孫清潔，李富祥，冀永壯，劉一搏，靳鵬，任惠圣

(1.哈爾濱工業(yè)大學(xué),先進(jìn)焊接與連接國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,哈爾濱,150001；2.哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海),山東省特種焊接技術(shù)重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,威海,264209)

0 序言

雙相不銹鋼(duplex stainless steel,DSS)由于顯微組織中奧氏體相(γ)和鐵素體相(δ)的比例接近50/50，其結(jié)合了奧氏體不銹鋼和鐵素體不銹鋼的優(yōu)點(diǎn)，在一般腐蝕環(huán)境中表現(xiàn)出優(yōu)異的性能，因此被廣泛應(yīng)用于土木工程、海洋工程等領(lǐng)域[1-4].

熔化焊是DSS 常用的焊接方法.在DSS 熔化焊過程中，熔池在經(jīng)歷了非平衡凝固過程后，容易出現(xiàn)DSS 焊接接頭中的奧氏體/鐵素體兩相組織的不平衡[5]，從而使接頭性能惡化.在DSS 的焊接接頭中，由于相比例失調(diào)，焊縫熔合區(qū)容易在力學(xué)行為中失效[6].同時(shí)，不同焊接方法的冷卻速率不同，會(huì)導(dǎo)致焊縫γ 相和δ 相的體積分?jǐn)?shù)存在差異[7].傳統(tǒng)低能量密度的電弧焊，如氣體保護(hù)焊(gas metal arc welding,GMAW)和埋弧焊(submerged arc welding,SAW)，由于其冷卻速度較慢，焊接接頭奧氏體含量能夠得到保證，但大熱輸入易導(dǎo)致接頭變形、應(yīng)力嚴(yán)重，不適用薄板的焊接.高能量密度的激光焊、電子束焊焊接變形小，焊接接頭熱影響區(qū)窄，但對(duì)于DSS 而言，熱輸入太低會(huì)導(dǎo)致鐵素體含量的升高.從熱輸入的角度講，鎢極氬弧焊(gas tungsten arc welding,GTAW)介于以上兩類焊接方法之間，對(duì)于薄板可實(shí)現(xiàn)自熔式或者填絲焊接.采用GTAW焊接薄壁DSS 板材時(shí)，雖然接頭的奧氏體含量高于高能量束焊接方法的接頭，但常常仍然無法達(dá)到工業(yè)的應(yīng)用標(biāo)準(zhǔn)(奧氏體應(yīng)含量大于25%)[8]，同時(shí)接頭中柱狀的鐵素體組織也會(huì)惡化焊縫的力學(xué)性能[9].

焊后熱處理在一定程度上可以改善焊縫區(qū)的相比例，但這無疑增加了生產(chǎn)周期以及制造成本[10].磁場(chǎng)輔助焊接技術(shù)可以改善接頭質(zhì)量，日益受到學(xué)術(shù)界及工業(yè)界的關(guān)注.García-Rentería 等人[11-12]考慮到磁場(chǎng)對(duì)熔池的攪拌作用，將2205 DSS板材放置在軸向磁場(chǎng)中進(jìn)行GMAW 焊接，發(fā)現(xiàn)磁場(chǎng)的施加可以增加焊縫中奧氏體的含量，其認(rèn)為細(xì)化的鐵素體為奧氏體的析出提供了更多的形核位點(diǎn).Biradar 等人[13]利用擺動(dòng)電弧GTAW 焊接Al-Mg-Si 合金，結(jié)果表明擺動(dòng)電弧可細(xì)化晶粒，從而使接頭的強(qiáng)度和塑性得到提高.Yuan 等人[14]采用磁場(chǎng)輔助擺動(dòng)電弧GTAW 焊接鎂合金，結(jié)果表明擺動(dòng)電弧會(huì)降低熔池的冷卻速率，從而增加成分過冷，細(xì)化焊縫中鎂合金的枝晶.

磁場(chǎng)輔助焊接可為DSS 的焊接提供新思路，但關(guān)于磁場(chǎng)輔助GTAW 電弧擺動(dòng)焊接薄壁DSS 的報(bào)道仍然匱乏.鑒于此，文中采用擺動(dòng)電弧GTAW 對(duì)2205 DSS 進(jìn)行自熔焊接，并討論了不同勵(lì)磁電流下焊縫成形特征以及微觀組織演變.該研究旨在明確擺動(dòng)電弧對(duì)2205 DSS 焊縫成形及組織的影響，并為磁控焊接的發(fā)展提供一定的試驗(yàn)依據(jù).

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料尺寸為100 mm × 100 mm × 3 mm 的2205 DSS 雙相不銹鋼板，母材的名義化學(xué)成分如表1 所示.

表1 2205 DSS 名義化學(xué)成分 (質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 1 Nominal chemical compositions of 2205 DSS base metal

用于試驗(yàn)的擺動(dòng)電弧GTAW 焊接平臺(tái)如圖1所示，焊槍與機(jī)械手臂集成，從而實(shí)現(xiàn)自動(dòng)控制.基于課題組前期的關(guān)于磁場(chǎng)輔助焊接的研究成果[15-16]，采用單磁極的磁發(fā)生裝置(勵(lì)磁線圈1 000匝)，通過改變勵(lì)磁電流來調(diào)節(jié)電弧的擺動(dòng)幅度，勵(lì)磁頻率為1 Hz.采用的鎢極直徑為3.2 mm，鎢極尖端角度為30°.具體焊接工藝參數(shù)如表2 所示.

圖1 擺動(dòng)電弧GTAW 焊接平臺(tái)Fig.1 GTAW platform with arc oscillation

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding parameters

垂直于焊縫方向切取金相試樣并進(jìn)行組織觀察.金相試樣經(jīng)打磨拋光后在體積分?jǐn)?shù)為30% 的硝酸水溶液中施加2.5 V 的電壓進(jìn)行電化學(xué)腐蝕，腐蝕時(shí)間8～ 10 s.為了獲得焊縫組織的相比例及晶粒特征信息，采用配備了電子背散射衍射 (electron back scatter diffraction，EBSD)的ZEISS 掃描電子顯微鏡對(duì)試樣進(jìn)行觀察.EBSD 試樣制備與金相試樣存在差異，將機(jī)械拋光后的EBSD 試樣放置在由20 mL 高氯酸和80 mL 冰醋酸配置成的溶液中進(jìn)行電解拋光，采用的電壓為25 V，拋光時(shí)間為25～30 s.EBSD 圖像采集時(shí)采用加速電壓為20 kV，掃描步長為3.5 μm，使用TSLOIM 型分析軟件對(duì)EBSD數(shù)據(jù)進(jìn)行分析.

為了獲取硬度分布特征，采用MICRO-586 型硬度測(cè)試計(jì)對(duì)不同接頭的硬度進(jìn)行測(cè)量，試驗(yàn)力為0.98 N，加載時(shí)間為10 s，測(cè)量點(diǎn)間距為0.5 mm.

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭截面特征

圖2 為不同勵(lì)磁電流下接頭截面形貌.不同勵(lì)磁電流下的焊縫截面特征存在差異.當(dāng)不施加磁場(chǎng)時(shí)(勵(lì)磁電流為0 A)，接頭呈現(xiàn)為未焊透的狀態(tài)；施加勵(lì)磁電流1 和2 A 后焊縫發(fā)生熔透；當(dāng)勵(lì)磁電流為4 A 時(shí)，熔合情況變差，但熔深依然大于不施加磁場(chǎng)的接頭.根據(jù)焊縫截面形貌，對(duì)不同勵(lì)磁電流下的焊縫特征進(jìn)行具體描述和特征分析.如圖3 所示，W1表示焊縫上寬度，W2表示焊縫根部寬度，D表示焊縫熔深.提取后的特征值分別統(tǒng)計(jì)在圖4 中.如圖4a 所示，施加電弧擺動(dòng)后，焊縫上熔寬會(huì)變寬，同時(shí)當(dāng)勵(lì)磁電流為4 A 時(shí)，上熔寬取得最大值；對(duì)于根部熔寬而言，勵(lì)磁電流為1A 時(shí)取得最大值，同時(shí)由于勵(lì)磁電流為0 和4 A 時(shí)焊縫未熔透，故根部寬度為0 mm.

圖2 不同勵(lì)磁電流下接頭截面形貌Fig.2 Cross section morphology of welds with different excitation currents.(a) Ie=0 A;(b) Ie=1 A;(c) Ie=2 A;(d) Ie=4 A

圖3 焊縫截面特征定義Fig.3 Characteristic of weld section

圖4 不同焊接參數(shù)下的接頭特征信息Fig.4 Specific characteristic information with different excitation currents.(a) top width of the weld;(b)nether width of the weld;(c) penetration depth of the weld

焊縫的形貌及熔合情況與電弧的形態(tài)及能量息息相關(guān).在橫向磁場(chǎng)輔助GTAW 中，電弧實(shí)現(xiàn)擺動(dòng)，主要依賴于外加磁場(chǎng)在電弧區(qū)域產(chǎn)生了交變磁場(chǎng)，而電弧由帶電粒子構(gòu)成；當(dāng)磁場(chǎng)感應(yīng)強(qiáng)度B(mangetic flux density)達(dá)到一定值時(shí)，電弧區(qū)域的帶電粒子即可在洛倫茲力的迫使下做圓周運(yùn)動(dòng)，形成擺動(dòng)電弧[17].帶電粒子在磁場(chǎng)中所受的洛倫茲力F由式(1)描述.

式中：F為洛倫茲力；q為帶電粒子的電荷量；B為磁感應(yīng)強(qiáng)度.

當(dāng)焊接電流一定時(shí)，可視為帶電粒子的速度一定，帶電粒子所受的洛倫茲力與B成正比.根據(jù)電磁學(xué)知識(shí)，B值滿足式(2).

式中：NIe代表磁動(dòng)勢(shì)(N為線圈匝數(shù)，試驗(yàn)中為定值；Ie為勵(lì)磁電流)，那么增加勵(lì)磁電流，即增加B，電弧擺動(dòng)幅度隨之增大.

電弧擺動(dòng)勢(shì)必會(huì)引發(fā)電弧長度發(fā)生變化，電弧長度增長會(huì)導(dǎo)致電弧電壓升高[17].根據(jù)焊接熱輸入計(jì)算公式(3)，焊接熱效率系數(shù)δ與焊接方法有關(guān)，可視為常數(shù).

式中：Q為焊接熱輸入；δ為焊接熱效率系數(shù)；U為電弧電壓；I為焊接電流；v為焊接速度.

當(dāng)焊接電流I與焊接速度v一定時(shí)，焊接熱輸入取決于焊接電壓值的大小.擺動(dòng)電弧的熱輸入可能大于無電弧擺動(dòng)，從而造成施加了電弧擺動(dòng)后的熔深增大.但并不意味著勵(lì)磁電流越大，熔深越大.當(dāng)勵(lì)磁電流增大，電弧長度雖然增加，但電弧加熱面積也會(huì)增大，從而可能導(dǎo)致單位面積的受熱密度降低，這也是勵(lì)磁電流為4 A 時(shí)熔深減小的原因.

2.2 微觀組織與接頭性能

借助EBSD 技術(shù)可以獲得焊縫中晶粒的詳細(xì)信息.圖5 為不同焊接條件下焊縫中鐵素體的反極圖以及鐵素體/奧氏體兩相圖.雙相不銹鋼在焊接過程中，焊縫中容易出現(xiàn)鐵素體的柱狀晶粒[7,9]，而奧氏體往往在鐵素體晶間和晶粒內(nèi)部析出.當(dāng)不施加磁場(chǎng)時(shí)，在焊縫中可以發(fā)現(xiàn)粗大的鐵素體柱狀晶，結(jié)合兩相圖，發(fā)現(xiàn)少量的奧氏體在鐵素體的晶間析出.施加了磁場(chǎng)后，當(dāng)勵(lì)磁電流為1 A 時(shí)，鐵素體晶粒呈現(xiàn)為等軸狀，同時(shí)大量的奧氏體在鐵素體晶粒內(nèi)部和晶間析出；當(dāng)勵(lì)磁電流為2 A 時(shí)，鐵素體晶粒為等軸狀與柱狀的混合模式；當(dāng)勵(lì)磁電流繼續(xù)增大到4 A 時(shí)，鐵素體晶粒依然為柱狀晶與等軸晶的混合，但鐵素體晶粒有粗化的趨勢(shì).基于EBSD圖像，對(duì)鐵素體晶粒大小和奧氏體含量進(jìn)行了統(tǒng)計(jì)，如圖6 所示.不施加磁場(chǎng)時(shí)，鐵素體平均晶粒尺寸最大約為236.5 μm，奧氏體含量處在最低水平，體積分?jǐn)?shù)約5.5%；勵(lì)磁電流為1 A 時(shí)，鐵素體平均晶粒尺寸最小為164.2 μm，奧氏體含量同樣也達(dá)到最高值34.7%；隨著勵(lì)磁電流的增大，鐵素體晶粒逐漸變大，奧氏體含量逐漸降低.因此，擺動(dòng)電弧可對(duì)DSS 的焊縫組織進(jìn)行調(diào)控.

圖5 不同焊接參數(shù)下焊縫微觀組織EBSD 分析Fig.5 EBSD analysis of microstructure of welds with different excitation currents.(a) Ie=0 A (IPF map of ferrite);(b) Ie=1 A (IPF map of ferrite);(c) Ie=2 A (IPF map of ferrite);(d) Ie=4 A (IPF map of ferrite);(e) Ie=0 A (phase map);(f) Ie=1 A (phase map);(g) Ie=2 A (phase map);(h) Ie=4 A (phase map)

圖6 不同勵(lì)磁電流下焊縫中鐵素體晶粒尺寸及奧氏體含量Fig.6 Ferrite grain size and austenite content of the welds with different excitation currents.(a) ferrite grain size；(b) austenite content

雙相不銹鋼在焊接凝固過程中的凝固模式為FA 模式[1]，電弧擺動(dòng)可造成雙相不銹鋼熔池凝固過程中鐵素體基體的細(xì)化.勵(lì)磁電流為1 A 時(shí)，晶粒細(xì)化效果最為明顯.擺動(dòng)電弧會(huì)改變?nèi)鄢氐氖軣釥顟B(tài)，為分析磁場(chǎng)作用下DSS 焊縫中的組織演變，首先，需明確電弧的運(yùn)動(dòng)軌跡.在電弧擺動(dòng)過程中，電弧的運(yùn)動(dòng)軌跡并非是直線，其實(shí)際上按如圖7 所示的鋸齒軌跡行走，圖中1～ 6 號(hào)點(diǎn)代表不同時(shí)刻的熔池中心位置.根據(jù)Yuan 等人[14]所述，鋸齒形的電弧行走方式會(huì)使熔池交叉.在焊接過程中，實(shí)際上每次擺動(dòng)的電弧是對(duì)已被預(yù)熱的金屬進(jìn)行焊接，但被預(yù)熱的區(qū)域僅僅是待形成熔池的一部分，最終誘發(fā)了熔池內(nèi)部溫度梯度的降低，導(dǎo)致固液界面前沿處的成分過冷被增加，從而經(jīng)過電弧擺動(dòng)后發(fā)生重熔的柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶.由于成分過冷的存在，熔斷的柱狀晶得以幸存.不同勵(lì)磁電流下，電弧的擺動(dòng)幅度不同.隨著勵(lì)磁電流的增加，受熱區(qū)域增大，單位面積上的熱量將會(huì)減小，從而溫度梯度會(huì)隨之減小，成分過冷的作用也會(huì)減弱,奧氏體含量增加，如圖8 所示.奧氏體含量之所以增加的原因，一是鐵素體晶粒的細(xì)化，同時(shí)也為奧氏體的析出提供了更多的形核位點(diǎn)；二是擺動(dòng)電弧在一定程度上能夠降低冷卻速率[14]，從而為奧氏體的析出提供了更多的時(shí)間.如此以來，不同勵(lì)磁電流下鐵素體與奧氏體的演變特征得以闡明.

圖7 擺動(dòng)電弧的鋸齒形行走軌跡Fig.7 Zigzag trajectory of the oscillating arc

圖8 電弧擺動(dòng)下鐵素體晶粒的細(xì)化機(jī)制Fig.8 Refinement mechanism of ferrite.(a) nucleation of ferrite;(b) ferrite growth;(c) further growth of ferrite without arc oscillation;(d) refinement of ferrite with arc oscillation

2.3 硬度分布特征

雙相不銹鋼接頭在經(jīng)歷了冶金熔池的非平衡凝固過程后，接頭的兩相比例將會(huì)發(fā)生變化，不同的勵(lì)磁電流下，鐵素體與奧氏體相比例的改變也會(huì)誘發(fā)組織硬度的變化.圖9 為不同勵(lì)磁電流下的硬度分布特征.從圖9 可以看到，在不施加磁場(chǎng)時(shí)，焊縫區(qū)域的硬度值水平較高，施加了磁場(chǎng)后，硬度值明顯降低；隨著勵(lì)磁電流的增加，硬度值水平各有不同程度的增加.焊縫的整體硬度水平都高于母材.對(duì)于硬度的分析，通常認(rèn)為晶粒尺寸與硬度大小存在一定的關(guān)系.換言之，可用霍爾-佩齊關(guān)系式來描述硬度的變化，即晶粒越細(xì)，硬度越高.當(dāng)勵(lì)磁電流為1 A 時(shí)，平均晶粒尺寸最小，推測(cè)此焊接條件下的焊縫硬度應(yīng)該最高，但這與試驗(yàn)中硬度分布不相符.關(guān)于雙相不銹鋼焊接的研究報(bào)道，奧氏體含量的上升可降低接頭的硬度[7].Gao 等人[2]采用納米壓痕的方法，表征出雙相不銹鋼接頭中鐵素體具有比奧氏體更硬的特性.不同焊接條件下的硬度分布演變得以明確，即基于雙相不銹鋼的兩相本身的硬度屬性，在擺動(dòng)電弧作用下焊縫中奧氏體含量的提高，從而降低了焊縫的硬度值.

圖9 不同勵(lì)磁電流下接頭硬度分布特征Fig.9 Hardness distribution of the welds with different excitation currents

3 結(jié)論

(1)擺動(dòng)電弧可以改變DSS 接頭的焊縫成形，并促進(jìn)焊縫熔合.但隨著勵(lì)磁電流的增大，焊縫的熔透效果變差.

(2)在擺動(dòng)電弧作用下，焊縫中鐵素體得到細(xì)化.當(dāng)勵(lì)磁電流為1 A 時(shí)，晶粒細(xì)化效果最為顯著，此時(shí)奧氏體含量也達(dá)到最高值.隨著勵(lì)磁電流的增大，鐵素體晶粒細(xì)化效果逐漸減弱，同時(shí)奧氏體含量也呈現(xiàn)出逐漸降低的趨勢(shì).

(3)擺動(dòng)電弧誘發(fā)的焊縫硬度變化，主要依賴于奧氏體與鐵素體的相比例.奧氏體含量越高，焊縫組織的硬度越低.