超聲沖擊處理對S32101雙相不銹鋼焊縫殘余應(yīng)力及組織的影響

龔勇勇,夏春智,劉 川,趙 夢

(江蘇科技大學 江蘇省先進焊接技術(shù)省級重點實驗室, 鎮(zhèn)江 212003)

S32101雙相不銹鋼與其他不銹鋼相比具有更好的耐腐蝕性能和綜合力學性能[1],應(yīng)用于運輸化學品船舶、核電站等嚴苛的工作環(huán)境．熔化焊是建造核電站的關(guān)鍵技術(shù),目前S32101雙相不銹鋼的焊接工藝較為成熟[2-6]．在焊接過程中,焊接區(qū)域及其鄰近區(qū)域經(jīng)歷局部快速加熱和冷卻過程,從而產(chǎn)生焊接殘余應(yīng)力．而焊接殘余拉應(yīng)力對S32101雙相不銹鋼焊接結(jié)構(gòu)的耐腐蝕性能,疲勞強度,以及使用安全性和壽命都存在嚴重的不利影響．

目前工程上已經(jīng)應(yīng)用超聲沖擊處理(ultrasonic impact treatment, UIT)來降低焊接接頭的殘余應(yīng)力[7-13],國內(nèi)外研究表明[14-16],碳鋼焊接接頭經(jīng)超聲波沖擊處理后,表層晶粒變細,明顯降低焊縫區(qū)的拉應(yīng)力,將拉應(yīng)力轉(zhuǎn)化為壓應(yīng)力．但有關(guān)超聲沖擊處理對于S32101雙相不銹鋼焊接接頭殘余應(yīng)力以及組織和硬度的影響研究仍較少．因此,文中以25 mm厚的S32101不銹鋼對接接頭為研究對象,采用XRD法測量超聲沖擊處理前后試件表面的焊接殘余應(yīng)力,并分析超聲沖擊處理對不銹鋼焊接接頭組織和硬度的影響．

1 試驗

1.1 焊接試驗

焊接使用的母材為3組相同板厚的S32101雙相不銹鋼．其中一組長度600 mm的試板進行超聲沖擊處理時參數(shù)的優(yōu)化,其余兩組350 mm長度的試板進行應(yīng)力、硬度和組織分析．坡口尺寸如圖1(a),焊接順序如圖1(b),焊縫截面成型如圖1(c).焊接工藝參數(shù)見表1．將板材對接,采用氬弧焊進行打底,焊絲直徑為1.6 mm,牌號ER2209,化學成分見表2．焊條電弧焊進行填充和蓋面,焊條直徑為3.2 mm,牌號E2209,化學成分見表3．

圖1 試板坡口形式及焊接順序(單位：mm)Fig.1 Test plate groove form andwelding sequence(unit:mm)

表1 焊接工藝參數(shù)Table 1 Welding process parameters

表2 ER2209焊絲化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 2 ER2209 welding wire chemical composition(mass fraction,%)

表3 E2209焊條化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 3 E2209 electrode chemical composition(mass fraction,%)

1.2 試驗方法

采用JSKD-E型超聲沖擊設(shè)備對試件焊接接頭表面進行沖擊處理，超聲頻率為20 kHz,沖擊頭為7根直徑為3 mm的沖擊針．沖擊時沖擊槍垂直于焊縫表面,在沖擊區(qū)域內(nèi)往復(fù)沖擊，沖擊頭如圖2．

圖2 超聲沖擊槍和沖擊頭Fig.2 UIT equipment

定義沖擊強度為單位面積內(nèi)的沖擊時間(s/cm2),設(shè)定沖擊強度分別為3、5、10、15 s/cm2．采用Proto-iXRD應(yīng)力測試儀測試試件沖擊前后的焊接殘余應(yīng)力．測試時輻射源為Mn,波長λ=2.01，衍射晶面為(311),X射線的管電壓20 kV,電流4 mA,定峰方法為高斯擬合．衍射角為156.41°,beat角數(shù)量為7個，角度分別為 20°,12°,6°,0°,-6°,-12°,-20°．測應(yīng)力前先采用電解腐蝕方法對表層進行拋光,電解液為飽和鹽水(450 mlH2O+100 gNaCl)．采用最優(yōu)沖擊強度對圖3試板進行沖擊．

分別對焊態(tài)和沖擊后的焊縫進行取樣,試樣斷面進行預(yù)拋光、拋光和腐蝕．腐蝕劑采用10 gCuSO4+50 mlHCl+50 mlH2O,母材腐蝕時間為2～5 s,焊縫腐蝕時間20～25 s．腐蝕后用清水沖洗,電吹風吹干．用金相顯微鏡觀察母材和焊縫區(qū)顯微組織．采用圖像處理技術(shù)分析焊縫奧氏體含量．

圖3 沖擊處理試板殘余應(yīng)力測試區(qū)及沖擊表面(單位：mm)Fig.3 Test area of residual stress and the surface by UIT(unit:mm)

采用德國KB30S顯微硬度計對整個焊縫截面進行硬度測量,實驗設(shè)定測試載荷200 g,載荷停留時間15 s,焊縫水平方向測試間距1 mm,表層0～5 mm的厚度方向間距1 mm,其余厚度方向間距2 mm．硬度采集完以后,使用surfer軟件進行硬度云圖分析．

2 結(jié)果與分析

2.1 微觀組織觀察

圖4為超聲沖擊處理前后母材的顯微組織．從圖4(a)中可以看出,沖擊前母材的組織為均勻分布的鐵素體和奧氏體，鐵素體和奧氏體的含量各占50%．圖4(b)是經(jīng)過超聲沖擊后母材的顯微組織,超聲沖擊使得表面層發(fā)生了一定的微觀塑性變形,表層塑性變形厚度達20 um左右．其中鐵素體被擠壓,奧氏體被拉長壓扁和破碎,但是并沒有產(chǎn)生新的組織,而且距離試件表面越遠,晶粒的形貌越完整．

圖4 超聲沖擊處理前后母材顯微組織Fig.4 Microstructure of base metal before and after UIT

超聲沖擊處理前后焊縫區(qū)的組織如圖5．圖5(a)表明焊縫表層組織相比于母材的組織形態(tài)發(fā)生了明顯的變化,奧氏體化元素在鐵素體晶界富集,隨著冷卻首先在鐵素體晶界析出奧氏體,奧氏體沿著冷卻方向迅速長大,隨著冷卻持續(xù)進行，鐵素體晶內(nèi)也會逐漸達到奧氏體形核條件而析出大量奧氏體晶粒,這些奧氏體晶粒在鐵素體晶內(nèi)朝著鐵素體晶界生長,最后到達鐵素體晶界與晶界的主軸奧氏體一起形成樹枝狀,但是由于鐵素體晶內(nèi)過冷度較小析出的奧氏體晶粒生長受到限制．圖5(b)表明沖擊后焊縫表面的晶粒產(chǎn)生塑性變形,表層塑性變形層的厚度達20 μm 左右,魏氏體狀奧氏體和原始奧氏體被細化,且被細化的晶粒取向平鋪在沖擊表層,但并沒有新的組織出現(xiàn)．

圖5(c)為高溫熱影響區(qū)的組織,高溫熱影響區(qū)與熔合線相鄰,在焊接熱輸入的作用下,靠近熔合線的奧氏體相全部轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體相,冷卻時鐵素體重新轉(zhuǎn)變?yōu)閵W氏體,但是重新轉(zhuǎn)變形成的奧氏體已不再具有母材的軋制狀態(tài),而是雜亂排布,且組織粗大．從圖5(d)中可以看出,超聲沖擊使得表面層發(fā)生了一定的微觀塑性變形,表層塑性變形厚度達15 μm,超聲沖擊后熱影響晶粒和母材類似,粗大的奧氏體被壓扁拉長平鋪在母材表面,鐵素體被擠壓細化,也沒有新的組織出現(xiàn)．

圖5 超聲沖擊前后焊縫及熱影響區(qū)組織Fig.5 Microstructure in weld and heat affectedzone before and after UIT

圖6(a)為超聲沖擊前填充層焊縫中心的組織,相比蓋面層,填充層的熱輸入更大,冷卻時間更長,鐵素體晶界析出的奧氏體可以長成尺寸較大的晶粒,生長出較蓋面層更多的奧氏體晶粒．圖6(b)沖擊后填充層組織并未發(fā)生明顯變化,這是由于表面的超聲沖擊并未對焊縫內(nèi)部產(chǎn)生作用．

因此,超聲沖擊處理對焊縫的表層組織只起到了塑性變形、擠壓等影響,使表面的殘余應(yīng)力得到釋放．

圖6 超聲沖擊前后焊縫中心組織Fig.6 Microstructure in weld center before and after UIT

圖7為雙相不銹鋼接頭不同區(qū)域的奧氏體含量．超聲沖擊前,焊縫奧氏體含量最高,熱影響區(qū)含量最低,母材含量居中．這是由于焊條的Ni元素含量高于母材,使得焊縫的Ni元素含量較高,焊接時Ni元素極大地促進奧氏體從鐵素體晶界析出．而熱影響區(qū)雖然受到的熱循環(huán)作用超過相變溫度,但最高溫度遠低于焊縫熱循環(huán)的最高溫度,由于沒有額外的合金元素添加不能促使溶解后的奧氏體重新析出,這導致熱影響區(qū)的奧氏體含量降低．沖擊過后各個區(qū)域的奧氏體占比都有所上升．并且由于超聲沖擊使得鐵素體被擠壓縮減,沒有產(chǎn)生新的組織,導致奧氏體占比有所上升．

圖7 焊接接頭不同區(qū)域奧氏體含量Fig.7 Austenite content in different region of welded joint

2.2 殘余應(yīng)力

圖8為不同超聲沖擊參數(shù)沖擊后的殘余應(yīng)力分布．圖中看出,經(jīng)超聲沖擊處理后各區(qū)域焊接殘余應(yīng)力都有所下降．其中經(jīng)沖擊強度3 s/cm2和5 s/cm2沖擊后的區(qū)域還存在10～300 MPa的拉應(yīng)力．沖擊強度10 s/cm2、15 s/cm2從600 MPa拉應(yīng)力下降到了600 MPa左右壓應(yīng)力．但是10 s/cm2沖擊后壓應(yīng)力在-500～-600 MPa,而15 s/cm2焊縫沖擊后在-300～-600 MPa．沖擊強度10 s/cm2處理后得到的應(yīng)力分布比15 s/cm2處理得到的應(yīng)力更加均勻,說明選用超聲沖擊處理強度10 s/cm2時的效果最佳．這是由于沖擊強度過小不能均勻的沖擊整個區(qū)域,沖擊強度過大則會產(chǎn)生加工硬化．

圖8 不同超聲沖擊參數(shù)與殘余應(yīng)力關(guān)系Fig.8 Relation between different UITparameters and residual stress

圖9為采用10 s/cm2的沖擊強度沖擊焊接試板得到的應(yīng)力結(jié)果．圖中可以看出焊縫區(qū)域的焊后橫縱向應(yīng)力為拉伸應(yīng)力,且兩者分布和幅值基本一致,峰值應(yīng)力出現(xiàn)在焊趾處,約為700 MPa．遠離焊縫的母材區(qū)域橫向和縱向應(yīng)力接近于0;經(jīng)超聲沖擊處理后,表面沖擊區(qū)域的橫向和縱向應(yīng)力減小為壓縮應(yīng)力,分布在-50～-600 MPa,且縱向和橫向殘余應(yīng)力大小基本相同,說明超聲沖擊處理產(chǎn)生的橫向和縱向壓縮應(yīng)力基本一致．超聲沖擊使得金屬表面產(chǎn)生塑性變形,從而使表面的殘余應(yīng)力得到釋放．未進行超聲波沖擊處理的區(qū)域,其應(yīng)力值與超聲沖擊處理前基本一致,說明超聲沖擊處理對未沖擊區(qū)域的應(yīng)力分布影響不大．

圖9 超聲沖擊前后殘余應(yīng)力變化Fig.9 Changes of residual stress before and after UIT

2.3 硬度測試

圖10為超聲沖擊處理前后焊縫的顯微硬度測試結(jié)果．由圖10(a)可以看出,焊縫區(qū)域硬度明顯高于兩側(cè)母材區(qū)域的硬度值,硬度由焊縫內(nèi)部到熱影響區(qū)再到母材逐漸降低,硬度分布趨勢與焊縫坡口形式一致,呈V形分布;在焊縫中部區(qū)域10～18 mm深度上有高硬度區(qū)域,硬度達到260～285 HV．而母材的硬度為225～250 HV．

圖10(b)超聲沖擊處理后焊縫硬度云圖可以看出,超聲沖擊處理后表層1～2 mm硬度相對無超聲沖擊處理焊縫硬度有明顯變化,硬度分布更加均勻,沖擊層硬度顯著提高,硬度可達300～350 HV，相對于未沖擊之前提高了50～90 HV，說明超聲沖擊處理可以提高焊接接頭表層硬度,且影響深度約1～2 mm．

圖10 超聲沖擊處理前后硬度分布Fig.10 Hardness distribution before and after UIT

3 結(jié)論

(1) S32101雙相不銹鋼焊接接頭的組織主要由奧氏體與鐵素體組成,形態(tài)和母材組織差異較大．超聲沖擊后母材和焊縫都發(fā)生了塑性變形,其中母材中的鐵素體被壓縮,奧氏體被拉長,組織細化．焊縫表面的組織產(chǎn)生嚴重塑性變形,魏氏體狀奧氏體和晶內(nèi)奧氏體被細化,且被細化的晶粒平鋪在沖擊表層．超聲沖擊后并未有新的組織產(chǎn)生,沖擊后奧氏體各個區(qū)域的占比都有所提高．

(2) 整個焊縫以及焊接熱影響區(qū)焊后呈現(xiàn)較大的拉應(yīng)力,在焊趾處出現(xiàn)最大的拉應(yīng)力．經(jīng)超聲沖擊后焊接接頭的殘余應(yīng)力由高的拉應(yīng)力轉(zhuǎn)為高的壓應(yīng)力,超聲沖擊強度為10 s/cm2時效果最佳,可將600 MPa的拉應(yīng)力轉(zhuǎn)化為600 MPa的壓應(yīng)力．

(3) 超聲沖擊處理后表層硬度分布更加均勻,沖擊層硬度顯著提高,硬度可達到300～350 HV0.2,相對于未沖擊之前提高了50～90 HV,影響深度約為1～2 mm．