杜成超,李建成,楊依海,王 學(xué)*

(1.武漢大學(xué) 動力與機械學(xué)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(yīng)用廣泛．文獻(xiàn)[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(xiàn)[2]利用DL-EPR法對2205DSS的晶間腐蝕敏感性進(jìn)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(xiàn)[3]研究了HSO3-離子對2205DSS耐蝕性的影響,結(jié)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(xué)性能研究方面,文獻(xiàn)[5]研究了2205DSS在高溫下的流變行為,文獻(xiàn)[6]研究了2205DSS在高溫下的拉伸性能,研究結(jié)果表明2205DSS在高溫下存在三類脆性區(qū)間,文獻(xiàn)[7]研究了熱處理工藝對2205DSS性能的影響,研究結(jié)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(xiàn)[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(jié)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(shù)常被用于改善材料表面的顯微組織和力學(xué)性能[9-10]．2205DSS的表面改性技術(shù)已有相關(guān)研究報道,如文獻(xiàn)[11]利用脈沖電子束對2205DSS表面進(jìn)行了改性,得到了表面硬化層．文獻(xiàn)[12]研究了超聲噴丸對2205DSS的硬度,試驗結(jié)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(jìn)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(xué)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(jìn)行預(yù)磨、拋光、腐蝕,利用光學(xué)顯微鏡對圖中區(qū)域進(jìn)行觀察;利用布氏硬度機對重熔試樣表面的布氏硬度進(jìn)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(jìn)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(jié)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(dāng)功率較低時,重熔層中奧氏體的含量較低,而當(dāng)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?jǐn)?shù)進(jìn)行統(tǒng)計,結(jié)果如圖3,從圖3中可以發(fā)現(xiàn)奧氏體的體積分?jǐn)?shù)隨著激光功率的增加而逐漸增大,當(dāng)激光功率為2.0 kW時,重熔區(qū)的奧氏體相體積分?jǐn)?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(dāng)激光功率為0.8 kW時鐵素體晶粒的大小約為65 μm,而當(dāng)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(dāng)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(dāng)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(dāng)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?jǐn)?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(dāng)激光功率為0.8 kW時,重熔區(qū)的硬度值為293HB,當(dāng)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?jǐn)?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?jǐn)?shù)之間存在反比關(guān)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?jǐn)?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?jǐn)?shù)的關(guān)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(xué)性能差異,這將直接影響重熔層的力學(xué)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?jǐn)?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?jǐn)?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(dāng)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(xué)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(rèn)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(dāng)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(dāng)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(dāng)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(guān)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(guān)系可能是鐵素體晶粒連續(xù)生長的直接原因．當(dāng)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(dāng)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(jìn)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(jié)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(dāng)熔池半寬大于偏移量(即d=s-w<0)時,第二道熔池右側(cè)晶粒的生長將以第一道重熔區(qū)右側(cè)的晶粒為基礎(chǔ)．此時,第一道重熔層右側(cè)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(cè)的最大溫度梯度方向與第一道重熔區(qū)右側(cè)的晶粒擇優(yōu)生長方向一致,因此第二道重熔層右側(cè)的鐵素體晶粒順利繼承了第一道重熔層右側(cè)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(dāng)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(dāng)熔池半寬小于偏移量(即d=s-w>0)時,第二道熔池右側(cè)晶粒的凝固生長將以第一道重熔區(qū)左側(cè)的晶粒為基礎(chǔ),第一道重熔層左側(cè)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(cè)的最大溫度梯度方向與第一道重熔區(qū)右側(cè)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(cè)不能與第一道重熔層右側(cè)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(dāng)d=s-w>0時,出現(xiàn)不連續(xù)生長的鐵素體晶粒．

3 結(jié)論

文中研究了2205DSS重熔的組織和硬度,得到如下結(jié)論:

(1) 當(dāng)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(dāng)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?jǐn)?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(dāng)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(dāng)激光功率為2.0 kW時,重熔層奧氏體體積分?jǐn)?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(dāng)偏移量小于熔池半寬時,后一道重熔層右側(cè)的鐵素體晶粒能夠繼承前一道重熔層右側(cè)的鐵素體晶粒,進(jìn)而形成了連續(xù)生長的鐵素體晶粒.