周洪洋，蔣濤，劉群，張炳奇，孫越，孫旭，牛安平

1.大唐東北電力試驗(yàn)研究院有限公司，吉林 長(zhǎng)春 130012

2.遼寧大唐國(guó)際沈東熱電有限責(zé)任公司，遼寧 沈陽 110172

0 引言

近年來，隨著火電機(jī)組服役時(shí)間的增加，尤其是頻繁啟停和深度調(diào)峰等因素影響，國(guó)內(nèi)火電機(jī)組集箱管座角焊縫頻頻發(fā)生失效開裂問題，并導(dǎo)致泄漏［1］，失效開裂位置多位于接頭焊趾部位，但開裂位置材質(zhì)并未嚴(yán)重劣化，其力學(xué)性能可以滿足運(yùn)行要求。由于集箱管座角焊縫因部位特殊，結(jié)構(gòu)上容易存在應(yīng)力集中，尤其對(duì)于未圓滑處理的焊趾部位情況更加糟糕［2］。在服役過程中，受啟?；蛘{(diào)峰、結(jié)構(gòu)應(yīng)力、管排震動(dòng)等因素影響，鍋爐這些特殊結(jié)構(gòu)焊接接頭焊趾部位經(jīng)常會(huì)經(jīng)受反復(fù)交變應(yīng)力作用發(fā)生疲勞失效，為機(jī)組安全穩(wěn)定運(yùn)行埋下事故隱患［3］。

超聲沖擊作為抗疲勞延壽技術(shù)，已廣泛應(yīng)用各行業(yè)多年，成為當(dāng)前焊后改善接頭疲勞性能有效方法之一［4-7］。研究表明超聲沖擊處理可以大幅度提高焊接接頭的疲勞強(qiáng)度，使疲勞壽命增加幾倍甚至幾十倍以上［8］?，F(xiàn)有關(guān)于超聲沖擊處理的研究大多是針對(duì)制造階段的焊接結(jié)構(gòu)，對(duì)已服役的焊接接頭的研究較少，尤其對(duì)于電站領(lǐng)域已服役的但尚未達(dá)到疲勞極限的焊接接頭的研究鮮有報(bào)道。因此，開展服役態(tài)超聲沖擊處理焊接接頭的研究，了解接頭各區(qū)域的組織演變規(guī)律、明確強(qiáng)化影響因素，將為電站領(lǐng)域工程應(yīng)用提供理論支撐及推廣應(yīng)用具有重要意義。

本文采用超聲沖擊技術(shù)對(duì)在役12Cr1MoV鋼焊接接頭在不同參數(shù)下進(jìn)行表面沖擊處理，分析了不同沖擊處理參數(shù)下的表面形貌、表層顯微組織及顯微硬度的改變情況，并采用透射電子顯微鏡（TEM）、電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)對(duì)試樣表面變形層演化行為進(jìn)行了對(duì)比分析，從而明確12Cr1MoV鋼表面自納米化機(jī)理及強(qiáng)化影響因素，為超聲沖擊技術(shù)在12Cr1MoV鋼焊接接頭的應(yīng)用提供試驗(yàn)分析與理論基礎(chǔ)。

1 試驗(yàn)材料與方法

實(shí)驗(yàn)用材料為某電站高再進(jìn)口集箱疏水管焊接接頭，材質(zhì)為12Cr1MoV、規(guī)格60 mm×5.5 mm，累計(jì)服役時(shí)間6 000 h。采用線切割方式將管樣沿縱向進(jìn)行四等分制取試樣，并經(jīng)丙酮超聲清洗去除表面油污后，采用TY28-60型超聲沖擊設(shè)備沿焊縫對(duì)上述三塊樣品進(jìn)行全覆蓋超聲沖擊處理，另一塊樣品作為對(duì)比試樣。根據(jù)《金屬材料殘余應(yīng)力超聲沖擊處理法》（GB/T 33163-2016）標(biāo)準(zhǔn)與試樣材質(zhì)（12Cr1MoV）特點(diǎn)，并結(jié)合現(xiàn)場(chǎng)試驗(yàn)情況。經(jīng)多次反復(fù)試驗(yàn)、優(yōu)化后，最終確定了UIT1、UIT2和UIT3等三組不同沖擊參數(shù)，實(shí)驗(yàn)具體沖擊參數(shù)見表1。

表1 超聲沖擊參數(shù)Table 1 Parameters of ultrasonic impact treatment

采用線切割技術(shù)在經(jīng)超聲沖擊處理和未處理的焊接接頭上沿縱截面切取相應(yīng)金相試樣，使用Axio Observer A1m型金相顯微鏡觀察分析焊趾附近形貌，利用THV-1型顯微硬度儀測(cè)試沖擊處理前后試樣截面沿厚度方向的硬度梯度變化情況。采用DPF-2型金相電解拋光腐蝕儀對(duì)樣品進(jìn)行電解拋光，拋光液為4%的HClO4酒精溶液，電壓15 V，拋光完成后利用背散電子衍射技術(shù)（EBSD）對(duì)沖擊處理后的顯微織構(gòu)和晶粒取向進(jìn)行分析測(cè)試。對(duì)表面發(fā)生納米化樣品拋光腐蝕后利用Helios G4 UX型聚焦離子束顯微鏡進(jìn)行觀察，并在樣品變形區(qū)取出長(zhǎng)度5 μm，寬度3 μm，厚度50～80 nm的薄片，利用Talos F200DS型透射電子顯微鏡（TEM）對(duì)樣品進(jìn)行微觀組織結(jié)構(gòu)表征和分析。

2 試驗(yàn)結(jié)果及分析

2.1 焊趾區(qū)宏觀形貌

圖1為UIT1、UIT2、UIT3處理后焊趾附近截面形貌，可以看出，樣品表面附近區(qū)域經(jīng)過強(qiáng)烈塑性變形后均形成了塑性流變組織。本研究采用的試樣組織為體心立方結(jié)構(gòu)（bcc）的鐵素體和珠光體。對(duì)于擁有48組滑移系的bcc材料，形變過程中很容易在不同方向上產(chǎn)生多滑移和交滑移，因此，bcc結(jié)構(gòu)的材料經(jīng)強(qiáng)烈塑性變形后容易形成塑性流變組織［9］。在沖擊處理初期，材料中塑性變形首先在一些取向容易產(chǎn)生滑移現(xiàn)象的晶粒中發(fā)生，而由于晶界的阻礙，使得同一層的晶粒發(fā)生不均勻塑性變形，塑性變形由材料的表層逐步推移至材料的內(nèi)部。另外，隨著沖擊覆蓋率的增加，塑性變形越嚴(yán)重，變形層越深，某些組織由原來的層狀被沖擊成渦旋狀，低倍下晶界變得模糊不清。UIT2試樣變形最嚴(yán)重的漩渦中心已出現(xiàn)一定程度損傷；而UIT3試樣表面出現(xiàn)起皮、分層等疊型缺陷，顯然UIT3試樣為過處理狀態(tài)，根據(jù)《金屬材料殘余應(yīng)力超聲沖擊處理法》（GB/T 33163—2016）標(biāo)準(zhǔn)，不符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖1 UIT1、UIT2、UIT3處理后焊趾附近截面形貌Fig.1 Morphology near the weld toe after UIT1，UIT2，and UIT3 parameter treatment

對(duì)比發(fā)現(xiàn)，焊趾處經(jīng)超聲沖擊處理后幾何形狀有了很大的改變，焊趾幾何形狀過渡不連續(xù)處轉(zhuǎn)變?yōu)閳A滑過渡，且經(jīng)沖擊處理后焊趾處過渡半徑得到提高，如圖2、圖3所示。通過圖上尺寸與實(shí)際尺寸的換算，不同沖擊參數(shù)處理前后焊趾處的過渡半徑列于表2，可以看出，經(jīng)UIT1和UIT2參數(shù)沖擊處理后，焊趾過渡半徑均得到不同程度提高，且UIT1參數(shù)沖擊處理后提高了108.2%，UIT2參數(shù)沖擊處理后提高了116.4%。

圖2 經(jīng)UIT1處理前后焊趾處過渡半徑變化Fig.2 Change of transition radius at weld toe before and after UIT1 treatment

圖3 經(jīng)UIT2處理前后焊趾處過渡半徑變化Fig.3 Change of transition radius at weld toe before and after UIT2 treatment

表2 超聲沖擊前后過渡半徑變化情況Table 2 Change of transition radius before and after UIT

2.2 表面硬度變化情況

使用維氏硬度計(jì)測(cè)量了母材超聲沖擊前后沿厚度方向的硬度分布，具體分布結(jié)果見圖4。結(jié)果表明，使用UIT1參數(shù)，超聲沖擊對(duì)材料的沖擊強(qiáng)化深度可達(dá)220 μm左右；使用UIT2參數(shù)，超聲沖擊對(duì)材料的沖擊強(qiáng)化深度達(dá)250 μm左右；對(duì)0.1 mm深度范圍內(nèi)的硬度值進(jìn)行比較，見表3?？梢钥闯觯噍^原始母材平均硬度值均出現(xiàn)不同程度提高，UIT1在0.1 mm深度內(nèi)平均硬度增加20%，UIT2增加了26%。

圖4 母材超聲沖擊處理前后沿深度方向硬度分布Fig.4 Hardness distribution along the depth direction of the base metal before and after UIT

表3 母材超聲沖擊處理前后硬度對(duì)比（0.1 mm深度內(nèi)）Table 3 Hardness comparison of base metal before and after UIT（within 0.1 mm depth）

焊趾附近屬于整個(gè)焊接接頭的應(yīng)力集中區(qū)，易萌生疲勞裂紋，對(duì)該區(qū)維氏硬度沿厚度方向進(jìn)行測(cè)試，結(jié)果如圖5所示。由于該區(qū)的組織、成分不均，所測(cè)硬度值波動(dòng)相對(duì)較大，故無法準(zhǔn)確反應(yīng)超聲沖擊處理對(duì)表層的強(qiáng)化作用。但整體來看，相較原始態(tài)焊趾區(qū)，仍存在較好的強(qiáng)化效果。對(duì)0.1 mm深度范圍內(nèi)的硬度值進(jìn)行比較，見表4，可以看出，相較原始焊趾平均硬度值，超聲沖擊處理后均出現(xiàn)不同程度提高，采用UIT1參數(shù)時(shí)在0.1 mm深度內(nèi)平均硬度增加了32.3%，采用UIT2參數(shù)時(shí)增加了34.9%。一般認(rèn)為，超聲沖擊處理對(duì)材料的強(qiáng)化作用，是加工硬化和晶粒細(xì)化的耦合結(jié)果。鋼材經(jīng)焊接后，焊趾附近形成粗大的晶粒組織，此時(shí)實(shí)施超聲沖擊處理，則晶粒細(xì)化作用貢獻(xiàn)明顯增大。

圖5 焊趾區(qū)超聲沖擊處理前后沿深度方向硬度分布Fig.5 Hardness distribution along the depth direction before and after UIT in the weld toe area

表4 焊趾處超聲沖擊處理前后硬度對(duì)比（0.1 mm深度內(nèi)）Table 4 Hardness comparison of weld toe area before and after UIT（within 0.1 mm depth）

2.3 超聲沖擊處理后焊趾表層TEM分析

利用透射電子顯微鏡（TEM）觀察超聲沖擊后試樣焊趾表層微觀組織形貌。圖6為UIT2參數(shù)試樣焊趾近表面TEM形貌及對(duì)應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣（SAED），可以看出，經(jīng)沖擊處理后表層晶粒已被細(xì)化至納米級(jí)別，且取向呈隨機(jī)分布態(tài)，相應(yīng)地，選區(qū)電子衍射花樣近似呈同心圓環(huán)狀，表明晶粒間晶體學(xué)取向隨機(jī)，晶粒之間具有較大的取向差，符合納米晶衍射花樣特征。

圖6 UIT2試樣焊趾近表面TEM形貌及對(duì)應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣Fig.6 TEM morphology and corresponding SAED patterns of the weld toe near the surface of UIT2 specimen

材料塑性變形方式在很大程度上取決其層錯(cuò)能的高低。多晶體金屬材料一般通過位錯(cuò)滑移或機(jī)械孿生方式實(shí)現(xiàn)塑性變形。高等層錯(cuò)能的材料通常依賴位錯(cuò)滑移進(jìn)行塑性變形，低等層錯(cuò)能材料則通過機(jī)械孿生的方式來實(shí)現(xiàn)塑性變形。而介于高、低層錯(cuò)能之間，稱為中等層錯(cuò)能，這類材料的塑性變形通過位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)與機(jī)械孿生兩種模式協(xié)調(diào)進(jìn)行［10］。本試驗(yàn)所選材料焊趾表面經(jīng)過超聲沖擊處理時(shí)，連續(xù)的超聲沖擊產(chǎn)生強(qiáng)烈的塑性變形，導(dǎo)致材料內(nèi)部的原始晶粒產(chǎn)生高密度位錯(cuò)，位錯(cuò)之間交互作用形成了位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)墻，隨著變形持續(xù)輸入，一方面會(huì)增加位錯(cuò)密度，另一方面減小了位錯(cuò)的間距，促使位錯(cuò)纏結(jié)和位錯(cuò)墻發(fā)展成小角度的亞晶界，如圖7所示，在亞晶界上位錯(cuò)重新積聚與湮滅，使具有低角度取向差的亞晶界逐漸轉(zhuǎn)變成大角度的晶界，最終細(xì)化形成納米晶，因此位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)為其主要塑性變形方式。

圖7 超聲沖擊處理后焊趾表層位錯(cuò)纏結(jié)、位錯(cuò)墻和亞晶的TEM明場(chǎng)像Fig.7 TEM bright field images of dislocation tangles，dislocation walls，and subgrains on the surface of the weld toe after UIT2

2.4 超聲沖擊處理后焊趾表層EBSD分析

圖8為UIT2參數(shù)超聲沖擊處理焊趾表層晶粒分布、取向分布特征及晶界取向差角度分布統(tǒng)計(jì)?？梢钥闯?，近表層組織形成了呈梯度結(jié)構(gòu)分布的納米晶層，靠表面處的晶粒最小，隨著距離受沖擊表面深度的增加，呈隨機(jī)取向分布的納米晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則的亞微米晶，最后過渡到原始態(tài)組織，如圖8a所示。材料表層由于超聲沖擊產(chǎn)生的塑性變形沿厚度方向通過變形的晶粒不斷向芯部組織傳遞。由于傳遞過程中能量損耗，使得表層的變形并不能傳遞到較深處的芯部組織。因此，較深處的芯部組織仍然保持著原始粗大晶粒形態(tài)。

圖8 超聲沖擊處理焊趾表層晶粒分布、取向分布特征及晶界取向差角度分布統(tǒng)計(jì)Fig.8 Statistical diagram of grain distribution，orientation distribution characteristics，and grain boundary orientation difference angle distribution on the surface layer of the weld toe after UIT2

從圖8b可以看出，芯部組織多數(shù)以大角度晶界形態(tài)分布（＞15°），而近表層組織大角度晶界內(nèi)包含了數(shù)量眾多的小角度晶界（＜15°）。通常而言，原始狀態(tài)粗晶組織取向差角度分布呈“雙峰”特征，即大、小角度晶界取向差角度峰值集中在5°～15°和45°～65°兩個(gè)區(qū)間［11］。而從圖8c試樣近表層晶界取向差角度分布統(tǒng)計(jì)圖可以看出，沖擊處理后表層的取向差角度以小角度晶界為主，且在1.5°附近出現(xiàn)了峰值。這說明隨著沖擊的持續(xù)，塑性變形過程中位錯(cuò)密度逐漸提高，表層晶粒在位錯(cuò)交割纏結(jié)過程被細(xì)化，隨著變形量的增加，亞晶界也呈增多趨勢(shì)，造成小角度晶界的比例越來越大。

高頻振動(dòng)沖擊針頭沖擊材料表面促使材料表層發(fā)生強(qiáng)烈的塑性變形，形成了具有一定厚度的塑性變形層。隨著超聲沖擊過程的持續(xù)進(jìn)行，塑性變形層內(nèi)的組織不斷發(fā)生滑移，形成新位錯(cuò)。部分位錯(cuò)相遇相互抵消，部分重排后在粗晶內(nèi)部形成高密度的位錯(cuò)墻或位錯(cuò)列，促使亞晶界形成。亞晶界吸收位錯(cuò)使得晶界處的位錯(cuò)密度升高，促使小角度晶界轉(zhuǎn)化［12-15］。同時(shí)，小角度晶界又可以通過滑移、遷移等方式轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?。在納米尺度下，大、小晶界具有相同的強(qiáng)化效應(yīng)，這種相互轉(zhuǎn)變貫穿于整個(gè)超聲沖擊過程。隨著超聲沖擊的持續(xù)進(jìn)行，越來越多的亞晶界形成，晶粒尺寸不斷縮小，最終在材料表面形成取向隨機(jī)、數(shù)量眾多的納米晶組織。

3 結(jié)論

（1）超聲沖擊處理能夠改善服役態(tài)12Cr1MoV鋼焊接接頭焊趾區(qū)幾何形貌，使焊趾處幾何過渡更加圓滑，同時(shí)能夠提高焊趾處幾何過渡半徑。相較未沖擊試樣，當(dāng)采用UIT1沖擊試驗(yàn)參數(shù)時(shí)，焊趾處過渡半徑提高了108.2%；當(dāng)采用UIT2沖擊試驗(yàn)參數(shù)時(shí)，焊趾處過渡半徑提高了116.4%。

（2）超聲沖擊處理能夠提高服役態(tài)12Cr1MoV鋼焊接接頭焊趾區(qū)域硬度。相較未沖擊試樣，當(dāng)采用UIT1沖擊試驗(yàn)參數(shù)時(shí)，焊趾處平均硬度值（距表面0.1 mm深度內(nèi)）增加了32.3%；當(dāng)采用UIT2沖擊試驗(yàn)參數(shù)時(shí)，焊趾處平均硬度值（距表面0.1 mm深度內(nèi)）增加了34.9%。

（3）超聲沖擊處理能夠促使服役態(tài)12Cr1MoV鋼焊接接頭表層小角度晶界密度增加，并在接頭表層引入梯度納米晶結(jié)構(gòu)。晶粒發(fā)生納米化主要依靠位錯(cuò)滑移方式實(shí)現(xiàn)。