龚勇勇,夏春智,刘 川,赵 梦

(江苏科技大学 江苏省先进焊接技术省级重点实验室, 镇江 212003)

S32101双相不锈钢与其他不锈钢相比具有更好的耐腐蚀性能和综合力学性能[1],应用于运输化学品船舶、核电站等严苛的工作环境．熔化焊是建造核电站的关键技术,目前S32101双相不锈钢的焊接工艺较为成熟[2-6]．在焊接过程中,焊接区域及其邻近区域经历局部快速加热和冷却过程,从而产生焊接残余应力．而焊接残余拉应力对S32101双相不锈钢焊接结构的耐腐蚀性能,疲劳强度,以及使用安全性和寿命都存在严重的不利影响．

目前工程上已经应用超声冲击处理(ultrasonic impact treatment, UIT)来降低焊接接头的残余应力[7-13],国内外研究表明[14-16],碳钢焊接接头经超声波冲击处理后,表层晶粒变细,明显降低焊缝区的拉应力,将拉应力转化为压应力．但有关超声冲击处理对于S32101双相不锈钢焊接接头残余应力以及组织和硬度的影响研究仍较少．因此,文中以25 mm厚的S32101不锈钢对接接头为研究对象,采用XRD法测量超声冲击处理前后试件表面的焊接残余应力,并分析超声冲击处理对不锈钢焊接接头组织和硬度的影响．

1 试验

1.1 焊接试验

焊接使用的母材为3组相同板厚的S32101双相不锈钢．其中一组长度600 mm的试板进行超声冲击处理时参数的优化,其余两组350 mm长度的试板进行应力、硬度和组织分析．坡口尺寸如图1(a),焊接顺序如图1(b),焊缝截面成型如图1(c).焊接工艺参数见表1．将板材对接,采用氩弧焊进行打底,焊丝直径为1.6 mm,牌号ER2209,化学成分见表2．焊条电弧焊进行填充和盖面,焊条直径为3.2 mm,牌号E2209,化学成分见表3．

图1 试板坡口形式及焊接顺序(单位：mm)Fig.1 Test plate groove form andwelding sequence(unit:mm)

表1 焊接工艺参数Table 1 Welding process parameters

表2 ER2209焊丝化学成分(质量分数，%)Table 2 ER2209 welding wire chemical composition(mass fraction,%)

表3 E2209焊条化学成分(质量分数，%)Table 3 E2209 electrode chemical composition(mass fraction,%)

1.2 试验方法

采用JSKD-E型超声冲击设备对试件焊接接头表面进行冲击处理，超声频率为20 kHz,冲击头为7根直径为3 mm的冲击针．冲击时冲击枪垂直于焊缝表面,在冲击区域内往复冲击，冲击头如图2．

图2 超声冲击枪和冲击头Fig.2 UIT equipment

定义冲击强度为单位面积内的冲击时间(s/cm2),设定冲击强度分别为3、5、10、15 s/cm2．采用Proto-iXRD应力测试仪测试试件冲击前后的焊接残余应力．测试时辐射源为Mn,波长λ=2.01，衍射晶面为(311),X射线的管电压20 kV,电流4 mA,定峰方法为高斯拟合．衍射角为156.41°,beat角数量为7个，角度分别为 20°,12°,6°,0°,-6°,-12°,-20°．测应力前先采用电解腐蚀方法对表层进行抛光,电解液为饱和盐水(450 mlH2O+100 gNaCl)．采用最优冲击强度对图3试板进行冲击．

分别对焊态和冲击后的焊缝进行取样,试样断面进行预抛光、抛光和腐蚀．腐蚀剂采用10 gCuSO4+50 mlHCl+50 mlH2O,母材腐蚀时间为2～5 s,焊缝腐蚀时间20～25 s．腐蚀后用清水冲洗,电吹风吹干．用金相显微镜观察母材和焊缝区显微组织．采用图像处理技术分析焊缝奥氏体含量．

图3 冲击处理试板残余应力测试区及冲击表面(单位：mm)Fig.3 Test area of residual stress and the surface by UIT(unit:mm)

采用德国KB30S显微硬度计对整个焊缝截面进行硬度测量,实验设定测试载荷200 g,载荷停留时间15 s,焊缝水平方向测试间距1 mm,表层0～5 mm的厚度方向间距1 mm,其余厚度方向间距2 mm．硬度采集完以后,使用surfer软件进行硬度云图分析．

2 结果与分析

2.1 微观组织观察

图4为超声冲击处理前后母材的显微组织．从图4(a)中可以看出,冲击前母材的组织为均匀分布的铁素体和奥氏体，铁素体和奥氏体的含量各占50%．图4(b)是经过超声冲击后母材的显微组织,超声冲击使得表面层发生了一定的微观塑性变形,表层塑性变形厚度达20 um左右．其中铁素体被挤压,奥氏体被拉长压扁和破碎,但是并没有产生新的组织,而且距离试件表面越远,晶粒的形貌越完整．

图4 超声冲击处理前后母材显微组织Fig.4 Microstructure of base metal before and after UIT

超声冲击处理前后焊缝区的组织如图5．图5(a)表明焊缝表层组织相比于母材的组织形态发生了明显的变化,奥氏体化元素在铁素体晶界富集,随着冷却首先在铁素体晶界析出奥氏体,奥氏体沿着冷却方向迅速长大,随着冷却持续进行，铁素体晶内也会逐渐达到奥氏体形核条件而析出大量奥氏体晶粒,这些奥氏体晶粒在铁素体晶内朝着铁素体晶界生长,最后到达铁素体晶界与晶界的主轴奥氏体一起形成树枝状,但是由于铁素体晶内过冷度较小析出的奥氏体晶粒生长受到限制．图5(b)表明冲击后焊缝表面的晶粒产生塑性变形,表层塑性变形层的厚度达20 μm 左右,魏氏体状奥氏体和原始奥氏体被细化,且被细化的晶粒取向平铺在冲击表层,但并没有新的组织出现．

图5(c)为高温热影响区的组织,高温热影响区与熔合线相邻,在焊接热输入的作用下,靠近熔合线的奥氏体相全部转变为铁素体相,冷却时铁素体重新转变为奥氏体,但是重新转变形成的奥氏体已不再具有母材的轧制状态,而是杂乱排布,且组织粗大．从图5(d)中可以看出,超声冲击使得表面层发生了一定的微观塑性变形,表层塑性变形厚度达15 μm,超声冲击后热影响晶粒和母材类似,粗大的奥氏体被压扁拉长平铺在母材表面,铁素体被挤压细化,也没有新的组织出现．

图5 超声冲击前后焊缝及热影响区组织Fig.5 Microstructure in weld and heat affectedzone before and after UIT

图6(a)为超声冲击前填充层焊缝中心的组织,相比盖面层,填充层的热输入更大,冷却时间更长,铁素体晶界析出的奥氏体可以长成尺寸较大的晶粒,生长出较盖面层更多的奥氏体晶粒．图6(b)冲击后填充层组织并未发生明显变化,这是由于表面的超声冲击并未对焊缝内部产生作用．

因此,超声冲击处理对焊缝的表层组织只起到了塑性变形、挤压等影响,使表面的残余应力得到释放．

图6 超声冲击前后焊缝中心组织Fig.6 Microstructure in weld center before and after UIT

图7为双相不锈钢接头不同区域的奥氏体含量．超声冲击前,焊缝奥氏体含量最高,热影响区含量最低,母材含量居中．这是由于焊条的Ni元素含量高于母材,使得焊缝的Ni元素含量较高,焊接时Ni元素极大地促进奥氏体从铁素体晶界析出．而热影响区虽然受到的热循环作用超过相变温度,但最高温度远低于焊缝热循环的最高温度,由于没有额外的合金元素添加不能促使溶解后的奥氏体重新析出,这导致热影响区的奥氏体含量降低．冲击过后各个区域的奥氏体占比都有所上升．并且由于超声冲击使得铁素体被挤压缩减,没有产生新的组织,导致奥氏体占比有所上升．

图7 焊接接头不同区域奥氏体含量Fig.7 Austenite content in different region of welded joint

2.2 残余应力

图8为不同超声冲击参数冲击后的残余应力分布．图中看出,经超声冲击处理后各区域焊接残余应力都有所下降．其中经冲击强度3 s/cm2和5 s/cm2冲击后的区域还存在10～300 MPa的拉应力．冲击强度10 s/cm2、15 s/cm2从600 MPa拉应力下降到了600 MPa左右压应力．但是10 s/cm2冲击后压应力在-500～-600 MPa,而15 s/cm2焊缝冲击后在-300～-600 MPa．冲击强度10 s/cm2处理后得到的应力分布比15 s/cm2处理得到的应力更加均匀,说明选用超声冲击处理强度10 s/cm2时的效果最佳．这是由于冲击强度过小不能均匀的冲击整个区域,冲击强度过大则会产生加工硬化．

图8 不同超声冲击参数与残余应力关系Fig.8 Relation between different UITparameters and residual stress

图9为采用10 s/cm2的冲击强度冲击焊接试板得到的应力结果．图中可以看出焊缝区域的焊后横纵向应力为拉伸应力,且两者分布和幅值基本一致,峰值应力出现在焊趾处,约为700 MPa．远离焊缝的母材区域横向和纵向应力接近于0;经超声冲击处理后,表面冲击区域的横向和纵向应力减小为压缩应力,分布在-50～-600 MPa,且纵向和横向残余应力大小基本相同,说明超声冲击处理产生的横向和纵向压缩应力基本一致．超声冲击使得金属表面产生塑性变形,从而使表面的残余应力得到释放．未进行超声波冲击处理的区域,其应力值与超声冲击处理前基本一致,说明超声冲击处理对未冲击区域的应力分布影响不大．

图9 超声冲击前后残余应力变化Fig.9 Changes of residual stress before and after UIT

2.3 硬度测试

图10为超声冲击处理前后焊缝的显微硬度测试结果．由图10(a)可以看出,焊缝区域硬度明显高于两侧母材区域的硬度值,硬度由焊缝内部到热影响区再到母材逐渐降低,硬度分布趋势与焊缝坡口形式一致,呈V形分布;在焊缝中部区域10～18 mm深度上有高硬度区域,硬度达到260～285 HV．而母材的硬度为225～250 HV．

图10(b)超声冲击处理后焊缝硬度云图可以看出,超声冲击处理后表层1～2 mm硬度相对无超声冲击处理焊缝硬度有明显变化,硬度分布更加均匀,冲击层硬度显著提高,硬度可达300～350 HV，相对于未冲击之前提高了50～90 HV，说明超声冲击处理可以提高焊接接头表层硬度,且影响深度约1～2 mm．

图10 超声冲击处理前后硬度分布Fig.10 Hardness distribution before and after UIT

3 结论

(1) S32101双相不锈钢焊接接头的组织主要由奥氏体与铁素体组成,形态和母材组织差异较大．超声冲击后母材和焊缝都发生了塑性变形,其中母材中的铁素体被压缩,奥氏体被拉长,组织细化．焊缝表面的组织产生严重塑性变形,魏氏体状奥氏体和晶内奥氏体被细化,且被细化的晶粒平铺在冲击表层．超声冲击后并未有新的组织产生,冲击后奥氏体各个区域的占比都有所提高．

(2) 整个焊缝以及焊接热影响区焊后呈现较大的拉应力,在焊趾处出现最大的拉应力．经超声冲击后焊接接头的残余应力由高的拉应力转为高的压应力,超声冲击强度为10 s/cm2时效果最佳,可将600 MPa的拉应力转化为600 MPa的压应力．

(3) 超声冲击处理后表层硬度分布更加均匀,冲击层硬度显著提高,硬度可达到300～350 HV0.2,相对于未冲击之前提高了50～90 HV,影响深度约为1～2 mm．