鄭韶先，汪軍平，楊妹娟，俄 馨

(1.蘭州交通大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，蘭州 730070；2.蘭州蘭石檢測技術(shù)有限公司，蘭州 730314)

0 引 言

鐵素體不銹鋼因具有優(yōu)良的耐點(diǎn)蝕、耐縫隙腐蝕及抗應(yīng)力腐蝕開裂的能力，廣泛應(yīng)用于汽車部件、汽輪機(jī)葉片以及化工生產(chǎn)中的吸收塔、換熱器等方面[1-4]。然而，在服役過程中因承受摩擦和腐蝕作用，鐵素體不銹鋼工件表面破損嚴(yán)重，使用壽命顯著縮短；對鐵素體不銹鋼工件表面進(jìn)行重熔或絲材熔敷是解決該問題的有效途徑。采用常規(guī)電弧焊方法對鐵素體不銹鋼工件表面進(jìn)行重熔或絲材熔敷時(shí)，其熱輸入過高導(dǎo)致焊接熱影響區(qū)(HAZ)晶粒嚴(yán)重粗化，使得塑性和韌性顯著下降[5-8]，同時(shí)重熔層及熔敷層的耐腐蝕性能也達(dá)不到改性及修復(fù)要求。采用激光束和電子束方法時(shí)，盡管重熔層和熔敷層的耐腐蝕性能可以達(dá)到改性及修復(fù)要求，但存在成本過高的問題[9-12]。因此，需要尋找一種適合鐵素體不銹鋼工件表面改性及修復(fù)的高性價(jià)比方法。

鎢極惰性氣體保護(hù)(TIG)冷焊因具有焊接熱輸入極低、設(shè)備和工藝簡單、對母材的熱影響很小等特點(diǎn)而得到較多應(yīng)用[13-16]。采用該工藝對鋁合金、奧氏體不銹鋼、碳素鋼和低合金鋼工件進(jìn)行的表面修復(fù)或改性均獲得了較好的效果，得到的修復(fù)層或改性層組織均勻致密，與基體結(jié)合良好，力學(xué)及耐腐蝕性能均得到明顯改善[17-20]。顯然，若將TIG冷焊用于鐵素體不銹鋼的表面修復(fù)及改性，對于抑制鐵素體不銹鋼HAZ晶粒粗化并改善修復(fù)層或改性層的耐腐蝕性能具有重要意義。作者采用TIG冷焊技術(shù)對1Cr17鐵素體不銹鋼表面進(jìn)行重熔及ER347L不銹鋼焊絲熔敷試驗(yàn)，通過分析冷焊電流與冷焊時(shí)間對點(diǎn)狀熔池形狀和熔敷焊道外觀形貌的影響，確定了冷焊電流與冷焊時(shí)間的匹配關(guān)系，并研究了重熔層和熔敷層的顯微組織、硬度分布和耐腐蝕性能。研究結(jié)果可為鐵素體不銹鋼表面TIG冷焊修復(fù)及改性提供試驗(yàn)依據(jù)。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

母材為10 mm厚的1Cr17鐵素體不銹鋼，顯微組織見圖1，由鐵素體和沿軋制方向分布的碳化物組成。焊接材料為ER347L不銹鋼焊絲，直徑分別為1.0，1.6 mm。母材和焊絲化學(xué)成分見表1。

圖1 1Cr17不銹鋼的顯微組織Fig.1 Microstructure of 1Cr17 stainless steel

表1 1Cr17不銹鋼母材和ER347L不銹鋼焊絲的化學(xué)成分Table 1 Chemical composition of 1Cr17 stainless steel base metal and ER347L stainless steel wire %

采用WS-250G型智能精密多功能冷焊機(jī)在1Cr17不銹鋼母材表面進(jìn)行TIG冷焊重熔以及焊絲熔敷試驗(yàn)，重熔和熔敷時(shí)的氬氣流量均為8 L·min-1，鎢極尖部與母材表面的距離分別為1.0，1.8 mm。先進(jìn)行TIG冷焊單點(diǎn)重熔試驗(yàn)，重熔時(shí)冷焊電流在10～250 A，冷焊時(shí)間在50～200 ms。單點(diǎn)重熔結(jié)束后，觀察熔池表面形貌，測量其尺寸，以確定與不同冷焊時(shí)間相匹配的最小冷焊電流。再進(jìn)行一道次TIG冷焊熔敷試驗(yàn)，焊絲直徑為1.0 mm，冷焊電流在80～250 A，冷焊時(shí)間在50～200 ms，焊點(diǎn)搭接率約為85%，焊接間隔時(shí)間控制為1.5 s。熔敷試驗(yàn)結(jié)束后，觀察焊道形貌，以確定不同冷焊時(shí)間下可獲得成形良好焊道的最小冷焊電流。

在上述單點(diǎn)重熔和一道次填絲熔敷試驗(yàn)確定的冷焊電流和冷焊時(shí)間范圍內(nèi)，選擇3組冷焊電流和冷焊時(shí)間進(jìn)行一道次重熔，選擇1組冷焊電流和冷焊時(shí)間進(jìn)行多層多道填絲熔敷。一道次重熔時(shí)相鄰焊點(diǎn)的搭接率約為85%，焊接間隔時(shí)間為1.5 s。多層多道熔敷時(shí)所用焊絲直徑為1.6 mm，焊點(diǎn)搭接率約為85%，焊接間隔時(shí)間為1.5 s，相鄰焊道中心間距約為2 mm，共熔敷6層且厚度達(dá)5 mm。

采用線切割法在1/2焊道長度處沿垂直于長度方向?qū)⒁坏来沃厝墼嚇雍投鄬佣嗟廊鄯笤嚇悠书_，經(jīng)磨拋后，用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的CrO3溶液進(jìn)行電解腐蝕，腐蝕電流為2～3 A，腐蝕時(shí)間為15～30 s，采用HAL-100型光學(xué)顯微鏡觀察顯微組織。采用FM-700型維氏硬度計(jì)在剖面上進(jìn)行顯微硬度測試，載荷為1.96 N，加載時(shí)間為15 s。

采用CHI660D型電化學(xué)分析儀、應(yīng)用恒電位法測定極化曲線，掃描速率為0.001 V·s-1，試驗(yàn)介質(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的NaCl溶液，工作電極為試樣，輔助電極為鉑電極，參比電極為飽和甘汞電極(SCE)。試樣尺寸均為2 mm×10 mm×40 mm，表面依次用200#，400#，800#，1200#，1600#，2000#砂紙打磨，再分別用丙酮和質(zhì)量分?jǐn)?shù)為10%的稀硫酸溶液進(jìn)行去污和除銹。重熔試樣的工作面為重熔層，熔敷試樣的工作面為熔敷層。母材試樣、重熔試樣、熔敷試樣的工作面尺寸均為3 mm×10 mm，除工作面外其余部位均用環(huán)氧樹脂封裝，不參與電化學(xué)反應(yīng)。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 重熔和熔敷工藝參數(shù)

由圖2可以看出：單點(diǎn)重熔時(shí)所形成的熔池為非常規(guī)則的圓形，隨著冷焊電流的增大或冷焊時(shí)間的延長，熱輸入相應(yīng)增大，熔池直徑也呈增大的變化規(guī)律；在冷焊時(shí)間分別為200，150，100，50 ms下，能形成成形良好點(diǎn)狀熔池的最小冷焊電流分別為40，40，70，100 A。由此可見，當(dāng)采用TIG冷焊工藝進(jìn)行表面重熔時(shí)，若冷焊時(shí)間范圍為150～200 ms，則匹配的冷焊電流應(yīng)不低于40 A；若冷焊時(shí)間范圍為150～100 ms，則匹配的冷焊電流應(yīng)不低于70 A；若冷焊時(shí)間范圍為100～50 ms，則匹配的冷焊電流應(yīng)不低于100 A。

圖2 不同冷焊電流和時(shí)間下TIG冷焊單點(diǎn)重熔的熔池表面形貌Fig.2 Surface morphology of molten pools of single point remelting by TIG cold welding at different cold welding currents and times

焊道的余高系數(shù)是指熔寬(B)與余高(h)之商(B/h)；余高系數(shù)太小會造成焊趾處應(yīng)力集中程度增大，而且在熔敷下一焊道時(shí)焊趾處不易熔化而易形成熔合不良的缺陷。由圖3可以看出：當(dāng)冷焊時(shí)間為50 ms時(shí)，冷焊電流不低于230 A所得焊道的成形良好，具有合適的余高系數(shù)；當(dāng)冷焊時(shí)間分別為100，160，200 ms時(shí)，獲得成形良好焊道的冷焊電流最小值分別為190，150，120 A。

圖3 不同冷焊電流和時(shí)間下TIG冷焊熔敷焊道的表面形貌Fig.3 Surface morphology of cladding weld beads by TIG cold welding at different cold welding currents and times

在進(jìn)行整個(gè)表面重熔或熔敷時(shí)只要滿足上述冷焊電流與冷焊時(shí)間的匹配關(guān)系，即可獲得成形良好的重熔層或熔敷層。通常為了提高重熔或熔敷效率，可在合適的冷焊電流與冷焊時(shí)間范圍內(nèi)取盡量大的數(shù)值。

2.2 顯微組織

為了明確在匹配合理的冷焊電流和冷焊時(shí)間范圍內(nèi)，不同的冷焊熱輸入對重熔層及其HAZ組織的影響，選擇了3組參數(shù)(不同熱輸入)進(jìn)行重熔，形成的3條重熔焊道外觀形貌如圖4所示，其對應(yīng)的顯微組織見圖5。由圖5可以看出：在3組參數(shù)下重熔后，HAZ的寬度不超過250 μm，并且HAZ過熱區(qū)晶粒均未出現(xiàn)明顯粗化(對比圖1)，當(dāng)冷焊電流和冷焊時(shí)間分別增至250 A和200 ms時(shí)，HAZ晶粒內(nèi)部析出較多鉻的碳化物和氮化物；重熔層均由柱狀鐵素體組成，柱狀鐵素體內(nèi)部出現(xiàn)極為細(xì)小的胞狀晶；在熔合線及重熔界面處晶粒均以外延方式進(jìn)行生長；在HAZ過熱區(qū)和重熔層的鐵素體晶粒邊界分布有少量連續(xù)的馬氏體。TIG冷焊工藝的熱輸入極低，這一方面降低了HAZ的峰值溫度和高溫停留時(shí)間，從而有效抑制了晶粒粗化；另一方面提高了重熔層的冷卻速率，導(dǎo)致重熔層內(nèi)的溫度梯度較大，使得凝固界面前沿液相一側(cè)的成分過冷度很小，促進(jìn)了胞狀晶生長，因此柱狀鐵素體內(nèi)部形成細(xì)小的胞狀晶。

圖4 不同冷焊時(shí)間和電流下的重熔焊道形貌Fig.4 Morphology of weld beads of remelting at different cold welding times and currents

由上述結(jié)果可知，在冷焊時(shí)間200 ms、冷焊電流250 A(即較大熱輸入)下進(jìn)行重熔時(shí)，HAZ晶粒不發(fā)生粗化。故為了提高熔敷效率，選擇了該組冷焊參數(shù)進(jìn)行多層多道熔敷試驗(yàn)，形成的熔敷層外觀形貌見圖6，其對應(yīng)的顯微組織見圖7。由圖7可以看出：在冷焊電流250 A、冷焊時(shí)間200 ms下熔敷不銹鋼焊絲后，HAZ寬度不超過250 μm，并且HAZ過熱區(qū)的晶粒未發(fā)生明顯粗化，晶內(nèi)分布有數(shù)量較多的鉻的碳化物和氮化物，δ鐵素體晶界分布有少量馬氏體。近熔合線的熔池由母材和焊絲熔化形成，為不均勻混合區(qū)。不均勻混合區(qū)內(nèi)的鎳含量遠(yuǎn)低于由焊絲形成的熔池鎳含量，與熔池中心相比，近熔合線處熔池中的鉻鎳當(dāng)量比值較大，液態(tài)金屬以鐵素體(F)凝固模式在熔合線處進(jìn)行外延生長，并在凝固后的相變過程中在鐵素體晶界及晶內(nèi)形成少量的奧氏體；該奧氏體由于鎳元素含量少而不穩(wěn)定，在冷卻至室溫的過程中轉(zhuǎn)變成馬氏體。因此，近熔合線處熔敷層的顯微組織由柱狀鐵素體和晶界及晶內(nèi)馬氏體組成。在距熔合線為0.21 mm的熔池內(nèi)，因鉻鎳當(dāng)量比值依然相對較大而仍以F模式進(jìn)行凝固，但是該處鎳含量更高，更有利于奧氏體穩(wěn)定，故形成了類似于雙相不銹鋼的顯微組織，即鐵素體+奧氏體組織。在距熔合線3.93 mm處，由于該處成分與焊絲相當(dāng)且冷卻速率極快，其凝固模式為奧氏體(A)模式，因此熔敷層組織為細(xì)小的奧氏體胞狀晶。在熔敷界面處均出現(xiàn)了很少量的δ鐵素體，這是由于在TIG冷焊熔敷過程中，前一焊點(diǎn)受后一焊點(diǎn)熔敷時(shí)的熱影響，其界面處奧氏體向δ鐵素體轉(zhuǎn)變，并且在冷卻過程中因冷卻速率較快，抑制了δ鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變，因此熔敷界面附近出現(xiàn)很少量的δ鐵素體。

圖6 在冷焊電流250 A、時(shí)間200 ms下不銹鋼焊絲熔敷試樣的形貌Fig.6 Morphology of cladding sample with stainless steel wire at cold welding current of 250 A for 200 ms

圖7 在冷焊電流250 A、時(shí)間200 ms下不銹鋼焊絲熔敷層的顯微組織Fig.7 Microstructures of cladding layer with stainless steel wire at cold welding current of 250 A for 200 ms:(a)at fusion line;(b)at 0.21 mm from fusion line and (c)at 3.93 mm from fusion line

2.3 顯微硬度

由圖8可以看出，重熔和熔敷試樣HAZ的硬度均比1Cr17不銹鋼母材高，重熔層和熔敷層的硬度也均比1Cr17不銹鋼母材高，未出現(xiàn)軟化區(qū)。重熔和焊絲熔敷后，HAZ晶粒均未發(fā)生明顯粗化，并且HAZ過熱區(qū)晶粒內(nèi)析出了比1Cr17不銹鋼母材中更多的鉻的碳、氮化物，起到了析出強(qiáng)化的作用，因此HAZ硬度高于母材。重熔層組織雖然為鐵素體柱狀晶，但由于柱狀晶內(nèi)存在極細(xì)小的鐵素體胞狀晶，起到了細(xì)晶強(qiáng)化的作用，因此其硬度高于母材。熔敷層近熔合線處區(qū)域的鐵素體柱狀晶內(nèi)既析出了較多的鉻的碳化物和氮化物，又形成了少量馬氏體，同時(shí)晶界也存在連續(xù)分布的馬氏體，均起到了一定的強(qiáng)化作用，因此該區(qū)域的硬度明顯高于母材；而距熔合線較遠(yuǎn)的區(qū)域，由于奧氏體含量較高，加之其晶粒極為細(xì)小，細(xì)晶強(qiáng)化效果也顯著，故硬度也高于母材。

圖8 重熔試樣和不銹鋼焊絲熔敷試樣的顯微硬度分布Fig.8 Microhardness distribution of remelting samples (a)and cladding sample with stainless steel wire (b)

2.4 電化學(xué)性能

由圖9可見：3種參數(shù)下重熔層的自腐蝕電位均顯著高于母材，并且隨著熱輸入的增加，自腐蝕電位減小。這是因?yàn)橹厝蹖拥木Я］^母材發(fā)生顯著細(xì)化，而晶粒的細(xì)化意味著原子能量較高的晶界數(shù)量的增加，亦即活性原子數(shù)量的增多；活性原子數(shù)量的增加使得腐蝕反應(yīng)中鈍化膜(Cr2O3)的形成能力提高[21-22]，同時(shí)鈍化膜的穩(wěn)定性也得到增強(qiáng)，從而有效防止腐蝕性離子(如Cl-)的穿透，耐腐蝕性能得到提高。此外，母材雖然碳含量較高，但因其重熔層形成時(shí)的冷卻速率極快而限制了碳原子擴(kuò)散，從而抑制了Cr23C6等碳化物的沿晶析出，提高了耐晶間腐蝕性能[23-25]。

圖9 重熔層和不銹鋼焊絲熔敷層的極化曲線Fig.9 Polarization curves of remelting layers (a)and cladding layer with stainless steel wire (b)

ER347L不銹鋼焊絲、焊絲熔敷層、1Cr17不銹鋼母材的自腐蝕電位依次減小。熔敷層主要是由ER347L不銹鋼焊絲熔化后形成的，含有比1Cr17不銹鋼母材更少的碳及更多的穩(wěn)定化元素鈮，從而抑制了晶界Cr23C6的析出，提高了熔敷層的耐晶間腐蝕性能；同時(shí)，熔敷層中的奧氏體胞狀晶比1Cr17不銹鋼母材中的晶粒細(xì)小，晶粒的細(xì)化提高了鈍化膜的形成能力；此外，熔敷層組織主要由奧氏體構(gòu)成，而奧氏體的自腐蝕電位通常比鐵素體高。因此，熔敷層的耐腐蝕性能優(yōu)于母材。焊絲材料是經(jīng)穩(wěn)定化處理的奧氏體不銹鋼，耐晶間腐蝕性能優(yōu)良，加之其未受焊接熱循環(huán)的影響，故焊絲的耐腐蝕性能優(yōu)于其熔化后所形成的熔敷層。

3 結(jié) 論

(1)采用TIG冷焊對1Cr17不銹鋼表面進(jìn)行重熔時(shí)，若冷焊時(shí)間范圍分別為200～150 ms、150～100 ms、100～50 ms，則匹配的最小冷焊電流分別為40，70，100 A。采用直徑1.0 mm的ER347L不銹鋼焊絲在1Cr17不銹鋼表面進(jìn)行TIG冷焊熔敷時(shí)，若采用的冷焊時(shí)間分別為50，100，160，200 ms時(shí)，則匹配的最小冷焊電流分別為230，190，150，120 A。

(2)采用TIG冷焊在1Cr17不銹鋼表面進(jìn)行重熔以及進(jìn)行ER347L不銹鋼焊絲熔敷，可解決傳統(tǒng)方法焊接時(shí)1Cr17不銹鋼熱影響區(qū)晶粒易粗化的問題，所得重熔層和熔敷層組織均比1Cr17不銹鋼母材的組織細(xì)小，并且形成的熱影響區(qū)寬度均不超過250 μm。

(3)1Cr17不銹鋼表面TIG冷焊重熔層和焊絲熔敷層比母材具有更優(yōu)異的耐腐蝕性能和更高的顯微硬度，且均未出現(xiàn)硬度軟化區(qū)。