碳化物析出对ENiCrFe...焊缝力学性能影响的数值模拟_樊佳伟.pdf

碳化物析出对 ENiCrFe-3 预边堆焊异种钢焊缝力学性能影响的数值模拟樊佳伟1,2，李卓轩2，吴昊盛2，刘光银2，张建晓2,3，黄健康2(1.甘肃烟草工业有限责任公司,兰州,730050；2.兰州理工大学,兰州,730050；3.兰州兰石重型装备股份有限公司,兰州,730300)摘要：为避免异种钢焊接中的元素扩散富集现象，文中采用预边堆焊 ENiCrFe-3 过渡层的方法，实现了异种钢的良好焊接，但在焊接接头中发现了碳化物的析出现象，进而采用晶体塑性有限元方法，构建了晶界处添加碳化物的晶体塑性有限元分析模型.模拟结果表明，碳化物析出相会对晶粒内部与晶界上的应力应变分布产生显著影响，由于碳化物含量增加，夹杂物的区域应力集中增大，三晶粒交点是焊缝力学性能最薄弱的区域，晶界交汇处应力分布不对称，通常最先失效，成为断裂源.创新点：(1)通过预边堆焊工艺实现异种钢良好焊接，并从中发现碳化物析出现象 (2)与常规宏观组织调控、应力应变分析不同，文中从微观角度对组织的应力应变机理进行分析 (3)建立了微观晶体力学有限元模型，分析碳化物析出对焊缝力学性能的影响，明晰碳化物析出的应力应变分布与裂纹生长机理.关键词：晶体塑性学；碳化物；有限元；应力应变中图分类号：TG407文献标识码：Adoi：10.12073/j.hjxb.202207210010序言石油炼化装备制造过程中往往需要进行焊接操作，而因其所处高压、高温、大载荷的环境，使得对焊缝质量有极为苛刻的要求.ENiCrFe-3 作为一种 Ni 基合金焊材，其具有优异焊接性能、高蠕变强度等优点，常用于生产石油化工锅炉高压管线等装备，并将其应用于石油、核能、化工等工业热端部的制造领域1-3.虽然 ENiCrFe-3 合金在高温条件下抗氧化性较好，但是在长期服役过程中会有大量碳化物析出4，如：MC、M6C、M23C6等，对合金的耐腐蚀性及力学性能产生显著的影响.相关研究表明，相比于纯铁素体，碳化物通过和铁素体基体的互不相容性及铁素体晶粒之间的空间相互作用直接影响局部应变.位于晶界处的碳化物可以促进铁素体晶界处应变的扩展，但是，在碳化物和铁素体晶界密度高的区域，碳化物及晶界会减弱高局部应变的发生5.文中针对异种钢焊接接头元素扩散等问题，采用 ENiCrFe-3 焊丝进行过渡层堆焊，为探究其焊接接头碳化物析出对力学性能所产生的影响，使用Abaqus 软件建立晶体塑性有限元模型，研究预边堆焊层处碳化物区的应力场，分析了力学性能，以及晶界交叉处的相对运动情况，从而揭示焊缝中碳化物析出对接头力学性能影响的微观机制.1试验方法1.1ENiCrFe-3 过渡层预边堆焊试验针对厚板低合金耐热钢和奥氏体不锈钢异种钢焊接中存在的元素扩散等问题，采用 ENiCrFe-3焊丝进行过渡层预边堆焊，焊接电流 140 A，焊接速度 150 mm/min，焊接电压 22 V.而后进行埋弧焊堆焊填充.焊接过程示意图如图 1 所示.试验母材为12Cr2Mo1R 低合金耐热钢和 S30408 奥氏体不锈钢 2 种材料，钢板规格为 120 mm 60 mm 40 mm，收稿日期：20220721基金项目：国家自然科学基金资助项目(52175324)第44卷第6期2 0 2 3 年 6 月焊 接 学 报TRANSACTIONS OF THE CHINA WELDING INSTITUTIONVol.44(6):67 73June 2023坡口角度为 60，钝边厚度为 10 mm.堆焊层埋弧焊层S30408S30408601012Cr2Mo1R12Cr2Mo1R预边堆焊层 图1焊接过程示意图Fig.1Schematicdiagramoftheweldingprocess 对焊后接头组织进行分析，采用 APMA 对预边堆焊层接头进行倍数为 5000 倍的元素扫描分析，结果如图 2 所示，能够在奥氏体晶界处发现碳富集现象.对焊接接头进行退火热处理，热处理温度为690，退火后组织如图 3 所示，可以看出焊缝组织存在生长演变，而且母材的晶粒也较未进行热处理的明显增加.其次，在进行热处理后，焊缝组织中出现了更多的碳化物析出相，在金相图中呈黑色颗粒状.50 m50 m50 m(a)未热处理(b)热处理 8 h(c)热处理 32 h 图3焊缝显微组织形貌Fig.3Weldmicrostructuremorphology.(a)withoutheattreatment;(b)8hheattreatment;(c)32hheattreatment 对焊接接头进行力学拉伸测试，拉伸曲线如图 4 所示，未经热处理的试件断裂处于熔合线处，其抗拉强度为 552.55 MPa，断后伸长率为 15.58%.而 8 小时热处理与 32 小时热处理的试件均断裂位于硬度较低的焊缝处，与未经热处理接头相比抗拉强度分别上升到了 570.53 MPa 与 570.60 MPa，断后伸长率分别上升到了 18.99%与 17.79%.退火热处理 8 小时后少量的碳化物析出造成的弥散强化与第二相强化.是抗拉强度与断后伸长率提高的主要原因.退火热处理 32 小时后碳化物进一步长大，使得材料强度增加而塑性变差.拉伸断口界面的微观形貌如图 5 所示，从图中观察到韧窝中心存在大量尺寸、形状各异的碳化物第二相颗粒.1.2二维模型建立为研究碳化物含量对材料力学性能的关系，采用有限元模拟方法进行研究.图 6 为建立不同碳含量的细观二维模型来研究碳化物对焊缝组织应力 1009285787164碳元素含量(质量分数,%)57504235282114705.5 m25 m 图212Cr2Mo1R/ENiCrFe-3 界面碳元素分布Fig.2Carbonelementdistributionatthe12Cr2Mo1R/ENiCrFe-3interface 600500400抗拉强度 Rm/MPa断后伸长率 A(%)300200100005101520未经热处理未经热处理8 小时热处理8 小时热处理32 小时热处理32 小时热处理2512Cr2MolR12Cr2MolR12Cr2MolR12Cr2MolR焊缝熔合线预边堆焊线S30408S30408S30408 图4预边堆焊 ENiCrFe-3 拉伸曲线分析Fig.4Tensile curve analysis of pre-edge weldedENiCrFe-368焊 接 学 报第44卷应变的影响.由于大部分的晶粒形状与随机多边形相类似，所以晶粒的形状选择泰森多边形进行模拟.该模型包含八个晶粒，其几何尺寸为 10 m 16 m，分别用 C1 C8 命名.晶粒的取向情况用 1、2表示，如表 1 所示.表1基材取向分布Table1Substrateorientationdistribution 晶粒12C1334.889.356283.897C290.41426.21429.908C3134.89133.50240.20C4109.015.9288325.66C552.097161.7098.100C6358.65152.6184.727C7168.5724.71929.376C8196.050.1030111.86 通过调整晶体塑性参数，使模型在单轴拉伸状态下的应力应变曲线近似于试验结果所得曲线.从图 7 中可以看出基体材料的应力-应变行为可以通过上述模型拟合得到的参数来反映.通过试验拟合计算所得到的晶体塑性材料相关参数如表 2所示.表2晶体塑性材料参数Table2Crystalplasticmaterialparameters 材料C11R1/GPaC12R2/GPaC44R3/GPa参考应变率1/s1初始硬化模量R4/MPa初始临界剪应力R5/MPa饱和应力R6/MPa自硬化系数潜硬化系数基体材料311153790.001250602400.20.2碳化物材料375161130.00110025400.20.1 10 m碳化物 图5拉伸断口界面的碳化物颗粒Fig.5Carbideparticlesatthetensilefractureinterface C1C2C3C5C4C6C8C7C1C2C3C5C4C6C8C7C1C2C3C5C4C6C8C7C1C2C3C5C4C6C8C7(a)0.63%(b)1.55%(c)3.58%(d)6.94%图64 种不同碳化物含量模型Fig.6Fourmodelswithdifferentcarbidecontents.(a)0.63%;(b)1.55%;(c)3.58%;(d)6.94%600500400300200100000.050.100.15应变 应力 R/MPa0.20模拟结果试验结果0.250.30 图7模拟结果与试验结果的应力-应变曲线Fig.7Stress-straincurveofsimulationresultsandtestresults第6期樊佳伟，等：碳化物析出对 ENiCrFe-3 预边堆焊异种钢焊缝力学性能影响的数值模拟692碳化物析出应力应变分布机理研究通过上文所建立单轴拉伸模型运算，得到不同含量碳化物应力应变云图，对其应力应变机理进行分析.碳化物含量 0.63%模型的应力应变分布云图，如图 8 所示，可知应变集中分布于晶粒 C4 和晶粒 C6 及晶界处，其晶界处的应变值最大，即图中箭头所标位置，因此拉伸时晶界处最容易产生裂纹，晶粒 C4 和晶粒 C6 产生塑性变形，并在径向上收缩，造成较大的变形.在拉伸过程中，晶粒会出现明显的不均匀变形现象，晶粒 C4 自内向外变形量逐渐减小.C1C2C3C5C4C6C7C883.330166.7250.0333.3416.7500.0583.3666.7750.0833.3916.71 0003 848应力 R/MPa0.0670.17600.1330.2000.2660.3330.4000.4660.5330.6000.6660.7330.8001.255应变(a)应力分布云图(b)应变分布云图 图8碳化物含量为 0.63%的应力应变分布云图Fig.8Stress-strain distribution clouds for carbidecontentof0.63%.(a)imageofstressdistribution;(b)imageofstraindistribution 碳化物含量 1.55%时的应力分布图，如图 9a所示，与 0.63%相比应力分布情况没有明显变化，但观察到碳化物区域和在三晶界交点处出现最大应力，即图中箭头所标位置.图 9b 为碳化物含量为 1.55%时应变云图，晶界处碳化物颗粒周围应变分布不均匀，碳化物的数量影响并改变了应变分布.碳化物含量 3.58%模型的应力-应变分布云图，如图 10 所示，此时的最大应变达到 1.255，可以发现模型中的碳化物变形量都较大，尤其是 C4 和C6 晶粒的变形过程与晶粒结构一致，这与之前研究所得结论一致6.(a)应力分布云图(b)应变分布云图83.330166.7250.0333.3416.7500.0583.3666.7750.0833.3916.71 0003 848应力 R/MPa0.0670.17600.1330.2000.2670.3330.4000.4670.5330.6000.6670.7330.8001.255应变 C1C2C3C5C4C6C7C8 图10碳化物含量为 3.58%的应力应变分布云图Fig.10Stress-strain distribution cloud for carbidecontent of 3.58%.(a)image of stress distri-bution;(b)imageofstraindistribution 晶粒 C1 与 C2 的晶界两侧切应力方向相反，表明晶粒 C1 与 C2 有发生相对运动的趋势.当碳化物含量越多，晶粒两侧切应力分布差距更明显，晶界上剪应力将造成碳化物颗粒形成裂纹.根据图 11 可知切应力集中在 C4 与 C7 之间的晶界及 C3 与 C5 之间的晶界上，并且切应力方向沿着与拉力方向呈 45的方向延伸.随着碳化物含量增加，晶粒 C4 与 C7 间切应力分布范围扩大，这是由于碳化物颗粒增加，在位错处堆积，对滑移运动造成阻碍，并且碳化物减少塑性变形发生，使该处应力不易释放.裂纹的形成和扩展与碳化物形态也有关系.变形条件相同的情况下，碳化物呈连续条纹状分布时比颗粒状的碳化物更容易形成裂纹.如图 12 所示为碳化物呈连续条状的应变、应力、切向应力分布图，从模拟计算的结构能分析连续条状碳化物对材料应力-应变的影响.图 12b 所示为最大应力下的应变分布图.与0.63%、1.55%和 3.58%不同的是，6.94%中的晶粒内高应变范围小，并集中在三晶粒交点处.在C4 与 C5 以及 C5 与 C6 之间的晶界处，最大应变可以达到 1.255.图 12a 显示了拉伸过程中应力分布，可以看出晶界区的应力值较小，高应力区集中在三晶粒交点处.图 11d 为切向应力分布云图，可以发现应力主要集中在晶界的交汇点位置，应力对 83.330166.7250.0333.3416.7500.0583.3666.7750.0833.3916.71 0003 848应力 R/MPa0.0670.17600.1330.2000.2670.3330.4000.4670.5330.6000.6670.7330.8001.255应变(a)应力分布云图C1C2C3C5C4C6C7C8(b)应变分布云图 图9碳化物含量为 1.55%的应力应变分布云图Fig.9Stress-strain distribution clouds for carbidecontentof1.55%.(a)imageofstressdistribution;(b)imageofstraindistribution70焊 接 学 报第44卷称地分布在三个晶粒 C4，C5，C6 交点处.从上述得知，碳化物以颗粒状析出到晶界时，晶界处碳化物颗粒所受应力小，因此抵抗外力变形的能力小，因而碳化物从晶界处析出的浓度越来越高，材料的抗变形能力越来越低.3结果与分析3.1碳化物析出对力学性能的影响通过模拟结果，我们可以看出材料的抗拉强度、屈服强度以及断后伸长率随碳化物含量增大而不断降低.在碳化物含量为 3.58%的模型中，可以看到拉伸曲线有显著的下降，变形量也出现下降趋势，此时抗拉强度为 406 MPa.可见较高含量的碳化物会使材料的力学性能有明显的减小.而碳化物含量为 6.94%时，其应力应变如图 13 绿色曲线所示,所得抗拉强度为 304 MPa，断后伸长率为 6.9%，可见其抗拉伸性能显著减弱.5004003002001000051015应变 (%)应力 R/MPa200.63%1.55%3.58%6.94%2530 图13应力应变曲线Fig.13Stress-straincurve 如图 14 所示为不同模型的抗拉强度，屈服强度，断后伸长率.从图中可以清楚地看出，碳化物含量与抗拉强度、屈服强度及应变之间的关系.材料的抗拉强度、屈服强度以及断后伸长率都表现出随碳化物含量增大而不断降低的情况.其原因是碳化物含量低时，碳化物在晶界处分布情况为颗粒状，阻碍位错的运动.当碳化物含量达到 6.94%时，碳化物状态由颗粒状变为沿晶界的层状分布，这是因为碳化物和晶粒之间形成了界面非共格，并且两种材料性能截然不同，脆且硬的碳化物使晶界间的结合强度迅速降低，导致较低的应力应变.3.2分析与讨论由上述模拟结果可知，碳化物硬度较高，但塑韧性较差，受拉力的作用，碳化物颗粒阻碍位错运动，同时晶粒在外力的影响下产生了塑性变形，因此导致碳化物颗粒周围的拉应力增大，进而导致碳化物产生裂纹，裂纹的形核、扩展及断裂示意图如图 15 所示，应力集中使得碳化物端部出现裂纹，该裂纹末端尖锐，并且尖端处应力最大.增大拉力，使裂纹扩展更加迅速，裂纹尺寸随之增大，促使裂纹尖端应力集中.最后，产生的较多小裂纹相互连接，形成裂纹.然而，碳化物体积较大时所受应力较大，166.7309.4200.0133.3100.066.6733.330.000 02333.3366.67100.0133.3166.7200.0344.9切应力 R/MPa166.7309.4200.0133.3100.066.6733.330.000 02333.3366.67100.0133.3166.7200.0344.9切应力 R/MPa166.7309.4200.0133.3100.066.6733.330.000 02333.3366.67100.0133.3166.7200.0344.9切应力 R/MPa166.7309.4200.0133.3100.066.6733.330.000 02333.3366.67100.0133.3166.7200.0344.9切应力 R/MPa(a)0.63%(b)1.55%(c)3.58%(d)6.94%图11不同碳化物含量下切应力分布Fig.11Distribution of shear stress under differentcarbide conditions.(a)0.63%;(b)1.55%;(c)3.58%;(d)6.94%83.330166.7250.0333.3416.7500.0583.3666.7750.0833.3916.71 0003 848应力 R/MPa0.0670.17600.1330.2000.2670.3330.4000.4670.5330.6000.6670.7330.8001.255应变(a)应力分布云图(b)应变分布云图 图12碳化物呈连续条状的应变、应力分布Fig.12Strain and stress distribution of carbide incontinuousstrip.(a)imageofstressdistribution;(b)imageofstraindistribution第6期樊佳伟，等：碳化物析出对 ENiCrFe-3 预边堆焊异种钢焊缝力学性能影响的数值模拟71所以在受到拉力时易发生断裂.晶体内部位错运动变化如图 16 所示，根据塑性变形理论与应力分布规律可知，三晶粒交点处塑性变形有如下 3 个阶段，即位错塞积、应力集中、尖端开裂.通过碳化物对应力分布的影响可以看出，最大压力处于三晶粒交点处，根据表面应力的分布，塑性变形在碳化物区域最先发生7-8.应力分布不均匀导致碳化物与基材界面附近产生的塑性变形不均匀，使界面附近区域出现峰值应变，应力水平提高.晶粒中存在较大塑性变形时，碳化物区域位错达到一定密度会加快形变速率，但晶粒 C1 受多向应力的共同作用使其不易变形，而晶粒 C2 和晶粒 C3 较容易发生塑性变形.应力集中尖端开裂位错塞积C1C1C2C2C1C2C3C3C3 图16晶体内部位错运动演化Fig.16Evolutionofdislocationmotioninsidethecrystal 析出大量的碳化物会引起钉扎效应9，晶界处位错通过晶界扩散并包围晶粒，阻碍了晶界处位错的堆积，使晶粒内部位错密度升高，应力增加，晶粒内位错扩散并堆积.同时，颗粒状碳化物限制了晶粒沿晶界方向的相对运动，切向应力的作用使得晶粒发生小角度偏转，因此晶界及周围晶粒发生与晶界垂直的相对运动，碳化物区域应力集中的位置是出现裂纹的起源.在碳化物产生塑性变形之前，由于弹性模量较高使其受到很大的应力，因此阻碍了晶粒产生塑性变形10.在碳化物开始出现塑性变形后，碳化物出现较高的临界分切应力，改变了碳化物晶粒内部的应力分布，对材料的塑性变形性能产生影响.综合上述分析发现，碳化物改变晶粒的位错运动而导致性能改变.4结论(1)通过预边堆焊 ENiCrFe-3 过渡层，能够实现低合金耐热钢和奥氏体不锈钢的异种钢良好焊接，但在 ENiCrFe-3 过渡层中发现了碳元素富集与碳析出现象.(2)模拟结果表明，材料的抗拉强度会随碳化物含量的增加而降低.碳化物颗粒周围存在着较多应变区，碳化物易于形成应力强度聚集点，成为裂 50040030020010000.631.55 碳化物含量(质量分数,%)(a)抗拉强度(b)屈服强度(c)应变抗拉强度 Rm/MPa3.586.943002502001501005000.631.55 碳化物含量(质量分数,%)屈服强度 ReL/MPa3.586.94201416181210860.631.55 碳化物含量(质量分数,%)应变 (%)3.586.94 图14力学性能随碳化物含量变化Fig.14Variationofmechanicalpropertieswithcarbidecontent.(a)tensilestrength;(b)yieldstrength;(c)strain 裂纹形核碳化物裂纹形核裂纹扩展裂纹扩展裂纹断开碳化物开裂断裂 图15裂纹形核、扩展示意图Fig.15Cracknucleation,propagationdiagram72焊 接 学 报第44卷纹起源.(3)三晶粒交点处是焊缝力学性能最薄弱的区域，晶界交汇处应力分布不对称，使碳化物区域处所受应力-应变作用更复杂，通常交点处最先失效，成为断裂源.参考文献杨光磊,王东,李玉艳,等.ENiCrFe-3 过渡层对钴基硬质层成分和性能的影响 J.热加工工艺,2019,48(4):131134.YangGuanglei,WangDong,LiYuyan,et al.EffectofENiCrFe-3transitionlayeroncompositionandpropertiesofcobaltbasehardlayerJ.HotWorkingTechnology,2019,48(4):131134.1韩红梅,林文彬,赵瑞奇.Inconel600 合金材料的焊接工艺 J.焊接,2008(2):6364.HanHongmei,LinWenbin,ZhaoRuiqi.WeldingprocessforIn-conel600alloymaterialsJ.Welding&Joining,2008(2):6364.2陈燕,张学刚,陈波,等.适合全位置焊接的 ENiCrFe-3 焊条的研制 J.机械制造文摘(焊接分册),2019(5):3336.ChenYan,ZhangXuegang,ChenBo,et al.Developmentofnick-elbasealloycoveredelectrodeENiCrFe-3forallpositionweld-ingJ.Welding Digest of Machinery Manufacturing,2019(5):3336.3叶有俊,巩建鸣,姜勇.等温时效模拟研究 12Cr1MoV 钢在长期高温服役过程中碳化物的转变规律 J.机械工程材料,2009,33(12):2023.YeYoujun,GongJianming,JiangYong.Carbidetransformationruleof12Cr1MoVsteelservicedforlong-termathightemperat-4urestudiedbyisothermalagingsimulationJ.MaterialsforMech-anicalEngineering,2009,33(12):2023.HidalgoJ,VittoriettiM,FarahaniH,et al.InfluenceofM23C6carbidesontheheterogeneousstraindevelopmentinannealed420stainlesssteelJ.ActaMaterialia,2020,200:7490.5Roters F,Eisenlohr P,Hantcherli L,et al.Overview of con-stitutivelaws,kinematics,homogenizationandmultiscalemeth-odsincrystalplasticityfinite-elementmodeling:Theory,experi-ments,applicationsJ.ActaMaterialia,2010,58(4):11521211.6Chen C W,Machlin E S.On the mechanism of interrystallinecrackingJ.ActaMetallurgica,1956,4(6):655656.7DunandDC,HanBQ,JansenAM.Monkman-grantanalysisofcreep fracture in dispersion-strengthened and particulate-rein-forcedaluminumJ.MetallurgicalandMaterialsTransactionsA,1999,30:829838.8WilsonDV.Precipitationandgrowthofcarbideparticlesinacyclicallystrainedlow-carbonsteelJ.ActaMetallurgica,1973,21(5):673682.9SunHQ,IrwanR,HuangH,et al.Effectofmicrostructureonmechanicalpropertiesandwearcharacteristicsofcementedtung-sten carbidesJ.Advanced Materials Research,2009,76-78:609612.10第一作者：樊佳伟，1986 年出生，硕士，主要从事机械设备 制 造、检 测 及 测 试 等 方 面 工 作 与 研 究.Email:.通信作者：黄健康,1981 年出生，博士，教授，博士生导师；主要从事异种金属连接，焊接过程中物理、检测及控制 等 领 域 的 研 究，已 发 表 论 文 200 余 篇.Email:.（编辑：张基隆）第6期樊佳伟，等：碳化物析出对 ENiCrFe-3 预边堆焊异种钢焊缝力学性能影响的数值模拟73welded joints was studied.(3)The coarsening of lath bainite in weld and heat affectedzone with the increase of flash allowance,and the proper upsetallowance is beneficial to obtain good joint microstructure andproperties.Key words:corrosion resisting steel；flash butt welding；flash allowance；upset allowance；structure property Numerical study of the effect of carbide precipitation on themechanical properties of ENiCrFe-3 pre-edge welded dis-similar steel welds FAN Jiawei1,2,LI Zhuoxuan2,WUHaosheng2,LIU Guangyin2,ZHANG Jianxiao2,3,HUANG Ji-ankang2(1.Gansu Tobacco Industry Co.,Ltd,Lanzhou730050,China；2.Lanzhou University of Technology,Lan-zhou 730050,China；3.Lanzhou LS Equipment Co.,Ltd.,Lanzhou 730300,China).pp 67-73Abstract:In order to avoid the phenomenon of element dif-fusion enrichment in the welding of dissimilar steels,this pa-per uses the method of pre-edge overlay welding ENiCrFe-3transition layer to achieve a good weld of dissimilar steels,butthe precipitation of carbide was found in the welded joint,andthen the crystal plasticity finite element method was used toconstruct a crystal plasticity finite element analysis model withthe addition of carbide at grain boundaries.Simulation resultsshow that:carbide precipitation phase will have a significanteffect on the stress-strain distribution within and on the grainboundaries,due to the increase in carbide content,the stressconcentration increases in the region of inclusions,the three-grain intersection is the weakest region of the mechanical prop-erties of the weld,and the stress distribution at the intersectionof the grain boundaries of the three grains is asymmetric andusually the first to fail and become a source of fracture.Highlights:(1)Good welding of dissimilar steels is achievedthrough the pre-edge overlay process,and carbide precipitationphenomenon is found from it.(2)Different from the conventional macroscopic tissue regula-tion and stress-strain analysis,this paper analyzes the stress-strain mechanism of the tissue from the microscopic perspect-ive.(3)The microscopic crystal mechanics finite element model isestablished to analyze the effect of carbide precipitation on themechanical properties of the weld,and to clarify the stress-strain distribution of carbide precipitation and crack growthmechanism.Key words:crystal plasticity；carbide；finite element；stress-strain Study on microstructure and comprehensive properties ofSAF2205 duplex stainless steel multilayer and multipasswelded joint LI Yajie,LIU Rui,QIN Fengming,MAChengrui(Taiyuan University of Science and Technology,Taiyuan 030024,China).pp 74-81Abstract:TIG/PAW composite welding was used to weldSAF2205 duplex stainless steel with three layers and threechannels,and solution treatment was carried out.OM,SEM,EBSD and electrochemical corrosion,tensile,impact and otherexperiments were used to study the relationship between themicrostructure evolution of the weld and mechanical proper-ties,corrosion resistance.The results show that the ferrite con-tent of TIG filler wire weld is 70.5%,and the austenite grain ofTIG filler wire weld is the largest(177 m2),which is largerthan that of base metal(142 m2)due to the addition of weld-ing wire.The ferrite content of PAW weld is 65.4%.Due tothe different welding sequence,subsequent welding has a heat-ing effect on the weld,resulting in the least ferrite content.InTIG weld,the large heat input results in the coarsening of fer-rite grain (8 147 m2),which is larger than the base metal(264 m2),resulting in the reduction of austenite core locationand only 3.96%austenite.Due to the difference of deforma-tion mechanism and stacking fault energy between austeniteand ferrite,the number of ferrite sub-grains is larger than thatof austenite,while the number of recrystallized grains andhigh-angle grain boundary is smaller than that of austenite.After solution treatment at 1 050 for 60 min,the two phasesof the weld are close to 11,and the austenite tends to homo-genize,and the corrosion resistance increases with the exten-sion of solution time.The tens