杜成超,李建成,楊依海,王 學*

(1.武漢大學 動力與機械學院,武漢 430072)(2.丹佛斯微通道換熱器(嘉興)有限公司,嘉興 314000)(3.江蘇瑞吉格泰油氣工程有限公司,鎮(zhèn)江 212132)

2205雙相不銹鋼(duplex stainless steel,DSS)具有較高的強度和良好的耐蝕性,在石油化工和海洋工程中應用廣泛．文獻[1]對比了316L和2205DSS在硫酸溶液中的耐蝕性,發(fā)現(xiàn)2205DSS的耐蝕性優(yōu)于316L．文獻[2]利用DL-EPR法對2205DSS的晶間腐蝕敏感性進行了評價,發(fā)現(xiàn)2205DSS中的σ相對其晶間腐蝕的影響顯著．文獻[3]研究了HSO3-離子對2205DSS耐蝕性的影響,結果表明HSO3-離子能夠阻礙2205DSS表面鈍化膜對Cl-離子的吸附,從而減少了點蝕的可能性．此外固溶處理對2205DSS耐蝕性的影響也得到了一定研究[4]．在力學性能研究方面,文獻[5]研究了2205DSS在高溫下的流變行為,文獻[6]研究了2205DSS在高溫下的拉伸性能,研究結果表明2205DSS在高溫下存在三類脆性區(qū)間,文獻[7]研究了熱處理工藝對2205DSS性能的影響,研究結果表明在650～950 ℃區(qū)間時效時,2205DSS的強度隨溫度先升高后下降,文獻[8]研究了700～1 000 ℃時的固溶處理工藝對σ相析出和韌性的影響,結果表明σ相對沖擊韌性有著較大的影響．

以熔敷和重熔為代表的表面改性技術常被用于改善材料表面的顯微組織和力學性能[9-10]．2205DSS的表面改性技術已有相關研究報道,如文獻[11]利用脈沖電子束對2205DSS表面進行了改性,得到了表面硬化層．文獻[12]研究了超聲噴丸對2205DSS的硬度,試驗結果表明超聲噴完能夠提高2205DSS表面的硬度．

本研究提出了一種利用激光表面重熔實現(xiàn)2205DSS表面硬化的新方法,通過顯微組織和硬度的研究,揭示了2205DSS重熔層的組織演變規(guī)律和硬化機理．

1 試驗材料及方法

試樣采用的2205DSS成分如表1,狀態(tài)為固溶態(tài),激光重熔試驗在光纖激光加工系統(tǒng)上進行,激光束離焦量為0,保護氣體為氬氣,激光功率、重熔速度、偏移量如表2,重熔過程中激光掃描路徑及重熔區(qū)域表面形貌如圖1．

表1 2205DSS的化學成分Table 1 Chemical composition of 2205DSS

表2 激光功率、速度和偏移量Table 2 Laser power, speed, and shift distance

對重熔試樣的表面進行預磨、拋光、腐蝕,利用光學顯微鏡對圖中區(qū)域進行觀察;利用布氏硬度機對重熔試樣表面的布氏硬度進行測定,試驗中球形壓頭直徑為5 mm,載荷為750 kg,保載時間為12 s;利用納米壓痕儀對2205DSS中奧氏體相和鐵素體相的硬度進行測定,試驗中加載/卸載速率為160 mN/min,最大載荷為80 mN,保載時間為5 s．

圖1 重熔過程示意Fig.1 Schematic of re-melting process

2 試驗結果與討論

2.1 激光功率對重熔層顯微組織的影響

重熔層表面的顯微組織如圖2,圖中較亮區(qū)域為奧氏體組織,較暗區(qū)域為鐵素體組織,可見當功率較低時,重熔層中奧氏體的含量較低,而當功率較高時重熔層中奧氏體的含量有所提高,此外奧氏體常在鐵素體的晶界析出,少量奧氏體在鐵素體晶內(nèi)析出．對奧氏體的體積分數(shù)進行統(tǒng)計,結果如圖3,從圖3中可以發(fā)現(xiàn)奧氏體的體積分數(shù)隨著激光功率的增加而逐漸增大,當激光功率為2.0 kW時,重熔區(qū)的奧氏體相體積分數(shù)可增加到24%．統(tǒng)計發(fā)現(xiàn)重熔區(qū)鐵素體晶粒的大小基本隨著激光功率的提高而增加,當激光功率為0.8 kW時鐵素體晶粒的大小約為65 μm,而當激光功率提高到2.0 kW時,鐵素體晶粒的大小約為80 μm．

2205DSS從高溫到低溫的相轉(zhuǎn)變過程為:L→L+F→F→F+A,即液相首先向鐵素體轉(zhuǎn)變,然后奧氏體再從鐵素體中析出,從圖2(b)～(c)可以發(fā)現(xiàn)奧氏體相的析出位置常位于鐵素體晶界．

圖2 重熔層的顯微組織Fig.2 Microstructure of re-melting region

當激光功率較小時,重熔區(qū)的冷卻速度較大,因而奧氏體來不及從鐵素體晶界析出[13],故當激光功率為0.8 kW時,重熔區(qū)不能觀察到明顯的奧氏體相,而當激光功率提高到2.0 kW時,重熔區(qū)的奧氏體相含量大大增加．

圖3 重熔區(qū)的奧氏體體積分數(shù)和鐵素體晶粒大小Fig.3 Volume fraction of Austenite and ferrite grain size of re-melting region

2.2 激光功率對重熔層硬度的影響

重熔區(qū)的硬度如圖4,從圖4中可以發(fā)現(xiàn)重熔區(qū)域的硬度隨著激光功率的增加而逐漸降低,當激光功率為0.8 kW時,重熔區(qū)的硬度值為293HB,當激光功率為2.0 kW時,重熔區(qū)的硬度為255HB,但均高于2205DSS母材的硬度(233HB)．

圖4 2205DSS重熔區(qū)域的布氏硬度Fig.4 Brinell hardness of 2205DSS re-melting region

上文研究表明2205DSS重熔層中的奧氏體的體積分數(shù)隨著激光功率的提高而逐漸升高的,而本節(jié)的研究表明重熔區(qū)的布氏硬度隨著激光功率的提高而逐漸降低,因此可以推斷重熔層的硬度與奧氏體的體積分數(shù)之間存在反比關系,如圖5．從圖5可以發(fā)現(xiàn):重熔層的硬度基本隨著奧氏體體積分數(shù)的提高而逐漸降低．

圖5 2205DSS重熔區(qū)域的布氏硬度與奧氏體體積分數(shù)的關系Fig.5 Relationship between Brinell hardness of re-melting region and volume fraction of Austenite

奧氏體和鐵素體為2205DSS重熔層的兩種組成相,由于兩種相的力學性能差異,這將直接影響重熔層的力學性能,因此利用納米壓痕法測定的奧氏體和鐵素體兩相的硬度．通過納米壓痕發(fā)測得奧氏體和鐵素體的硬度分別為262HV和347HV,壓痕的形貌和納米壓痕載荷-位移曲線如圖6．可見:奧氏體的硬度比鐵素體低,因此重熔層的布氏硬度值隨重熔層奧氏體體積分數(shù)的增加而逐漸減?。?/p>

圖6 奧氏體和鐵素體的納米壓痕形貌和載荷-位移曲線Fig.6 Morphology and load-displacement curves of Austenite and Ferrite

值得注意的是,除了奧氏體相體積分數(shù)對重熔層的硬度的影響,重熔層的晶粒大小也對其硬度值有著一定影響．當激光功率較小時,重熔層的冷卻速度較大,重熔層的晶粒較小,其強度和塑性均會有所提高．因此對于重熔層而言,激光功率為0.8 kW時,重熔層冷卻速度較大,晶粒較小,因此其力學性能也會有所提高．但由于本研究中鐵素體晶粒的大小對激光功率并不敏感(鐵素體晶粒大小在60～80 μm),因此本研究認為,奧氏體相含量的增加才是硬度下降的主要原因．

2.3 重熔層晶粒的連續(xù)成長行為

當激光功率為2.0 kW,偏移量為1 mm時,2205DSS重熔層的宏觀組織如圖7,從圖7(a)的表面顯微組織和圖7(b)的截面顯微組織可以發(fā)現(xiàn),該重熔區(qū)域的顯微組織具有強烈的方向性．圖8為圖7(a)中局部區(qū)域的微觀形貌,通過圖8可以發(fā)現(xiàn),重熔層中存在連續(xù)生長的鐵素體晶粒．當激光的偏移量為2 mm時,其宏觀組織如圖9,從圖9(a)的表面顯微組織可以發(fā)現(xiàn),當偏移量增加到2 mm時,連續(xù)的擇優(yōu)生長鐵素體晶粒消失．

在熔池凝固過程中,晶粒傾向于沿著垂直于熔池邊界的方向生長,因為該方向具有最大的溫度梯度,散熱最快．對于每個晶粒而言,其自身也將沿著自身最容易生長的方向生長,對于體心立方的鐵素體而言,其容易生長的方向為<100>方向[14],因此鐵素體晶粒的連續(xù)生長行為與該晶粒的取向存在直接關系．此外重熔工藝,尤其是偏移量也是造成鐵素體晶粒連續(xù)生長另一原因．

從圖7(b)和圖8(b)可以發(fā)現(xiàn),偏移量(s)與熔池的半寬(w)之間的關系可能是鐵素體晶粒連續(xù)生長的直接原因．當偏移量大于熔池的半寬時,鐵素體晶粒能夠連續(xù)生長,而當偏移量小于熔池的半寬時,鐵素體晶粒不能連續(xù)生長．

圖7 功率為2.0 kW,偏移量為1 mm時重熔層的顯微組織Fig.7 Microstructure of re-melting region with the power of 2.0 kW and shift distance of 1 mm

圖8 連續(xù)生長晶粒的形貌Fig.8 Morphology of continuously growing grain

圖9 功率為2.0 kW,偏移量為2 mm時重熔層的顯微組織Fig.9 Microstructure of re-melting region with the power of 2.0 kW and shift distance of 2 mm

為揭示偏移量(s)和熔池半寬(w)對鐵素體晶粒連續(xù)生長行為的影響,本研究采用二維元胞自動機(2D Cellular Automaton, 2D-CA)方法對這一現(xiàn)象進行了研究,定義每個鐵素體晶粒有一個擇優(yōu)生長方向,隨機定義鐵素體晶粒的生長方向(二維空間內(nèi)共有6個生長方向),最后加載簡化后的熔池,計算流程如圖10,得到計算結果如圖11，12．

圖10 基于元胞自動機的表面重熔計算流程Fig.10 Calculating flow of surface re-melting process based on CA

從圖11(b)可以發(fā)現(xiàn),當熔池半寬大于偏移量(即d=s-w<0)時,第二道熔池右側晶粒的生長將以第一道重熔區(qū)右側的晶粒為基礎．此時,第一道重熔層右側的晶粒生長方向已為鐵素體晶粒的優(yōu)先生長方向,由于第二道熔池右側的最大溫度梯度方向與第一道重熔區(qū)右側的晶粒擇優(yōu)生長方向一致,因此第二道重熔層右側的鐵素體晶粒順利繼承了第一道重熔層右側的鐵素體晶粒的特征．最終重熔層的鐵素體晶粒如圖11(c),從圖中可以發(fā)現(xiàn),當d=s-w<0時,出現(xiàn)連續(xù)生長的鐵素體晶粒．

圖11 d<0時鐵素體晶粒生長Fig.11 Growth of ferrite grain (d<0)

圖12 d>0時鐵素體晶粒生長Fig.12 Growth of ferrite grain (d>0)

從圖12(b)可以發(fā)現(xiàn),當熔池半寬小于偏移量(即d=s-w>0)時,第二道熔池右側晶粒的凝固生長將以第一道重熔區(qū)左側的晶粒為基礎,第一道重熔層左側的晶粒生長方向已為鐵素體晶粒的優(yōu)先生長方向,由于第二道熔池右側的最大溫度梯度方向與第一道重熔區(qū)右側的晶粒擇優(yōu)生長方向不一致,因此該鐵素體晶粒不能形成連續(xù)生長．此外,第二道熔池最右側不能與第一道重熔層右側接觸,第一道鐵素體晶粒又不能形成連續(xù)生長．最終重熔層的鐵素體晶粒如圖12(c),從圖中可以發(fā)現(xiàn),當d=s-w>0時,出現(xiàn)不連續(xù)生長的鐵素體晶粒．

3 結論

文中研究了2205DSS重熔的組織和硬度,得到如下結論:

(1) 當激光功率增加時,重熔層的冷卻速度降低,冷卻過程中奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變傾向增大,奧氏體傾向于在鐵素體晶界析出,少量在鐵素體晶內(nèi)析出,當激光功率從0.8 kW增加到2.0 kW時,重熔層的奧氏體體積分數(shù)從0增加到24%,鐵素體晶粒大小隨激光功率增加而增加,但變化不明顯(60～80 μm)．

(2) 奧氏體相的硬度為262HV,低于鐵素體低的347HV,當激光功率為0.8 kW時,重熔層中無奧氏體相,硬度最大(293HB),而當激光功率為2.0 kW時,重熔層奧氏體體積分數(shù)最大,硬度最小(255HB),此外由于鐵素體晶粒大小對激光功率不敏感,因此,鐵素體晶粒大小對硬度的影響較?。?/p>

(3) 重熔層中連續(xù)生長的鐵素體晶粒受熔池半寬與激光偏移量的影響,當偏移量小于熔池半寬時,后一道重熔層右側的鐵素體晶粒能夠繼承前一道重熔層右側的鐵素體晶粒,進而形成了連續(xù)生長的鐵素體晶粒.