒状贝氏体组织，由于峰值温度较高造成了奥氏体晶粒的粗化。由于不利的组织比如粗大的奥氏体晶粒、M-A岛和低温转变奥氏体的出现，粗晶区相较于基材一般塑形较差、硬度较高^[18]。细晶区也称为相变重结晶区，在焊接过程中加热到了A_c3以上的温度，发生了相变再结晶，原始组织完全奥氏体化，经过空冷过程中形成了晶粒细小的粒状贝氏体组织 (图5b)。细晶区的组织细小均匀，因而具有较好的力学性能^[19]。临界热影响区属于焊接热影响区中的不完全重结晶区 (图5c)，焊接时所处的温度A_c1~A_c3，在沿着原奥氏体晶界呈网状分布M-A岛 (或粒状贝氏体) 和多边形铁素体 (或回火贝氏体)，临界热影响区的组织和化学成分分布不均匀，因而导致该区域的性能也不均匀。之前有研究人员发现，M-A岛的出现会降低低金合钢热影响区的塑性，增加材料的应力腐蚀敏感性^[4]。

图6是焊接接头过渡区域显微硬度分布，2507 SDSS和热影响区的硬度相差较小 (约为310 HV)，焊缝金属硬度略有下降 (约为290 HV)，硬度在2507SDSS/WM侧过渡区域呈现梯度变化^[20]。

在X80/WM一侧可以看到X80热影响区中粗晶区和细晶区的硬度 (约320 HV) 明显高于焊缝金属 (约为290 HV)。稀释区内出现了最高的硬度值 (约为340 HV)，这是由于从低合金钢迁移的碳促使该区域形成了高硬度的组织。Hou等^[21]认为182合金和A533B低合金高强钢异种金属焊接接头的熔合线区域出现了马氏体，马氏体的存在导致该区域的硬度较高。Hajiannia等^[22]观察到了类似的结果，他们认为马氏体区的出现是导致熔合线附近区域硬度显著升高的原因。

图7为焊接接头不同区域在pH8.2人工海水中的动电位极化曲线。X80钢HAZ和基材电化学性能差异较小，在人工海水中的腐蚀电位约为-500 mV_SCE。2507SDSS和焊缝金属腐蚀电位相差不大，约为-200~-300 mV_SCE，在阳极钝化区间内有明显的区别。2507SDSS和焊缝表面形成了具有良好保护性的钝化膜。在0.65 V_SCE处，2507SDSS的极化曲线出现一个阳极峰，这是由于钝化膜中的Cr(III) 转变成Cr(VI) 而引起的，在阳极峰过后，电流再次减小，极化曲线显示2507SDSS进入了二次钝化区。二次钝化区的出现是由于高电位下Ni等元素发生了过钝化溶解而引起的。当电位继续升高至-1 V_SCE时，电流增大是因为发生了氧析出反应^[3]。在极化曲线测试完之后，并没有在2507SDSS观察到明显的点蚀。焊缝金属的钝化区间明显要小于2507SDSS，在0.4 V_SCE下，焊缝金属的钝化膜被击穿。极化测试后焊缝金属出现点蚀现象，其原因是焊接过程中熔化的X80钢对焊缝起到了稀释作用，降低了耐蚀元素的含量，引起焊缝金属的耐蚀性下降。合金元素的稀释对于熔化焊来说是不可避免的。而焊缝金属和2507SDSS的阴极过程主要由氧还原控制，区别较小。另外，从图中可以看出，X80钢和HAZ腐蚀电位比2507SDSS和焊缝金属低约200 mV_SCE，当整个异种金属焊接接头暴露在腐蚀环境中，焊接接头将会发生电偶腐蚀。2507SDSS和焊缝金属作为腐蚀电偶的阴极不发生腐蚀，X80钢则作为腐蚀电偶的阳极会发生阳极极化从而加速腐蚀^[21]。

(1) 使用ER2594双相不锈钢焊丝，采用MIG焊接方法，设定热输入0.291 kJ/mm，获得焊缝金相组织为铁素体54%+奥氏体46%，无明显不利相产生，适用于实际应用。

(2) 在2507SDSS热影响区中观察到了魏氏体奥氏体、晶界奥氏体、晶内奥氏体、部分转变奥氏体等不同形态的奥氏体。在X80钢HAZ一侧可见粗晶区为粗大的奥氏体晶粒，其晶内为板条贝氏体或粒状贝氏体组织；细晶区为晶粒细小的粒状贝氏体组织；两相区为沿着原奥氏体晶界分布的M-A岛+多边形铁素体 (或者回火贝氏体) 组织。

(3) 在WM/X80钢界面上，出现熔合线、二型晶界，形成一个宽约为10~20 µm的稀释区。稀释区中Fe、Cr、Ni、Mo、Mn浓度呈现梯度分布，同时稀释区具有最高硬度。

(4) 焊缝金属耐蚀元素下降和铁素体含量上升，耐海水腐蚀性能下降。X80钢和焊缝金属构成电偶腐蚀导致X80钢腐蚀速度加快，暴露出实际应用中弱点。