0. 引言

304L不銹鋼具有優(yōu)異的耐腐蝕性能、耐熱性、耐微酸性和良好的力學性能、加工性能等，廣泛應用于核電站關鍵設備（如第二代核電站乏燃料水池）[1-3]，但在服役過程中會因長期處于含特定離子的水介質(zhì)環(huán)境而發(fā)生局部腐蝕甚至開裂。焊接是修復上述局部缺陷的主流方法，其中鎢極惰性氣體保護（TIG）焊因具有焊接質(zhì)量高、焊接過程穩(wěn)定和成本低等優(yōu)點成為常用方法[4]。目前，有關304L不銹鋼TIG焊接的研究主要集中在對接焊和堆焊修復方面。研究[5-6]發(fā)現(xiàn)，過高的熱輸入會使304L不銹鋼TIG對接接頭的顯微硬度降低，力學性能下降。HU等[7]研究發(fā)現(xiàn)，單層多道TIG堆焊層內(nèi)部存在氣孔及多處未熔合缺陷。在采用對接焊或堆焊修復板材局部缺陷時，修復區(qū)域的熱量較集中，易引起該區(qū)域組織粗化、性能劣化，并因較高的殘余應力而產(chǎn)生新的焊接缺陷。補強板焊接通過將補強板覆蓋于待修復板材（底板）缺陷區(qū)域，可有效分散熱量，避免板材性能劣化。然而，TIG焊存在焊縫熔深淺、熔透能力有限的問題[8]，容易導致補強板邊緣與母材的連接強度不足，降低修復質(zhì)量。在焊接過程中對焊槍引入周期性擺動，可以優(yōu)化熔池流動與焊縫形貌，細化晶粒，從而提升接頭力學性能[9]。針對補強板的TIG焊，焊槍擺動幅度是擺動TIG焊接中最關鍵的工藝參數(shù)之一，其通過改變電弧作用區(qū)域和熔池動力學行為，對焊縫成形、缺陷控制及力學性能產(chǎn)生系統(tǒng)性影響。為此，作者采用自動TIG焊結合擺動焊接技術，在不同焊槍擺動幅度下對304L不銹鋼進行補強板焊接試驗，研究了焊槍擺動幅度對接頭組織和性能的影響，擬為核電用不銹鋼補強板修復提供技術參考。

1. 試樣制備與試驗方法

母材為304L不銹鋼底板和補強板，補強板形狀與尺寸如圖1所示，焊接材料為直徑1mm的ER316L焊絲，母材和焊絲的化學成分如表1所示。

圖 1補強板形狀與尺寸

Figure 1.Shape and size of patch plate

按圖2所示將補強板置于待修復底板的缺陷位置上方，采用自制自動TIG焊接設備，將焊槍定位至補板上選定的某一斜邊中點，向中心兩側進行周期性擺動施焊，擺動幅度分別為2，3，4mm，焊接保護氣體為純度99.99%的氬氣，流量為20 L·min−1，焊接電流為140A，送絲速度為20mm·s−1，焊接速度為100mm·min−1，擺動速度為4mm·s−1。

圖 2焊接過程示意

Figure 2.Welding process schematic

焊接完成后，采用線切割垂直于焊縫方向截取尺寸為10mm×10mm×15mm的金相試樣，經(jīng)打磨、拋光后進行腐蝕處理，采用Leica-DMi8c型光學顯微鏡觀察顯微組織。采用D8 FOCUS型X射線衍射儀（XRD）進行物相組成分析，采用銅靶Kα射線，掃描速率為10 （°）·min−1，掃描范圍為20°~90°，工作電壓為40kV，工作電流為40mA。采用HVS-1000Z型維氏硬度計測試焊縫中心顯微硬度，載荷為9.8 N，保載時間為10s，測點間距為0.3mm，測至少3個點取平均值。在焊縫上截取尺寸為10mm×10mm×15mm的試樣，采用Versa STAT 3F型電化學工作站進行電化學試驗，以飽和甘汞（SCE）電極為參照電極，鉑電極為輔助電極，試樣為工作電極，腐蝕介質(zhì)為質(zhì)量分數(shù)3.5%NaCl溶液，通過測量電化學阻抗譜（EIS）和極化曲線評估耐腐蝕性能。

2. 試驗結果與討論

2.1 物相組成

由圖3可以看出，不同擺動幅度下接頭焊縫中均檢測到γ相（111）、（200）、（220）晶面衍射峰和δ相（110）晶面衍射峰。隨著擺動幅度增加，γ相（111）晶面的衍射峰強度減弱，δ相（110）晶面的衍射峰強度增加，說明γ-奧氏體含量減少而δ-鐵素體含量增加，推測是因為擺動幅度增加使冷卻速率增大，δ-鐵素體相變過程受到抑制。隨著擺動幅度增加，γ相（111）晶面衍射峰半高寬增大，說明γ-奧氏體晶粒尺寸有所減小[10]。

圖 3不同擺動幅度下接頭焊縫的XRD譜

Figure 3.XRD patterns of weld seam of joint under different swing amplitudes

2.2 顯微組織

由圖4可知，不同擺動幅度下焊縫和熔合區(qū)組織均由γ-奧氏體和δ-鐵素體組成，符合鐵素體-奧氏體凝固模式特征：熔池凝固初期，δ-鐵素體優(yōu)先析出，隨后部分轉變成γ-奧氏體，形成兩相混合組織[11-12]。當擺動幅度較低（2mm）時，焊縫冷卻相對緩慢，δ-鐵素體相變相對充分，短小枝狀的殘留鐵素體之間形成粗大的奧氏體晶粒，γ-奧氏體含量較高；隨著擺動幅度增加，由于δ-鐵素體相變受到抑制，δ-鐵素體含量增多，奧氏體含量減少且晶粒顯著細化。奧氏體晶粒顯著細化是因為隨著擺動幅度增大，焊縫熔寬增加，在焊接速度恒定條件下，焊縫冷卻速率增大，導致形核率增加[13]。當擺動幅度大于2mm時，焊縫中未完全轉變的δ-鐵素體以骨架狀沿γ-奧氏體柱狀晶/等軸晶的晶界分布。相較于焊縫，熔合區(qū)奧氏體晶粒更細小，鐵素體含量更多，這是因為熔合區(qū)靠近母材，冷卻速率大于焊縫，δ-鐵素體擴散受阻，呈條狀貫穿γ-奧氏體晶粒。隨著擺動幅度增大，熔合區(qū)冷卻速率增大，晶粒細化明顯。

圖 4不同擺動幅度下接頭焊縫和熔合區(qū)的顯微組織

Figure 4.Microstructures of weld seam (a–c) and fusion zone (d–f) of joint under different swing amplitudes

2.3 顯微硬度

當擺動幅度為2，3，4mm時，接頭焊縫的顯微硬度分別為154，159，163HV；隨著擺動幅度增加，焊縫顯微硬度提高。這是因為隨著擺動幅度增大，晶粒細化，晶界面積增大，阻礙位錯運動能力增強，抵抗塑性變形能力提高，顯微硬度提升[14]；快速冷卻還會抑制δ-鐵素體向γ-奧氏體的相變，保留在組織中的δ-鐵素體含量增多，而δ-鐵素體層錯能較高，因此硬度提高[15-16]。

2.4 耐腐蝕性能

由圖5可知，隨著擺動幅度增大，接頭焊縫的容抗弧半徑減小，說明焊縫的抗腐蝕能力減弱[17]。利用切線交點法對極化曲線進行擬合，得到當擺動幅度為2，3，4mm時，焊縫的自腐蝕電位分別為−102.1，−210.404，−211.648mV，自腐蝕電流密度分別為0.795，2.825，1.117×103nA·cm−2。可知隨著擺動幅度增大，腐蝕速率加快，接頭焊縫的耐腐蝕性能減弱。擺動幅度2mm條件下焊縫中的奧氏體含量較高，而奧氏體組織具有較好的耐腐蝕性能[18]，因此該條件下焊縫耐腐蝕性能更優(yōu)。

圖 5不同擺動幅度下接頭焊縫的電化學阻抗譜和極化曲線

Figure 5.Electrochemical impedance spectroscopy (a) and polarization curves (b) of weld seam of joint under different swing amplitudes

3. 結論

（1）不同擺動幅度（2，3，4mm）下接頭焊縫組織主要為γ-奧氏體+δ-鐵素體。隨著擺動幅度增加，γ相（111）晶面衍射峰強度降低，半高寬增加，δ相（110）晶面衍射峰強度增加，較大擺動幅度（3，4mm）下δ-鐵素體以骨架狀沿γ-奧氏體柱狀晶/等軸晶的晶界分布。

（2）隨著擺動幅度增加，由于δ-鐵素體含量增加、γ-奧氏體含量減少且晶粒細化，接頭焊縫的顯微硬度提高，焊縫的自腐蝕電位減小，自腐蝕電流密度增大，耐腐蝕性能下降。

文章來源——材料與測試網(wǎng)