芮 蔚 白 頔 齊 彤 杜劭峰 楊炙坤, 劉鳳德 張 宏

1.長(zhǎng)春理工大學(xué)機(jī)電工程學(xué)院，長(zhǎng)春，130022 2.內(nèi)蒙古第一機(jī)械制造集團(tuán)有限公司，包頭，014032

0 引言

堆焊是將具有一定性能的合金材料熔覆于母體材料表面，使母材具有特殊性能或修復(fù)失損零件的焊接工藝[1]。選擇合適的堆焊方法及堆焊合金能獲得耐磨、耐高溫及耐腐蝕等性能優(yōu)良的可控堆焊層，延長(zhǎng)產(chǎn)品使用壽命，達(dá)到節(jié)材與環(huán)保的目的。高氮鋼以其優(yōu)異的力學(xué)性能及耐蝕性早已在軍事、化工、醫(yī)療及航空等領(lǐng)域得到應(yīng)用，其堆焊技術(shù)在增材制造、產(chǎn)品修理、零件表面強(qiáng)化等領(lǐng)域應(yīng)用廣泛，已成為現(xiàn)代材料加工制造業(yè)不可缺少的技術(shù)手段[2-5]。

傳統(tǒng)電弧堆焊、激光堆焊都有應(yīng)用局限性，前者存在熱輸入大、電弧穩(wěn)定性差等缺陷，后者適用范圍小且成本較高。聞?wù)卖數(shù)萚5]采用TIG堆焊技術(shù)制備了高氮鋼直壁體結(jié)構(gòu)件，發(fā)現(xiàn)焊接電流178 A、焊接速度0.28 m/min、送絲速度1.9 m/min時(shí)，堆焊層成形質(zhì)量最佳，且堆焊層自下而上的晶粒尺寸不斷減小，維氏硬度變化區(qū)間為300～320 MPa，抗拉強(qiáng)度可達(dá)1070 MPa，伸長(zhǎng)率為24.5%，堆焊層具有優(yōu)良的強(qiáng)度與塑性等性能。葉約翰等[6]研究了高氮鋼多方式加工的電弧堆焊表面，發(fā)現(xiàn)高氮鋼單道焊縫成形受線能量的影響較大，其表面氣孔隨送絲速度增大而減少，但多層多道堆焊時(shí)的表面氣孔隨送絲速度增大而增多。通過(guò)預(yù)測(cè)最佳焊道間距可獲表面成形良好的增材結(jié)構(gòu)件。近年來(lái)，激光-電弧復(fù)合焊接技術(shù)迅速發(fā)展，優(yōu)質(zhì)、高效、節(jié)能的特點(diǎn)使其成為工業(yè)生產(chǎn)的研究應(yīng)用熱點(diǎn)[7-8]。孫碩等[9]通過(guò)響應(yīng)面法對(duì)高氮鋼進(jìn)行激光-電弧平板堆焊試驗(yàn)設(shè)計(jì)，采用逐步回歸法篩選出對(duì)焊縫形貌影響顯著的因子，建立回歸模型并分析了各因子對(duì)焊縫形貌的影響規(guī)律。

高氮鋼具有良好的耐蝕性，尤其是耐局部腐蝕性能[10],目前，堆焊領(lǐng)域的研究主要集中在焊縫成形方面，有關(guān)堆焊層組織性能研究的報(bào)道較少，在堆焊層耐腐蝕性能方面的研究尤其不足。筆者采用激光-電弧復(fù)合焊接方法對(duì)高氮鋼進(jìn)行平板堆焊試驗(yàn)，研究了焊接工藝參數(shù)(激光功率P、堆焊電流I、堆焊速度v)對(duì)堆焊層電化學(xué)腐蝕性能的影響，分析并總結(jié)其影響規(guī)律。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用TRUMPF公司HL4006D型Nd:YAG固體激光器和Panasonic公司YD-350AG2HGE型MIG/MAG焊機(jī)組成的旁軸復(fù)合焊接系統(tǒng)進(jìn)行焊接。試驗(yàn)堆焊基體為8 mm×200 mm×50 mm的高氮奧氏體不銹鋼板，采用牌號(hào)H09Cr21Ni9MnMo的φ1.2 mm奧氏體不銹鋼焊絲作為填充材料，母材及焊絲的主要化學(xué)成分見表1。

表1 母材及焊絲主要化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù))

焊前對(duì)鋼板表面氧化膜、油污和水分等進(jìn)行清理。沿焊接方向，采用電弧在前、激光在后的旁軸復(fù)合形式進(jìn)行焊接，如圖1所示，焊槍與激光束夾角為25°，電弧保護(hù)氣體(體積比95%的氬氣、體積比5%的CO2氣)流量為18 L/min。依次選取堆焊電流I、激光功率P及堆焊速度v為變量進(jìn)行堆焊試驗(yàn)。堆焊參數(shù)如下：功率P=3.2 kW，電流I=220 A，電壓U=24.8 V，堆焊速度v=0.8 m/min，熱源間距3 mm，激光束離焦量-2 mm，焊絲伸出長(zhǎng)度12 mm。

圖1 激光-電弧復(fù)合焊接示意圖

堆焊完成后，從焊縫中心切取直徑14 mm、厚3 mm的圓片，對(duì)其上表面依次采用240目、400目、800目、1200目、1500目、2000目砂紙進(jìn)行研磨、拋光，再分別用酒精和蒸餾水進(jìn)行超聲清洗。用5 mm膠帶遮蓋被測(cè)焊縫表面，圓片其他表面涂絕緣漆，干燥后去除膠帶，再將試樣封裝并只露出被測(cè)區(qū)域，等待測(cè)試。電化學(xué)腐蝕區(qū)域如圖2所示。

圖2 電化學(xué)區(qū)域選擇示意圖

電化學(xué)實(shí)驗(yàn)設(shè)備為德國(guó)ZAHNER電化學(xué)工作站，電極為設(shè)備自帶的標(biāo)準(zhǔn)三電極體系：試樣為工作電極，輔助電極為Pt電極，參比電極為飽和甘汞電極。腐蝕介質(zhì)為質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%的分析純NaCl溶液，實(shí)驗(yàn)前對(duì)該鹽溶液進(jìn)行除氧處理。極化測(cè)試電位掃描區(qū)間為-2.5～2.5 V，掃描速率為5 mV/s。測(cè)試前，將試樣放入溶液浸泡30 min，使腐蝕液均勻、穩(wěn)定地侵入被測(cè)表面，保證結(jié)果的準(zhǔn)確性。

電化學(xué)腐蝕試驗(yàn)后，用丙酮和乙醇清洗試樣，吹干后待用。采用LEICA DFC450金相顯微鏡和JSM-6541LA掃描電子顯微鏡觀察試樣表面腐蝕形貌及微觀組織，并用其自帶的能譜儀進(jìn)行元素成分分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 工藝參數(shù)對(duì)極化曲線的影響

2.1.1堆焊電流對(duì)極化曲線的影響

圖3所示為不同焊接電流堆焊層在NaCl溶液中測(cè)得的極化曲線，對(duì)應(yīng)的電化學(xué)特征參數(shù)見表2。由圖3可以看出，各試樣在鈍化區(qū)間內(nèi)的腐蝕電流密度Jcorr保持平穩(wěn)，這表明試樣表面鈍化膜阻滯侵蝕性Cl-進(jìn)入膜下參加活化反應(yīng)，降低試樣表面腐蝕速率。各試樣的鈍化電流密度Jp隨焊接電流的增大呈現(xiàn)出先減小后增大的趨勢(shì)，且Jp越小，材料耐均勻腐蝕性能越好。試樣R1、R2與R5的鈍化區(qū)間較窄，且R5的極化曲線出現(xiàn)一定程度的波動(dòng)，說(shuō)明其鈍化膜穩(wěn)定性較差，容易被擊破而發(fā)生點(diǎn)蝕。在R3和R4的鈍化區(qū)間內(nèi)，鈍化膜發(fā)生了明顯破壞再修復(fù)現(xiàn)象，鈍化膜自我修復(fù)速率較快，這可能與堆焊層N、Cr元素作用有關(guān)。

(a)完整極化曲線

表2 不同焊接電流下的堆焊層極化曲線特征參數(shù)

根據(jù)表2中數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)，隨著焊接電流的增大，堆焊層試樣的自腐蝕電位Ecorr不斷增大，Jcorr先減小后增大，擊穿電位Eb由大到小試樣依次為R3、R4、R2、R1、R5。由此可見，適當(dāng)增大焊接電流I有利于降低堆焊層腐蝕反應(yīng)速率，提高表面鈍化膜抗點(diǎn)蝕能力，但I(xiàn)>220 A時(shí)，堆焊層耐蝕性反而下降。

不同焊接電流下堆焊層焊縫氮含量見表3，隨著焊接電流的增大，基體與堆焊層間的相互擴(kuò)散作用增強(qiáng)，焊縫氮含量呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)，I=220A時(shí)，氮含量最高。

表3 不同焊接電流下的焊縫氮元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)

焊縫氮含量增大可以降低不銹鋼在含Cl-溶液中的點(diǎn)蝕敏感性。由點(diǎn)蝕當(dāng)量公式

pREN=w(Cr)+3.3(w(Mo)+0.5w(W))+30w(N)

(1)

式中，pREN為點(diǎn)蝕當(dāng)量;w(Cr)、w(Mo)、w(W)、w(N)分別為Cr、Mo、W、N元素的質(zhì)量分?jǐn)?shù)。

可知，點(diǎn)蝕敏感性與Cr、Mo、W、N元素有關(guān)，pREN越大，材料點(diǎn)蝕傾向越小。

氮對(duì)減小點(diǎn)蝕傾向具有良好作用[11]，能提高鈍化膜穩(wěn)定性并影響試樣表面再鈍化能力。點(diǎn)蝕行為發(fā)生時(shí)，大量氮在合金表面與鈍化膜之間聚集，通過(guò)抑制侵蝕性Cl-的吸附，可迅速再鈍化，從而抑制點(diǎn)蝕的穩(wěn)定生長(zhǎng)[12-13]。氮的增多有助于鈍化膜中鉻的富集，特別是Cr2O3和CrN的富集，進(jìn)一步提高鈍化膜的保護(hù)能力[14]。I=260 A時(shí)，熔池過(guò)熱，使氮元素以氣體和氮化物的形式析出，造成堆焊層固溶氮的損失[15]。因此，試樣R3耐蝕性最好。

2.1.2激光功率對(duì)極化曲線的影響

圖4所示為不同激光功率堆焊層在NaCl溶液中的極化曲線測(cè)試結(jié)果，電化學(xué)特征參數(shù)見表4。由圖4可知，各試樣的Jcorr隨激光功率的增大呈現(xiàn)先減小后增大的趨勢(shì)，激光功率為3.0 kW、3.2 kW時(shí)，堆焊層試樣表面更易發(fā)生鈍化。試樣S1、S4和S5的鈍化區(qū)間較窄。試樣S5極化曲線不平穩(wěn)，整體波動(dòng)較大，說(shuō)明其表面形成的鈍化膜穩(wěn)定性較差，易被擊破而發(fā)生點(diǎn)蝕。

(a)完整極化曲線

表4 不同激光功率下的堆焊層極化曲線特征參數(shù)

從表4中數(shù)據(jù)發(fā)現(xiàn)，隨著激光功率的不斷增大，堆焊層試樣的Jcorr先減小后增大，P=3.2 kW時(shí)，Eb有最大值。因此，適當(dāng)增大激光功率有利于提高試樣表面鈍化膜穩(wěn)定性，P=3.2 kW時(shí)，堆焊層耐蝕性最好。復(fù)合熱源平板堆焊過(guò)程中，適當(dāng)增大激光功率，使穿過(guò)電弧到達(dá)工件表面的激光能量增大，有利于維持動(dòng)態(tài)平衡下的匙孔穩(wěn)定性，提高熔池流動(dòng)能力，起到均勻元素分布的作用，進(jìn)而影響試樣表面鈍化膜的形成。激光功率過(guò)大時(shí)，激光對(duì)電弧的牽引和壓縮作用增強(qiáng)，熔池過(guò)熱影響焊縫組織生長(zhǎng)，耐蝕性隨之降低。

2.1.3堆焊速度對(duì)極化曲線的影響

圖5所示為不同焊接速度堆焊層的極化曲線測(cè)試結(jié)果，其電化學(xué)特征參數(shù)見表5，可以看出，各曲線在鈍化區(qū)間內(nèi)波動(dòng)程度較小，位置相近，趨于平穩(wěn)，這表明各試樣表面鈍化膜穩(wěn)定性較好，抗點(diǎn)蝕能力較強(qiáng)。試樣T3與T4的鈍化電流密度相對(duì)較低。由表5數(shù)據(jù)可以發(fā)現(xiàn)，隨著堆焊速度的不斷增大，各堆焊層試樣的Ecorr變化較小，Jcorr先減小后增大，Eb呈現(xiàn)先增大后減小的趨勢(shì)。v=0.8 m/min時(shí)，堆焊層腐蝕傾向最小，腐蝕反應(yīng)速率也最低，耐蝕性最好。

(a)完整極化曲線

表5 不同焊接速度下的堆焊層極化曲線特征參數(shù)

不同焊接速度下的堆焊層焊縫氮含量見表6，隨著焊接速度的增大，焊縫氮含量逐漸升高。v=0.6m/min時(shí)，熱輸入較大，造成焊縫氮元素大量損失，因而耐蝕性較差。

表6 不同焊接速度下的焊縫氮元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)

試驗(yàn)所測(cè)試樣表面為堆焊層中上部，熱輸入過(guò)大時(shí)，熔池結(jié)晶溫度梯度G較小，堆焊層中上部冷卻較慢，晶體生長(zhǎng)速率R較大，易形成粗大樹枝晶。適當(dāng)增大焊接速度降低了焊縫熱輸入量，冷卻加快，促使晶粒細(xì)化。晶粒細(xì)化可改善不銹鋼表面鈍化膜的穩(wěn)定性和致密性，提高不銹鋼的抗點(diǎn)蝕能力[16-17]。焊接速度過(guò)高使得電弧對(duì)工件的預(yù)熱作用減弱，焊接熔池高溫停留時(shí)間縮短，快速冷卻造成結(jié)晶時(shí)各合金元素分布不均勻，在焊縫區(qū)形成顯微偏析，耐蝕性降低。

2.2 電化學(xué)腐蝕形貌與點(diǎn)蝕分析

2.2.1電化學(xué)腐蝕形貌

不同焊接工藝會(huì)導(dǎo)致堆焊層組織均勻程度不同、合金元素成分及分布不同，影響表面鈍化膜的形成。動(dòng)電位極化曲線測(cè)試后，各試樣表面均發(fā)生了不同程度的點(diǎn)蝕現(xiàn)象。

(a)I=180 A (b)I=200 A

如圖6所示，試樣R1表面(圖6a)的氣孔和裂紋的存在降低了焊縫耐蝕性。隨著焊接熱輸入的增加，試樣R3表面(圖6c)幾乎無(wú)點(diǎn)蝕，試樣R5表面(圖6e)點(diǎn)蝕坑大而密集，且伴隨明顯的腐蝕溝，呈均勻腐蝕趨勢(shì)，說(shuō)明基體中氮元素向堆焊層擴(kuò)散，但過(guò)大的熱輸入降低了焊縫氮含量，焊縫抗點(diǎn)蝕能力也隨之下降。

(e)I=260 A

圖7中，試樣S1(圖7a)、S4(圖7d)與S5(圖7e)表面蝕坑大而密集，說(shuō)明激光功率過(guò)高或過(guò)低都會(huì)降低焊縫組織均勻程度。功率為3.0 kW、3.2 kW時(shí)，試樣表面鈍化膜穩(wěn)定性較好，點(diǎn)蝕現(xiàn)象不明顯。結(jié)合試樣S3(圖7c)及圖8可知，v=0.8，0.9 m/min時(shí)，焊縫表面幾乎無(wú)點(diǎn)蝕；v=1.0 m/min時(shí)，試樣T5(圖8d)表面存在片狀點(diǎn)蝕區(qū)域，這是因?yàn)檩^快的焊接速度使該區(qū)域鈍化膜變薄、更易遭受Cl-的侵蝕。同樣，較大的熱輸入導(dǎo)致T1和R5試樣表面抗點(diǎn)蝕能力減弱，相鄰且密集的點(diǎn)蝕坑之間相互作用以及蝕坑自身生長(zhǎng)導(dǎo)致試樣表面形成腐蝕溝。

(a)P=2.8 kW (b)P=3.0 kW

(a)v=0.6 m/min (b)v=0.7 m/min

對(duì)電化學(xué)腐蝕后堆焊層焊縫進(jìn)行SEM形貌觀察，焊縫中的δ-鐵素體以樹枝晶或較小等軸晶的形式析出，如圖9所示。圖9a中，粗大柱狀樹枝晶及周圍區(qū)域萌發(fā)大量點(diǎn)蝕坑，說(shuō)明點(diǎn)蝕更易在此處形核。圖9b中，δ-鐵素體以均勻細(xì)小的枝晶或等軸晶形態(tài)存在，周圍點(diǎn)蝕坑較少。焊縫中的δ-鐵素體相是引起腐蝕的重要原因[18]，δ-鐵素體枝晶存在形態(tài)及分布是影響焊縫耐蝕性的主要原因。

(a)柱狀樹枝晶(b)較小的枝晶及等軸晶

圖10所示為不同能量輸入下的堆焊層焊縫鐵素體枝晶腐蝕痕跡。由圖10a～圖10c可以看出，隨著激光功率的增大，焊縫中的粗大柱狀樹枝晶變?yōu)榫鶆蚣?xì)小條狀枝晶，這是因?yàn)榇蠊β实募す馐黾恿思す獬卓仔?yīng)并促進(jìn)焊接熔池流動(dòng)，導(dǎo)致δ-鐵素體彌散分布、枝晶生長(zhǎng)不連續(xù)，提高了焊縫的耐蝕性。圖10c～圖10e所示為熱輸入6792 J/cm下的樹枝晶腐蝕痕跡，鐵素體二次枝晶臂間距變大，引發(fā)周圍組織腐蝕程度加深。熱輸入過(guò)大延長(zhǎng)了熔池再結(jié)晶過(guò)程，枝晶有連續(xù)生長(zhǎng)及向外擴(kuò)展的趨勢(shì)，進(jìn)而降低焊縫耐蝕性。

(a)P=2.8 kW,I=220 A,v=0.8 m/min (b)P=3.2 kW,I=220 A,v=0.8 m/min

2.2.2點(diǎn)蝕分析

點(diǎn)蝕是不銹鋼腐蝕的主要形式之一，研究點(diǎn)蝕機(jī)理對(duì)掌握不銹鋼腐蝕規(guī)律以及提高材料抗點(diǎn)蝕性能具有重要意義。圖11所示為試樣極化測(cè)試后表面出現(xiàn)的點(diǎn)蝕及其剝落形貌。試樣表面點(diǎn)蝕較為密集易形成圖11a所示的腐蝕剝落面。密集的蝕坑之間相互作用形成連續(xù)的腐蝕坑，最終導(dǎo)致焊縫中相鄰δ-鐵素體枝晶的接連脫落，腐蝕液通過(guò)剝落的組織進(jìn)一步腐蝕蝕坑周圍結(jié)構(gòu)，使奧氏體相脫落并形成圓形剝離面。圖11b、圖11c所示為兩種不同的點(diǎn)蝕坑形貌，前者源于焊縫樹枝晶中心，蝕坑較深，后者為鈍化金屬表面形成的淺坑。

(a)剝落面

點(diǎn)蝕的發(fā)生分為2個(gè)階段：鈍化金屬表面蝕孔形核、蝕孔生長(zhǎng)。蝕孔形核的原因有鈍化膜穿透理論和吸附理論。前者認(rèn)為侵蝕性Cl-半徑很小，穿透能力強(qiáng)，可以穿過(guò)鈍化膜、破壞其致密性與完整性，點(diǎn)蝕的形核更傾向于在薄鈍化膜內(nèi)側(cè)發(fā)生[19]。后者認(rèn)為點(diǎn)蝕的發(fā)生是Cl-和氧競(jìng)爭(zhēng)吸附造成的，可由圖12所示吸附模型來(lái)表述，圖中，M代表金屬，當(dāng)其表面吸附的氧化物離子被氯的絡(luò)合離子ZX-取代后，鈍化膜遭到破壞，點(diǎn)蝕發(fā)生[20]。

圖12 吸附模型示意圖[20]

點(diǎn)蝕的生長(zhǎng)被認(rèn)為是蝕孔內(nèi)發(fā)生的自催化過(guò)程。Cl-與鈍化膜中的陽(yáng)離子結(jié)合、形成可溶性氯化物，氯化物水解使坑內(nèi)pH值降低。水解反應(yīng)如下：

Mn++nH2O→M(OH)n+nH+

(2)

對(duì)圖11b、圖11c所示的點(diǎn)蝕坑內(nèi)及坑外表面進(jìn)行EDS分析，結(jié)果見表7。點(diǎn)蝕坑內(nèi)Cr的含量高于坑外表面，Ni、Fe含量相對(duì)降低，這是因?yàn)槲g坑內(nèi)反應(yīng)生成的鉻化合物聚集在坑表面，Ni和Fe的化合物溶解較多，導(dǎo)致Cr在坑表面富集。

表7 點(diǎn)蝕坑內(nèi)和外表面的元素質(zhì)量分?jǐn)?shù)EDS分析結(jié)果

對(duì)焊縫片狀點(diǎn)蝕區(qū)域的微觀形貌進(jìn)行觀察。由圖13a可以看到點(diǎn)蝕區(qū)域周圍存在大量白色塊狀及不規(guī)則狀的析出相，形成原因是熔池凝固過(guò)程中，各合金元素在晶界處嚴(yán)重偏析[22]。析出相破壞了鈍化膜的致密與穩(wěn)定，析出相雜質(zhì)周圍的組織被嚴(yán)重侵蝕，該區(qū)域內(nèi)點(diǎn)蝕坑以及析出相脫落形成的淺坑如圖13b所示。

(a)片狀點(diǎn)蝕區(qū)域

2.3 堆焊接頭硬度分析

不同工藝參數(shù)下的堆焊層焊縫凝固模式及組織生長(zhǎng)規(guī)律不同，從而造成焊縫硬度的差異。焊縫顯微組織均勻性及晶粒細(xì)化程度是影響耐蝕性的重要因素，因此，通過(guò)對(duì)堆焊接頭硬度的檢測(cè)間接反映焊縫耐蝕性。

圖14為各測(cè)試試樣硬度分布曲線，各試樣的焊縫硬度均明顯低于其母材和熱影響區(qū)硬度。圖14a所示為不同激光功率下試樣(S1～S5)的硬度分布，隨著激光功率的增大，焊縫硬度顯著增大，P=3.2 kW時(shí)，焊縫硬度趨于穩(wěn)定，這是由于高能量激光使焊縫組織更加均勻，晶粒細(xì)化作用更加明顯。P=3.6 kW時(shí)，熔池過(guò)熱，導(dǎo)致焊縫晶粒粗化，焊縫硬度有所下降。圖14b所示為不同焊接電流及速度下的試樣顯微硬度分布，熱輸入較大(I=260 A或v=0.6 m/min)時(shí)，焊縫區(qū)與熱影響區(qū)的寬度增大，晶粒粗化現(xiàn)象更為嚴(yán)重，焊縫顯微硬度下降，因此，適當(dāng)?shù)臒彷斎肟梢杂行Ъ?xì)化晶粒，提高焊縫耐蝕性。

(a)不同激光功率

3 結(jié)論

(1)隨焊接電流的增大，堆焊層耐蝕性呈現(xiàn)先升高后降低的趨勢(shì)。電流I=220 A時(shí)，試樣在質(zhì)量分?jǐn)?shù)3.5%NaCl溶液極化測(cè)試中的鈍化區(qū)間最寬、腐蝕電流密度Jcorr最小、擊穿電位Eb最高、焊縫氮含量最高，這表明試樣表面鈍化膜穩(wěn)定性較好，抗點(diǎn)蝕能力最強(qiáng)。I=260 A時(shí)，焊縫氮含量降低，試樣表面點(diǎn)蝕坑大而密集，且伴隨腐蝕溝的形成。

(2)激光功率P為3.0、3.2 kW時(shí)，試樣極化曲線的鈍化區(qū)間較寬，腐蝕電流密度較低，耐蝕性較好。P增至3.2 kW時(shí)，焊縫中腐蝕痕跡由粗大的柱狀樹枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚣?xì)小條狀枝晶，焊縫枝晶形態(tài)及分布發(fā)生改變，提高了耐蝕性。從硬度分析來(lái)看，此時(shí)的焊縫組織更加均勻且晶粒細(xì)化程度較好，進(jìn)一步驗(yàn)證了該參數(shù)下的焊縫具有較好的耐蝕性。

(3)焊接速度v對(duì)堆焊層極化曲線影響程度較小，各曲線位置相近，趨于平穩(wěn)。v為0.8、0.9 m/min時(shí)，焊縫表面幾乎無(wú)點(diǎn)蝕；v=1.0 m/min時(shí)，焊縫表面存在片狀點(diǎn)蝕區(qū)域，掃描電鏡下觀察發(fā)現(xiàn)蝕坑周圍存在大量析出相，破壞了局部鈍化膜的致密與穩(wěn)定，促進(jìn)腐蝕的發(fā)生。