304不銹鋼管TIG焊接頭凝固行為及熱力耦合研究

楊海波，陳勇*，徐育烺，趙先銳，王業方，張濤

（1.南京工業職業技術大學 機械工程學院，南京 210023；2.江蘇科技大學 材料科學與工程學院，江蘇 鎮江 212000；3.江蘇海事職業技術學院 船舶與海洋工程學院，南京 211100）

304 不銹鋼具有焊接性好、耐腐蝕性優良等優點，被廣泛應用于醫療衛生、汽車船舶、廚衛設備等領域[1-6]。但是304 不銹鋼熱導率低，線膨脹系數大的特點使其薄壁管件在實際焊接過程中對焊接熱輸入較為敏感，當焊接熱輸入較低時，304 不銹鋼薄壁管件接頭易出現未焊透等缺陷，在使用過程中易引發開裂現象；反之，熱輸入過高則會出現錯邊變形，甚至燒穿報廢[6-13]。對此，諸多研究者針對不銹鋼薄壁管件的焊接方法和工藝展開了大量研究。

劉瑞琳等[14]采用光纖激光器成功實現了壁厚1.5 mm、外徑20 mm 的SUS304 不銹鋼圓管焊接，研究發現，焊縫區域組織為典型的激光重熔后等軸晶凝固組織，其熱影響區較為狹窄。孫兆榮等[15]采用列置雙TIG（Tungsten Inert Gas）新工藝，在提高焊接效率的同時解決了304 薄壁不銹鋼管件單TIG 焊接時焊縫表面容易出現咬邊及駝峰缺陷等問題。王超[16]采用高速的高頻感應焊接方法成功實現了0.3 mm 超薄壁厚316 奧氏體不銹鋼管的穩定連接。

焊接接頭的應力分布直接影響著不銹鋼壓力容器的服役壽命。根據現行GB 150[17]和實際工況，奧氏體不銹鋼壓力容器在生產過程中通常不進行后熱處理以消除接頭應力。因此，研究焊接接頭殘余應力的大小和分布對焊接過程和后續生產過程的安全評估具有重要意義。盲孔法和殘余應力X 射線散射法是工程構件應力測量的常用方法。在盲孔法應力測試中，應變片的黏接質量是影響測試結果可靠性和準確性的關鍵因素，而薄壁管件外徑相對較小且焊接接頭彎曲度較大，應變儀無法水平粘貼，因此依靠傳統的應力測試儀幾乎不可能準確測量焊接接頭的殘余應力。此外，X 射線應力測試的分析和表征只關注接頭表面，不僅耗時耗力，而且效率低下。基于此，使用有限元軟件精確模擬焊接過程，揭示薄壁圓管TIG 焊接接頭中殘余應力的分布規律，變得高效、方便和經濟[18-22]。

本文以廚衛用2 mm 壁厚304 不銹鋼薄壁管件為研究對象，采用TIG 焊接方法，針對焊接電流、焊接速度2 個重要的試驗參數進行焊接參數優化，以獲取成形美觀、質量可靠、綜合性能優良的焊接接頭，并借助ABAQUS 數值模擬軟件，探索和優化304 不銹鋼薄壁管件TIG 焊縱縫焊接熱力耦合有限元模型，以獲得與實際測試得到的應力場數據變化趨勢一致的模擬應力場結果，以解決薄壁管件應力場不便測試的問題，為2 mm 壁厚304 不銹鋼管的應用提供數據支撐和理論分析。

1 試驗

試驗母材選用壁厚2 mm（外徑89 mm）的304奧氏體不銹鋼薄壁管件，管件長度為200 mm。在焊接試驗開始前，對304 奧氏體不銹鋼母材進行直讀光譜測試，結果如表1 所示。焊接試驗采用TIG 焊方法，鎢針直徑為1.5 mm，焊接電源型號為WSM-400R（山東奧太生產），其輸出電流調節范圍為5～400 A，輸出空載電壓為73 V，鎢針直徑范圍為1～6 mm。

表1 304 不銹鋼合金元素含量Tab.1 Element content of 304 stainless steel alloy wt.%

試驗參數如表2 所示，氣流量為15 L/min，焊接速度調節范圍為15～114 cm/min，焊接電流調節范圍為110～190 A。

表2 TIG 焊試驗參數Tab.2 Test parameters of TIG welding

焊后通過線切割切取金相、硬度及拉伸試樣。采用光學顯微鏡（SZ61 和BX51M；Olympus Co., Ltd.）觀察焊接接頭的微觀結構；采用能量色散光譜儀（S3400N；Hitachi Co., Ltd.）檢測焊接接頭中物相元素的含量；使用維氏硬度計（KB30S；KB）對焊接接頭的橫截面在100 g 載荷下以0.2 mm 的間隔進行15 s 的硬度測量。

在焊接過程中，采用有限元軟件ABAQUS6.14.4完成焊接接頭熱力場的數值模擬。由于在焊接過程中，特征點材料屬性如彈性模量等參數隨著溫度的改變也在發生非線性變化，因此，在模擬過程中材料屬性是依據溫度變化進行賦予的。焊接過程共分為初始步、加熱步和冷卻步。其中加熱步熱源是通過添加子程序的方式實現的，子程序的添加是利用FORTRON語言同時關聯Visual Studio2012 和Intel Visual Fortran2013 實現的。熱源模型選用Goldak 等[23]提出的雙橢球熱源模型。結合最優工藝參數進行子程序中熱源的編寫，并反復校對熱源參數，直至與實際焊縫形貌匹配。

在模擬與外界環境的交互作用過程中，將初始溫度設定為室溫20 ℃，被焊工件對流換熱系數設置為5 W/(m2·K)。采用靜態網格劃分技術，以達到節約計算時間的目的并保證計算精度，即將焊件分為網格細化的焊接區、網格漸進過渡的熱影響區以及網格稀疏的母材區域，如圖1 所示，網格節點數為92 850，單元數目為47 750。此外，在模擬過程中采用完全耦合方式，即采用溫度-位移耦合單元。為了確保計算結果收斂，在焊件兩側添加位移約束以在實際焊接過程中起到夾具的作用，使焊件在加載過程中不會因為熱應力作用而發生剛體位移。

圖1 網格劃分及邊界約束Fig.1 Mesh division and boundary constraints

2 結果及討論

2.1 焊接接頭表面宏觀形貌

在表2 試驗參數下得到的焊接接頭宏觀形貌如圖2 所示。當焊接熱輸入過大時，即焊接電流過大或焊接速度較慢時，出現了焊縫燒穿、接頭熔寬過大、焊件明顯變形等現象，如圖2a、圖2e、圖2f 和圖2g所示；當焊接熱輸入不足時，即焊接電流過小或焊接速度過快時，焊縫成形較差，出現未焊透、焊道不連續等明顯焊接缺陷，如圖2c、圖2d、圖2h 和圖2i所示。對比發現，當焊接電流為150 A、焊接速度為66 cm/min 時，焊接接頭表面成形良好，無明顯缺陷，如圖2b 所示。

圖2 TIG 焊接接頭表面成形Fig.2 Surface forming of TIG welded joints: a) burnt-through;b) good formation; c) narrow and discontinuous; d) narrow and discontinuous; e) large weld width; f) obvious deformation; g) burnt-through; h) narrow and discontinuous;i) narrow weld width

2.2 焊接接頭橫截面形貌

焊接熱輸入不足（對應表2 參數9）、熱輸入適中（對應表2 參數2）及熱輸入過大（對應表2 參數5）3 種情況下焊接接頭橫截面形貌如圖3a～c 所示。圖3d 為在上述3 種焊接參數下，焊接接頭上表面熔寬和深寬比的變化趨勢。

圖3 焊縫輪廓及相關參數Fig.3 Weld seam profile and related parameters: a) incomplete penetration; b) bowl shape;c) large weld width; d) weld seam size under different heat inputs

如圖3a 所示，當焊接熱輸入不足時，焊接接頭存在明顯的未焊透缺陷，焊接接頭的深寬比最低，僅為0.18，此時焊接接頭未形成有效連接，接頭強度也處于較低狀態。隨著熱輸入增大至合理狀態，焊縫的橫截面形貌呈現穩定的“碗狀”，如圖3b 所示，此時焊縫宏觀成形良好，無表面裂紋等明顯宏觀冶金缺陷，此時深寬比達到最大值0.37。隨著焊接熱輸入的進一步增大，焊縫的上熔寬急劇增大，如圖3c 所示，焊接接頭的深寬比也逐漸降低，此時焊接接頭宏觀形貌未達到理想狀態。

2.3 焊接接頭微觀組織

由參數2（表2）得到的焊接接頭微觀組織形貌如圖4 所示。焊縫中心微觀組織形貌如圖4a 和圖4b所示。可以看到，相較于母材，焊縫區域組織發生了一定程度的粗化，且焊縫中的鐵素體含量較高。焊縫中心上部區域為細小的等軸晶組織，在奧氏體基體上分布了骨架狀和蠕蟲狀的鐵素體。結合奧氏體不銹鋼凝固模式、偽二元相圖[24-25]和鉻鎳當量計算（見式（1）～（2），式中的元素符號均表示該元素的質量分數）可知，試驗中Creq/Nieq為2.03，屬于FA 凝固模式，根據Fe-Cr-Ni 系ω(Fe)=70%的偽二元相圖發現，當名義成分為 20Cr-10Ni 的不銹鋼在低于1 000 ℃時，在平衡凝固過程中大部分或全部鐵素體將轉變為奧氏體。然而焊接是典型的非平衡凝固過程，鐵素體轉變為奧氏體的相變過程將受到遏制，因而出現了殘留高溫鐵素體。在熔池凝固和冷卻過程中，奧氏體是通過消耗鐵素體而不斷生長的。隨著相變過程的不斷推進，在高溫狀態下的殘留鐵素體中Cr 等鐵素體元素不斷富集，而Ni 等奧氏體化元素則不斷被消耗，隨著溫度的不斷降低，鐵素體將在一個較低的溫度下達到穩定狀態，最終形成分布于奧氏體基體上面的骨架狀和蠕蟲狀的鐵素體，如圖4a 和圖4b 所示。

圖4 焊接接頭各區域金相組織Fig.4 Metallographic structure of each zone in the welded joint: a) high magnification metallographic structure of weld seam center; b) low magnification metallographic structure of weld seam center; c) metallographic structure near the fusion line of the weld seam; d) profile of the weld seam

對比發現，焊縫中心下部區域的晶粒尺寸較焊縫中心上部區域的明顯更大，且存在一定的分層現象，這主要是因為焊縫下面的金屬蒸氣在管內散熱較慢，對焊縫區域起到了保溫的作用，所以焊縫中下部區域的晶粒尺寸較上部區域的發生了長大現象。奧氏體晶粒長大的驅動力來源于晶界能的降低，在較高溫度或較長冷卻時間狀態下，不規則的晶界或者小晶粒之間發生相互吞并現象，晶粒不斷長大，晶界最終也趨于平滑，整體的界面能降低，但晶粒的長大會受到限制，其中高度彌散的、難溶的第二相粒子對晶界“擴張”有阻礙作用。在焊接過程中，熔池區域溫度較高，在焊接接頭熔池以外的母材區域存在較大的溫度梯度和過冷度，因此熔池內金屬冷卻較快，且冷卻時間幾乎一致，所以焊縫中心區域主要形成了等軸晶組織。熔合線區域因靠近母材，是最大的溫度梯度方向，最終形成了近似于垂直熔合線并向焊縫中心區域生長的柱狀晶，如圖4c 所示。

對TIG 焊接接頭焊縫中心區域進行EDS 成分測試，焊縫中心處掃描電鏡形貌如圖5a 所示，主要元素的質量分數如圖5b 所示，與表1 對比發現，焊縫中心元素成分含量與母材元素成分含量沒有明顯差異，鐵素體組織呈現蠕蟲狀、骨架狀。

圖5 焊縫區域EDS 測試Fig.5 EDS test in the weld seam zone: a) SEM; b) EDS

2.4 焊接接頭顯微硬度

不銹鋼焊件的力學性能主要包括焊接接頭的拉伸性能和顯微硬度。由于不銹鋼管件拉伸樣的制備較為困難，因此不易對接頭的拉伸性能進行直接測試。屈服強度和顯微硬度之間呈現正相關規律，即屈服強度正比于顯微硬度，因此本文采用抵抗微小區域內變形的顯微硬度試驗來評估不銹鋼薄壁管件焊接接頭的力學性能。

顯微硬度測試區域包括整個焊接接頭，具體測試點位置及測試結果如圖6 所示。可以看到，焊接接頭熱影響區的平均硬度為197HV，母材區平均硬度為194HV，焊縫區平均硬度為162HV，熔合線附近的平均硬度為145HV。各部位顯微硬度分布規律是熱影響區硬度＞母材硬度＞焊縫硬度＞熔合線硬度。熱影響區硬度最高是因為在焊接及冷卻過程中，熱影響區經歷了高溫熱循環過程，分布于基體上的鐵素體含量增多，晶界數量增加，起到了晶界強化的作用。焊縫區域硬度較低是因為焊縫區域高溫停留時間最長，晶粒尺寸相對于母材發生了長大，晶界數量減少，使硬度降低。此外，奧氏體不銹鋼在敏化區間溫度范圍內析出了碳化鉻，進一步導致該區域硬度降低。由于熔合線區域接近粗晶區，根據Hall-Petch 公式，材料的顯微硬度由平均晶粒尺寸決定，即晶粒尺寸越大，顯微硬度越小，所以該區域硬度值最低。

圖6 顯微硬度測試結果Fig.6 Results of microhardness test

2.5 焊接接頭熱力耦合

在最佳焊接工藝參數（表2 試驗參數2）條件下模擬計算得到的溫度場和應力場如圖7 所示。圖7a上半部分為模擬所獲取的焊接接頭橫截面形貌，熔池液相線為1 450 ℃，圖7a 下半部分為試驗獲得的實際焊縫截面形貌。對比模擬和試驗結果發現，焊縫橫截面形貌一致，熔深和熔寬數值相當。由于TIG 電弧熱源集中在上部，實際焊縫橫截面下半部分會比模擬結果稍微窄一些，因此模擬結果與實驗結果基本吻合，該有限元模型能夠較好地反映出焊接溫度場的分布情況。

圖7 焊縫形貌對比及焊件變形位移分布特征Fig.7 Comparison of weld seam morphology and deformation characteristics of the weldment:a) temperature field cloud map; b) equivalent stress; c) displacement

在熱源瞬時加載、準穩態作用及成形冷卻過程中，被焊工件在時空上存在巨大溫度梯度，使被焊工件中焊縫與母材區域的收縮趨勢不一致，焊縫區域因為溫度更高而收縮趨勢較大，非焊接接頭的其他區域因溫度較低而收縮趨勢較小。因此，被焊工件最終發生了一定的焊接變形，最終焊縫及周圍產生了與焊縫方向相同的縱向拉應力。被焊工件冷卻完成后，經過模擬軟件自動計算呈現出來的等效應力云圖如圖7b所示，可清晰地看見焊接接頭起始位置變形較為嚴重。焊接完成后整個焊件的特征點位移分布規律如圖7c 所示。由于焊接過程中邊界約束起到了固定夾持作用，且焊件上方焊接區域發生了明顯的熱脹冷縮，故其變形量明顯大于焊件底部區域的變形量。

為了進一步分析接頭應力場的分布情況，定義沿焊縫方向的應力為縱向應力（用S33 表示），垂直于焊縫方向的應力為橫向應力（用S11 表示），焊件板厚方向上的應力為厚度方向應力（用S22 表示）。由于凝固的焊接起始端對后續凝固的金屬起到了固定約束的作用，并且凝固的金屬在橫向收縮過程中受到了母材的約束作用，因此，焊接接頭終了位置表現為橫向拉應力。為保持橫向應力截面內部的自平衡，焊縫起始端也受到橫向拉應力，所以焊道中間穩定區域表現為壓應力。由于焊接過程中橫向和縱向收縮是同步發生的，因此最終的橫向應力是由橫向收縮導致的橫向應力和因縱向收縮而產生的橫向應力兩者的矢量和。模擬結果顯示，焊接接頭的橫向應力（S11）由橫向收縮主導，起始和結束端呈現拉應力，中間區域呈現壓應力，如圖8a 所示。

圖8 焊件等效應力及不同方向殘余應力Fig.8 Equivalent stress and residual stress in different directions of the weldment:a) transverse stress; b) longitudinal stress; c) radial stress

在焊件焊接接頭冷卻過程中，由于空間上的溫度梯度，被焊工件中焊縫與母材存在巨大差異，兩者的收縮趨勢不一致，最終焊縫區域產生了與焊縫方向一致的縱向拉應力，如圖8b 所示。而縱向拉應力的存在必然會導致靠近焊縫一側母材產生與之抵消的壓應力。而母材為了阻礙該趨勢的繼續進行，則會產生一個彎矩使其平衡，因此，由縱向應力收縮引起的應力變形會影響橫向應力分布，最終中間呈現拉應力，兩側呈現壓應力。另外，對于2 mm 的薄壁管件，與縱向應力和橫向應力相比，厚度方向上的殘余應力數值較小，且發生應力變形的區域相對較小，如圖8c 所示。

為了進一步驗證模擬計算過程中仿真模型的可靠性和正確性，結合文獻[26]針對壁厚2.77 mm、外徑219.1 mm 的薄壁管件的縱向焊縫殘余應力試驗數據進行對比分析。文獻[26]以X 射線法為殘余應力測試法，具體測試點位置為焊縫中心處及焊縫兩側8、16、24 mm 處，共計7 個點。模擬和實測的應力分布圖如圖9a 所示，其中圓形點劃線是文獻[26-27]實測數據，方框點劃線為模擬計算提取的相應點的縱向焊縫殘余應力值。對比發現，模擬結果與實測數據趨勢接近，誤差主要在于模型不能完全復制實際焊接熱輸入。依據圖8 中被焊工件冷卻至室溫應力場云圖，在焊接接頭z軸中心面，即準穩態階段，提取各方向的殘余應力值，殘余應力分布結果如圖9b 所示，其中縱向應力最大值甚至超過材料的屈服強度，在距離焊縫中心約20 mm 處，當縱向殘余應力從母材向焊縫中心過渡時，由壓應力逐步轉化為拉應力；焊縫中心橫向應力呈現出壓應力，向兩側母材過渡時應力值逐漸趨近于0。焊縫厚度方向殘余應力變化幅度較小，且數值較低。

圖9 模擬和實測對比及焊縫不同方向殘余應力Fig.9 Comparison between simulated and measured data and residual stress in different directions of weld seam:a) simulated and measured data; b) residual stresses in different directions

3 結論

1）當焊接電流為150 A、焊接速度為66 cm/min時，焊接接頭全部熔透，且表面成形連續均勻，焊道邊緣平直，橫截面呈現“碗狀”的可靠結構。焊縫中心上部區域呈現細小的等軸晶，下部區域因散熱較慢，呈現尺寸較大的等軸晶，熔合線附近表現為柱狀組織，熱影響區分布著較多的蠕蟲狀鐵素體組織。

2）焊接接頭顯微硬度分布規律近似為U 形，其中熱影響區顯微硬度（197HV）大于焊縫區域顯微硬度（162HV），熔合線附近顯微硬度值（145HV）最低，可推斷熔合線附近為焊接接頭的薄弱區域。

3）使用有限元軟件可以精確模擬焊接接頭熱力場，能夠正確揭示薄壁圓管TIG 焊接接頭中的殘余應力分布規律。

4）在不銹鋼薄壁管件縱向焊接過程中，當縱向殘余應力從母材向焊縫中心過渡時，由壓應力逐步轉化為拉應力；焊縫中心橫向應力呈現出壓應力，向兩側母材過渡時應力值逐漸趨近于0。焊縫厚度方向殘余應力變化幅度較小，且數值較低。