王繼月，包曄峰，蔣永鋒，楊　可

（河海大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，江蘇常州213022）

奧氏體不銹鋼堆焊層激光表面重熔組織及耐腐蝕性能

王繼月，包曄峰，蔣永鋒，楊可

（河海大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，江蘇常州213022）

激光重熔表面熱處理技術(shù)可提高零件表面獲得高的硬度、耐磨性及耐蝕性等，在化工和核電等行業(yè)有較好的應(yīng)用前景，但國(guó)內(nèi)對(duì)不銹鋼堆焊層焊后表面熱處理的研究較少。針對(duì)這一現(xiàn)狀，對(duì)奧氏體不銹鋼堆焊層表面進(jìn)行激光重熔處理，觀察其顯微組織，并檢測(cè)重熔表面顯微硬度及耐腐蝕性。結(jié)果表明，激光重熔后表面顯微組織呈細(xì)小的樹(shù)枝-胞狀晶奧氏體；激光重熔試樣顯微硬度大幅提高，較焊態(tài)試樣提高87.6％；在9.8％的H2SO4溶液中，激光重熔表面處理后的堆焊層金屬較易形成鈍化膜，耐腐蝕性較好；10％草酸溶液電解試驗(yàn)中，焊態(tài)堆焊層金屬晶間腐蝕敏感性較高，激光重熔區(qū)域?yàn)榧?xì)小的奧氏體晶粒，不易形成連續(xù)的“貧鉻區(qū)”，激光重熔堆焊層金屬的晶間腐蝕敏感性較小。

奧氏體不銹鋼；激光重熔；組織；耐腐蝕性

0　前言

隨著堆焊技術(shù)的發(fā)展，越來(lái)越多的工程采用在工件表面堆焊不銹鋼的方法來(lái)達(dá)到節(jié)約成本、提高工件表面性能的目的。然而，不銹鋼堆焊層在實(shí)際應(yīng)用中仍然會(huì)出現(xiàn)晶間腐蝕、晶間應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂、點(diǎn)蝕等問(wèn)題，人們通常采用的解決方案是：控制堆焊材料及工藝參數(shù)重新堆焊，或者將堆焊層表面的腐蝕層或裂紋層打磨掉，然后補(bǔ)焊[1-2]。由于時(shí)間和空間上的限制，這兩種方法都存在一定的局限性。學(xué)者O.V.Akgun，O.T.Inal在304L不銹鋼表面進(jìn)行了激光重熔，結(jié)果顯示激光重熔可以獲得深度為800 μm的重熔層，并且得到了晶粒細(xì)小的均勻組織[3]。文獻(xiàn)[4]中對(duì)SUS 304不銹鋼及SUS 304 TIG焊縫表面進(jìn)行了激光重熔處理，并進(jìn)行DL-EPR試驗(yàn)，結(jié)果表明，激光表面重熔技術(shù)可以提高SUS 304 TIG焊縫的抗晶間腐蝕和晶間應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂能力。由此可見(jiàn)，激光重熔在處理不銹鋼及不銹鋼焊縫方面具有一個(gè)良好的應(yīng)用前景。然而激光表面重熔處理技術(shù)在不銹鋼堆焊層處理方面的研究還不多，因此研究堆焊層表面激光重熔處理對(duì)于提高堆焊層耐腐蝕性等方面具有重要意義。

本課題組已對(duì)帶極電渣堆焊奧氏體不銹鋼做了一些研究[5-6]。在此對(duì)奧氏體不銹鋼堆焊層表面進(jìn)行激光表面重熔處理，研究處理后堆焊層金屬表面的顯微組織及顯微組織對(duì)堆焊層耐腐蝕性的影響。

1　試驗(yàn)材料及方法

1.1試驗(yàn)材料

采用帶極電渣堆焊，堆焊試板選用尺寸為400 mm×200 mm×10 mm的Q235低碳鋼，焊帶選用尺寸為25 mm×0.4 mm的奧氏體不銹鋼帶，焊速8 m/h，堆焊層化學(xué)成分如表1所示。

表1　堆焊層金屬的主要化學(xué)成分Tab.1Chemical composition of overlay alloy ％

1.2試樣制備

1.2.1截取試樣

截取的試樣如圖1所示，其中焊態(tài)試樣1個(gè)，編號(hào)為1#，激光重熔試樣1個(gè)，編號(hào)為2#。

圖1　試樣截取示意Fig.1Selection of the overlay

用砂輪機(jī)將各試樣從堆焊層金屬頂部刨去3 mm，砂輪機(jī)打平，如圖2所示。

圖2　顯微硬度位置示意Fig.2Location to test the microstructure hardness

1.2.2電化學(xué)腐蝕試樣的制備

將兩種表面刨去3 mm的堆焊層金屬，采用線(xiàn)切割方式從熱處理表面截取10 mm×10 mm×3 mm的試樣，用錫焊將包裹有絕緣層的銅導(dǎo)線(xiàn)與堆焊層試樣相連，再用環(huán)氧樹(shù)脂鑲嵌，待環(huán)氧樹(shù)脂硬化后打磨并拋光至試樣表面呈鏡面，用無(wú)水乙醇清洗、吹干后備用。

1.3試驗(yàn)方法

1.3.1激光重熔工藝參數(shù)

采用HAN′S-LASER YAG W200A激光焊接機(jī)對(duì)試樣蓋面進(jìn)行多道掃描，掃描過(guò)程采用氬氣保護(hù)，光斑直徑1 mm，掃描速度4 mm/s，其他參數(shù)如表2所示。

表2　激光重熔工藝參數(shù)Tab.2Process parameters of LSR

1.3.2顯微組織觀察

激光重熔后，對(duì)各堆焊試樣用砂紙進(jìn)行打磨，拋光機(jī)拋光，無(wú)水乙醇清洗后吹干，然后采用硫酸銅+水+鹽酸的混合溶液進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間3～8s，用無(wú)水乙醇清洗吹干，然后使用XJG-05臥式金相顯微鏡觀察。

1.3.3顯微硬度檢測(cè)

采用HXD-1000TC顯微硬度計(jì)對(duì)各堆焊層金屬試樣進(jìn)行顯微硬度測(cè)試，試驗(yàn)位置為圖2中1～6標(biāo)記位置，試驗(yàn)載荷2.942 N（300 gf），保荷時(shí)間15 s。

1.3.4電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)

選用PS-268A型電化學(xué)測(cè)量?jī)x進(jìn)行試驗(yàn)，電極采用參比甘汞電極、輔助鉑電極和工作電極構(gòu)成的三電極體系。試驗(yàn)在室溫下進(jìn)行，腐蝕液選用質(zhì)量分?jǐn)?shù)為9.8％的H2SO4溶液。采樣周期1 s，掃描速度60 mV/min。

1.3.5晶間腐蝕試驗(yàn)

晶間腐蝕試驗(yàn)按國(guó)家標(biāo)準(zhǔn)GB/T 4334-2008不銹鋼10％草酸浸蝕試驗(yàn)方法進(jìn)行，試樣制備方法與電化學(xué)腐蝕試樣相同，電解浸蝕后在光學(xué)顯微鏡下觀察試樣表面形貌。

2　實(shí)驗(yàn)結(jié)果和討論

2.1顯微組織

通過(guò)光學(xué)顯微鏡的觀察，各試樣的顯微組織如圖3所示。結(jié)果表明：堆焊層金屬組織為奧氏體+少量δ鐵素體，且δ鐵素體呈骨架狀，奧氏體晶粒較為粗大，見(jiàn)圖3a。激光重熔后組織如圖3b所示，晶粒明顯變細(xì)，形成胞狀晶和位向不完全一致的柱狀枝晶，重熔表面出現(xiàn)弧形的重熔點(diǎn)邊界。由于激光重熔處理采用的是脈沖激光，各個(gè)熔池的形成與凝固時(shí)間不同，后形成的熔池在前一個(gè)重熔點(diǎn)區(qū)域留下了重熔邊界。而一個(gè)熔池中存在溫度梯度，中心溫度高，邊緣溫度低，晶粒從熔池邊緣開(kāi)始形核向中心生長(zhǎng)，由于熔池邊緣形成過(guò)冷，此處晶粒為等軸晶，從重熔點(diǎn)邊緣到中心區(qū)域，晶粒由等軸晶逐漸變?yōu)橹鶢钪ЫY(jié)構(gòu)，且中心位置晶粒較邊緣細(xì)小。重熔區(qū)域原存在的晶粒晶界阻礙了亞晶粒的生長(zhǎng)，使亞晶粒從晶界處按不同方向重新生長(zhǎng)，如圖4所示，所以即使同一個(gè)重熔點(diǎn)內(nèi)，晶粒的位向也不完全相同。

圖3　堆焊層金屬顯微組織（硫酸銅-鹽酸溶液腐蝕）Fig.3Microstructure structure of overay metal

圖4　重熔晶粒生長(zhǎng)模式示意Fig.4Growth mode of the overlay after LSR

對(duì)試樣截面進(jìn)行掃描電鏡觀測(cè)，得到如圖5a所示組織形貌，可以發(fā)現(xiàn)堆焊層激光重熔區(qū)域晶粒細(xì)小且較為均勻，未出現(xiàn)夾雜、析出相、裂紋等缺陷。各區(qū)域主要成分含量如圖5b所示，B區(qū)域Cr含量最高，原因是堆焊過(guò)程中Cr元素在晶界處形成碳化物，故位于晶界處的δ鐵素體相中Cr含量較高，C區(qū)域Cr和Ni含量較堆焊層基體變化較小，說(shuō)明激光重熔對(duì)堆焊層主要成分影響不大。圖5a中下方為堆焊層基體，上方為激光表面重熔區(qū)域，基體中白色包圍區(qū)域?yàn)棣蔫F素體，而激光重熔區(qū)域未發(fā)現(xiàn)白色包圍的δ鐵素體。根據(jù)Siewert等在1988年提出的相組分圖，Creq=Cr+Mo+0.7Nb，Nieq=Ni+35C+ 20N[7]，由表1中堆焊層金屬化學(xué)成分可以算出，Creq/Nieq=17.53/8.92，比照這個(gè)相組分圖得到重熔的凝固模式為FA（Ferrite and Austenite鐵素體-奧氏體）模式，而圖5a中激光重熔區(qū)域全部為奧氏體相，這與該相組分圖之間存在較大差異，原因是激光重熔的加熱及冷卻速度非?？?，使得凝固時(shí)的初生相為奧氏體相，在此過(guò)程中，較高的冷卻速度減弱溶質(zhì)的重新分配，使得初生奧氏體相來(lái)不及發(fā)生轉(zhuǎn)變，從而使鐵素體消失。

2.2顯微硬度

采用HXD-1000TC顯微硬度計(jì)對(duì)焊態(tài)及激光表面重熔后帶極電渣堆焊層金屬進(jìn)行硬度測(cè)試，顯微硬度測(cè)試結(jié)果如圖6所示。1#焊態(tài)堆焊層金屬的平均硬度值231.0 HV，正負(fù)波動(dòng)-5.46％～4.12％；2#激光重熔后堆焊層金屬表面平均硬度值433.4 HV，正負(fù)波動(dòng)-3.25％～2.17％，相較于1#焊態(tài)試樣其顯微硬度提高了202.4 HV。激光重熔較快的加熱和冷卻速度使得堆焊層金屬表面晶粒變得極為細(xì)小，根據(jù)細(xì)晶強(qiáng)化的強(qiáng)化規(guī)律，晶界越多，晶粒越細(xì)，根據(jù)霍爾-配奇關(guān)系式，σs=σ0+Kd-1/2，晶粒的平均值d越小，材料的屈服強(qiáng)度就越高，而屈服強(qiáng)度常通過(guò)顯微硬度表示[8]。細(xì)小的奧氏體晶粒受到外力發(fā)生塑性變形時(shí)，可以將其分散在更多的晶粒內(nèi)進(jìn)行，使得塑性變形較均勻，應(yīng)力集中較小。因此激光重熔表面處理能夠較大幅度地提高堆焊層金屬的顯微硬度。

圖5　激光重熔試樣截面顯微組織及各區(qū)域成分（王水腐蝕）Fig.5SEM images of the LSR sample and major chemical composition at A,B and C

圖6　堆焊層金屬顯微硬度對(duì)比Fig.6Contrast of microstructure hardness

2.3電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)

質(zhì)量分?jǐn)?shù)為9.8％的H2SO4溶液中，焊態(tài)及激光表面重熔堆焊層金屬試樣電化學(xué)腐蝕的極化曲線(xiàn)如圖7所示，其性能特征值見(jiàn)表3。自腐蝕電位和自腐蝕電流密度是判斷試樣在活化階段耐腐蝕性能的主要依據(jù)，自腐蝕電位越高，自腐蝕電流密度越小，金屬在活化階段耐腐蝕性能越好。由表3可知，焊態(tài)堆焊層金屬的自腐蝕電流密度為0.017 4mA/cm2，激光重熔表面熱處理后堆焊層金屬的自腐蝕電流密度為0.001 95 mA/cm2，遠(yuǎn)小于焊態(tài)堆焊層金屬的自腐蝕電流密度。說(shuō)明在活化階段，激光重熔表面處理后的堆焊層金屬溶解速率較低，耐腐蝕性較焊態(tài)要好。隨后，堆焊層金屬進(jìn)入鈍化區(qū)，1#焊態(tài)試樣的致鈍電流密度為5.536 mA/cm2，而2#激光處理試樣的致鈍電流密度為1.972 mA/cm2，遠(yuǎn)小于1#焊態(tài)試樣。致鈍電流密度表示金屬的熔解速率，致鈍電流密度越小，熔解速率越小，越有利于穩(wěn)定鈍化膜的形成。當(dāng)堆焊層金屬進(jìn)入穩(wěn)定鈍化階段，電流密度急劇降低，只需要很小的電流密度就可以維持金屬表面的鈍化狀態(tài)，這時(shí)的電流密度叫做維鈍電流密度[9]，從表3中的特征值可以看出，1#焊態(tài)試樣的維鈍電流密度為0.031 44 mA/cm2，2#激光處理試樣的維鈍電流密度為0.027 92 mA/cm2，低于焊態(tài)堆焊層金屬的維鈍電流密度，說(shuō)明激光重熔表面處理后的試樣在鈍化狀態(tài)下的溶解速率比焊態(tài)要小。

圖7　9.8％的H2SO4溶液中的極化曲線(xiàn)Fig.7Polarization curve of samples in 9.8％H2SO4

圖7中1#焊態(tài)試樣與2#激光重熔試樣的極化曲線(xiàn)趨勢(shì)基本相同，但2#試樣自腐蝕電流密度與維鈍電流密度比1#試樣小得多，主要原因是組織結(jié)構(gòu)的不同。由圖3可知，激光重熔后的堆焊層金屬經(jīng)過(guò)快速加熱及凝固，其組織結(jié)構(gòu)發(fā)生明顯變化，重熔層晶粒細(xì)小，沒(méi)有δ鐵素體，并且降低了雜質(zhì)的含量，組織成分較為均勻，均勻的組織結(jié)構(gòu)減少了誘發(fā)局部腐蝕的根源，避免形成“貧鉻層”。所以激光重熔層表面只需要很小的電流密度便可以形成較為穩(wěn)定的鈍化膜，從而提高堆焊層表面的抗腐蝕性能。因此，采用激光重熔表面處理技術(shù)得到的堆焊層金屬，其耐蝕性能較焊態(tài)堆焊層有所提高。

表3　9.8％H2SO4溶液中的電化學(xué)腐蝕性能特征值Tab.3Analysis of electrochemical corrosion resistance in 9.8％H2SO4

2.4晶間腐蝕結(jié)果與分析

焊態(tài)及激光表面重熔堆焊層金屬試樣在10％草酸溶液中電解后的顯微形貌如圖8所示。圖8a為未經(jīng)任何熱處理的1#堆焊層金屬的顯微形貌，圖8b為2#激光重熔試樣表面顯微形貌。1#焊態(tài)試樣表面呈溝槽狀組織，晶界處存在的腐蝕坑，并有聚集趨勢(shì)，說(shuō)明該堆焊層表面在10％草酸溶液中的抗晶間腐蝕性能較差。2#試樣表面均表現(xiàn)出較好的均一性，未出現(xiàn)腐蝕溝，僅存在極少量的腐蝕坑，并且未出現(xiàn)腐蝕坑聚集現(xiàn)象，說(shuō)明2#試樣在10％草酸溶液中抗晶間腐蝕性能較好。

圖8　10％草酸浸蝕后形貌Fig.8Microstructure of overlay in 10％oxalic acid

目前段解釋奧氏體不銹鋼晶間腐蝕敏感性的常用理論是“貧鉻”理論，富鉻碳化物優(yōu)先沿奧氏體相晶粒邊界析出，產(chǎn)生沿晶粒邊界的貧鉻區(qū)[10]。貧鉻區(qū)的含鉻量遠(yuǎn)低于鈍化所需要的極限值，其電勢(shì)比晶粒內(nèi)部的電勢(shì)低，更低于碳化物的電勢(shì)，這種情況下的碳化鉻和晶粒呈陰極，呈陽(yáng)極的貧鉻區(qū)被迅速腐蝕。堆焊層金屬經(jīng)過(guò)激光的快速熔化和凝固，富鉻碳化物被分解重組，同時(shí)形成極細(xì)小的奧氏體胞狀晶，細(xì)小的奧氏體晶胞緩解了小陽(yáng)極和大陰極的不利面積比，使鉻的碳化物在晶界析出極其有限，即使析出一定數(shù)量的富鉻碳化物，其在密集網(wǎng)狀的晶界處也無(wú)法形成連續(xù)的所謂的“貧鉻區(qū)”，故激光重熔區(qū)域的晶間腐蝕敏感性較小。眾多研究表明全奧氏體組織的抗晶間腐蝕性能較雙相組織差，而在本試驗(yàn)中，全奧氏體的激光重熔層的抗晶間腐蝕性能優(yōu)于焊態(tài)的堆焊層金屬，可見(jiàn)全奧氏體組織的抗晶間腐蝕性能較雙相組織差的前提需考慮兩者的晶粒度大小。

3　結(jié)論

（1）激光重熔后堆焊層金屬表面顯微組織為細(xì)小的奧氏體樹(shù)枝-胞狀晶，δ鐵素體消失。

（2）堆焊層金屬的顯微硬度測(cè)試結(jié)果表明，焊態(tài)堆焊層金屬的平均硬度值為231.0 HV，激光重熔試樣顯微硬度平均值為433.4 HV，相較于焊態(tài)試樣其顯微硬度提高了202.4 HV。

（3）9.8％H2SO4溶液中的電化學(xué)試驗(yàn)結(jié)果表明，激光表面重熔處理后的堆焊層金屬自腐蝕電流密度和維鈍電流密度遠(yuǎn)低于焊態(tài)試樣，耐腐蝕性較好。

（4）10％草酸溶液中電解試驗(yàn)表明，激光重熔堆焊層金屬晶間腐蝕敏感性較焊態(tài)堆焊層金屬小，激光重熔堆焊層金屬良好的抗晶間腐蝕性能不輸于雙相組織。

[1]高春華，邢芳等.不銹鋼堆焊層裂紋的產(chǎn)生及解決措施[J].煉油與化工，2010，21（4）：38-40.

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Study on microstructure and corrosion resistance of austenitic stainless cladding overlay after laser surface remelting(LSR)

WANG Jiyue，BAO Yefeng，JIANG Yongfeng，YANG Ke
（College of Mechanical and Electrical Engineering，Hohai University，Changzhou 213022，China）

Laser surface remelting(LSR)technologycan improve the hardness，wear resistance，corrosion resistance and other characteristics of metal surface.It has been used in chemical and nuclear industries and it has a good application prospect.However，the study of LSR on the surface of stainless steel overlay by electric slag cladding is few in our country.In this situation，this paper researched the microstructure，surface hardness and corrosion resistance of the austenitic stainless steel overlay after LSR.The results indicated that LSR microstructure was a fine columnar dendritic austenite structure.The microstructure hardness got a 87.6％increase after LSR.In the 9.8％ H2SO4 solution，it's easier toforma passive filmon the LSR surface due toits better corrosion resistance.Intergranular corrosion propertyof overlay after LSR is obviously superior to the overlay without LSR in 10％oxalic acid solution.It's difficult to form chromium depleted zone due tothe fine columnar dendritic austenite structure.

austenitic stainless steels；laser surface remelting；microstructure；corrosion resistance

TG456.7

A

1001－2303（2016）05－0031-05

10.7512/j.issn.1001-2303.2016.05.07

2016-04-20

王繼月（1990—），女，碩士，主要從事新型焊接材料的開(kāi)發(fā)研究。