DP-TIG焊接工藝對316L不銹鋼搭接接頭耐腐蝕性能的影響

＊王耀偉 茍寧年* 蔣小霞 張恒銘 劉偉 畢學松

（1.寧夏大學 機械工程學院 寧夏 750021 2.天地寧夏支護裝備有限公司 寧夏 750021 3.唐山開元焊接自動化技術研究所有限公司 河北 063000）

蜂巢螺旋板式換熱器是一種新型清潔、節能生物發酵連續滅菌系統的設備，具有換熱效率高、可承受壓力大、結構緊湊等優點[1]。

相較于傳統的換熱器，蜂巢螺旋板式換熱器主要由增厚至2～5mm厚的不銹鋼蜂窩板卷制而成，如圖1（a）所示，這不僅增加了流體行程，提高了換熱面積，還增強了設備的抗腐蝕性能和抗壓性能[2]。目前，新型蜂巢結構換熱器的端面封焊主要采用手工搭接焊的方式進行，存在工作強度高、焊后變形量大、接頭質量難以保證等問題，如圖1（b）、圖1（c）所示。

圖1 新型蜂巢螺旋換熱器

DP-TIG焊（Deep Penetration Tungsten Inert Gas Welding）是一種新穎的匙孔電弧焊接方法[3]，相較于TIG焊，該方法具有更高的焊接速度和熔敷率，且焊前無需開坡口[4]，與激光焊接相比，所需設備成本更加低廉、操作更簡便[5]，本文選擇DP-TIG焊對蜂巢螺旋板式換熱器用316L不銹鋼進行搭接試驗。待焊試樣厚度為2mm，為了避免匙孔不穩定甚至焊漏的問題[6]，采用脈沖焊接電流實現“一脈開一孔”的焊接工藝[7]，以減少熱輸入量，控制接頭變形，獲得優良的焊接接頭。

對于新型蜂巢結構換熱器，端面搭接封焊接頭為該設備最薄弱之處且其失效形式主要為腐蝕失效[8-9]，因此，針對新型蜂巢結構換熱器端面搭接封焊接頭的耐腐蝕性能進行研究是十分有必要的。并且，已有的文獻表明[10-11]，目前針對不銹鋼DP-TIG搭接接頭耐腐蝕性能的研究鮮有報道。因此，本文主要通過結合接頭截面金相組織觀察、電化學測試和腐蝕形貌分析，綜合探討了DP-TIG焊接工藝的焊接電流及焊接速度對蜂巢螺旋板式換熱器用316L不銹鋼的搭接接頭耐腐蝕性能的影響，為DP-TIG焊接工藝在不銹鋼蜂巢螺旋換熱器的實際生產應用中提供一定的理論依據。

1.試驗材料與方法

焊接試樣選用唐山松下公司生產的YC-500WX4型TIG交直流脈沖焊機進行制備，試驗材料為國內某鋼廠生產的316L不銹鋼，試樣尺寸為200mm×100mm×2mm，其化學成分如表1所示，焊接方式采用搭接焊，使用的焊絲為京雷308LSi，焊絲直徑為1.2mm。經過前期多次焊接試驗探索，選擇的焊接工藝參數如表2。

表1 316L不銹鋼化學成分

表2 DP-TIG焊接工藝參數

為觀察焊接接頭的微觀組織，沿垂直焊縫方向截取10mm×7mm×4mm的金相試樣，打磨后拋光，用王水腐蝕45s。使用蔡司Axio Scope.A1光學顯微鏡觀察焊縫的微觀組織，采用德國蔡司生產的雙束Crossbeam350電鏡對焊縫中心處進行EDS化學成分測定，對接頭腐蝕坑形貌進行掃描。在常溫下進行電化學試驗，腐蝕介質為3.5% NaCl溶液，電位掃描范圍為-200mV～1.5V，掃描速率為0.5mV/s，試樣為工作電極，參比電極為飽和甘汞電極，鉑電極為輔助電極，試樣電極工作面包括整個焊縫、熱影響區及部分母材，試樣與腐蝕溶液接觸面積約為22mm2，試樣電極具體工作面規格及電化學工作電極示意圖如圖2所示。

2.試驗結果及討論

(1)接頭顯微組織

圖3（a）為母材的顯微組織形貌，幾乎由等軸的奧氏體（A）晶粒組成。圖3（b）為接頭熱影響區附近的組織形貌，白色虛線右上部分為焊縫區，左下部分為母材區域，熱影響區的寬度十分窄，僅有幾十微米，熱影響區的晶粒較母材的晶粒有所長大，但長大并不嚴重。圖3（c）為焊縫底部區域的顯微組織形貌，由部分胞狀晶和樹枝晶組成，這是由于此處溫度相對于焊縫中心上半部的溫度低，冷卻速率快，在較快的冷卻速率下會形成部分胞狀晶組織[12]。圖3（d）～（f）為不同焊接速度下焊縫的顯微組織，圖3（f）～（h）為不同焊接電流下焊縫的顯微組織形貌，焊縫組織主要由奧氏體和δ鐵素體（F）組織，奧氏體成島嶼狀、柱狀形式分布在骨骼狀鐵素體內部，隨著焊接速度的降低、焊接電流的增大，圖中鐵素體組織有所減少。

圖3 DP-TIG搭接接頭的顯微組織：接頭各區域組織

焊縫處此類微觀組織的形成和演變與奧氏體不銹鋼焊縫的凝固模式密切相關，奧氏體不銹鋼的凝固模式由焊縫中的鎳當量[Cr]eq和鉻當量[Ni]eq之間的比值所決定[13-14]，其中：

為了測定焊縫金屬的鉻當量和鎳當量，利用EDS對焊接電流為160A、焊接速度為280mm/min下的接頭焊縫處的化學元素進行測定，結果如表3所示。將測定的結果代入公式（1）和公式（2），得出焊縫處鉻當量和鎳當量及其比值分別為：0.207，0.122，1.69。參照Fe-Cr-Ni三元相圖垂直變溫截面圖[15]可知，其凝固模式為F-A模式。在該模式下，δ鐵素體首先析出，繼續冷卻過程中發生δ→γ相變，即奧氏體(γ)在鐵素體形核中開始消耗鐵素體生長，造成鐵素體組織減少，最終焊縫中形成奧氏體和殘余骨骼狀鐵素體的混合組織。

表3 316L焊縫處化學成分（%）

(2)焊接電流對接頭腐蝕性能的影響

圖4為不同焊接電流下搭接接頭試樣在3.5% NaCl溶液中的極化曲線，表4為其擬合結果，由極化曲線性質可知，接頭腐蝕電流密度越小，材料耐腐蝕性能越好[16]。由圖4和表4可知，隨著焊接電流的增加，接頭的腐蝕電流密度逐漸減小，接頭的耐腐蝕性能提高。當焊接電流為140A時，接頭的腐蝕電流密度為0.3863μA/cm2，當焊接電流分別為160A、170A時，接頭的腐蝕電流密度分別為0.3827μA/cm2、0.3464μA/cm2，電流密度分別減少了0.004μA/cm2、0.036μA/cm2，后者接頭腐蝕電流密度減小程度為前者的9倍，證明電流越大，接頭耐腐蝕性能提高越明顯。

表4 極化曲線圖及Nyquist圖分析結果

圖4 不同焊接電流下搭接接頭在3.5% NaCl溶液中的極化曲線

為了分析阻抗譜，采用Zview軟件根據圖5的等效電路進行擬合，其中Rs為溶液的電阻，CPE1和CPE2為鈍化膜和雙電層電容的容抗，R1和R2為離子穿越鈍化膜和電化學轉移的電阻。

圖5 電化學阻抗譜數據擬合的等效電路

圖6為不同焊接電流下搭接接頭試樣在3.5% NaCl溶液中的Nyquist圖，由圖可知，隨著焊接電流的增加，容抗弧的半徑明顯增大[17]。表4中腐蝕溶液電阻Rs基本不變，極化反應電阻Rp（等于R1+R2）值隨著電流增大而逐漸增大。焊接電流為160A和170A時的電阻值是焊接電流為140A時的1～2個數量級，說明焊接電流越大，接頭的耐腐蝕性能提高越明顯，這與極化曲線分析結果一致。由接頭顯微組織部分分析可知，焊縫處的初生相δ鐵素體是隨著焊接電流的增加而減少，這是由于焊接電流增大時，接頭的熱輸入量增加，焊縫金屬的組織在室溫下轉變為γ奧氏體的時間更充足，因此焊縫處的鐵素體組織減少，而鐵素體組織的耐蝕性是不如奧氏體組織的，故所測搭接接頭的耐腐蝕性能隨著焊接電流的增加而提高。

圖6 不同焊接電流下搭接接頭在3.5% NaCl溶液中的Nyquist圖

(3)焊接速度對接頭腐蝕性能的影響

圖7為不同焊接速度下搭接接頭試樣在3.5% NaCl溶液中的極化曲線，從圖7及表5可知，隨著焊接速度的提升，接頭的腐蝕電流密度逐漸增大，腐蝕電位逐漸減小，接頭的耐腐蝕性能逐漸減弱。當焊接速度為200mm/min時，接頭的腐蝕電流密度為0.3560μA/cm2，當焊接速度為240mm/min和280mm/min時，接頭的腐蝕電流密度分別0.3758μA/cm2和0.3863μA/cm2，腐蝕電流密度分別增加了0.02μA/cm2和0.01μA/cm2。

表5 極化曲線圖及Nyquist圖分析結果

圖7 不同焊接速度下搭接接頭在3.5% NaCl溶液中的極化曲線

圖8為不同焊接速度下搭接接頭試樣在3.5% NaCl溶液中的Nyquist圖，由圖可知，隨著焊接速度的提升，容抗弧的半徑減小，接頭的耐腐蝕性能逐漸減弱。焊接速度從200mm/min提升至280mm/min期間，容抗弧半徑先明顯減小，后變化不明顯；從表5中具體極化反應電阻Rp值來看，電阻值先減小了近10kΩ·cm2，后減小1kΩ·cm2，隨焊接速度的增加，接頭耐腐蝕性能下降明顯。這是由于熱輸入與焊接速度成反比，焊接速度提高時，熱輸入量減少，焊縫金屬組織轉變為γ奧氏體不充分，所測搭接接頭的耐腐蝕性能隨著焊接速度的增加而降低。

圖8 不同焊接速度下搭接接頭在3.5% NaCl溶液中的Nyquist圖

焊接電流從140A增大至170A，其增幅為30A，電阻Rp值變化了近31kΩ·cm2，而焊接速度從280mm/min降低至200mm/min，降幅為80mm/min，而電阻Rp值變化了近11kΩ·cm2，說明焊接電流對搭接接頭的耐腐蝕性能的影響程度大于焊接速度對其的影響。這是由于電流增大時，電弧自收縮效應加強，電弧穿透能力增強[6]，在焊接過程中電弧熱量能夠熔化母材更深處的金屬，保持良好的熔合比，從而影響焊縫化學成分的變化。而降低焊接速度時，電弧穿透能力沒有變化，增加的熱輸入量主要作用于工件表面而無法傳導到工件深處，更容易輻射到空氣當中，所以熱輸入量的利用率較低，電弧對焊縫化學成分的攪拌不夠充分，無法保持良好的熔合比，焊縫的耐腐蝕性能受到影響。

(4)接頭腐蝕形貌

圖9為搭接接頭腐蝕后的表面形貌，圖9（a）為接頭各區域腐蝕坑所在位置形貌，母材搭接處的腐蝕坑較小，焊縫邊緣處以及焊縫中心處的腐蝕坑較大。母材處的腐蝕坑明顯小于焊縫處的腐蝕坑，說明焊縫的耐腐蝕性能低于母材的耐蝕性。圖9（b）為母材腐蝕后的形貌，由圖9（b）可知試樣母材表面局部區域存在輕微塌陷現象，并且塌陷坑內產生了裂紋，裂紋沿塌陷坑中央或邊緣形成。塌陷坑內裂紋進一步發展形成小點蝕坑，隨著點蝕坑的長大、增多，形成圖9（b）所示形貌，母材的大腐蝕坑尺寸有23μm左右。圖9（c）為試樣焊縫表面腐蝕坑剛開始萌生的截面形貌，萌生的腐蝕坑主要產生于鐵素體（F）所在位置，當焊縫中殘余過多的鐵素體時，不利于抑制Cr、Mo元素在δ-γ兩相界面間的偏析，鈍化膜會被提前破壞，鐵素體相優先被腐蝕，造成焊縫組織的耐腐蝕性能下降[18]，隨著萌生腐蝕坑進一步長大最終形成圖9（d）所示的小點蝕坑。圖9（e）和圖9（f）為焊縫區域點蝕坑形成、長大后的形貌，從圖中可看出大點蝕坑的形成起始于成簇團狀小點蝕坑的增多和長大，此時，奧氏體（A）晶粒也受到了不同程度的腐蝕，大的腐蝕坑的尺寸有46μm左右，小點蝕坑尺寸有0.4μm左右。由圖9可知，點坑主要產生于鐵素體晶粒內和鐵素體晶界處，并且點蝕主要沿著黑色鐵素體相界進行腐蝕，最終引起結構失效，這一現象說明奧氏體的抗點蝕性能優于鐵素體。

圖9 焊接接頭表面腐蝕形貌

綜合金相顯微組織、電化學試驗及掃描電鏡結果可知，隨著焊接電流從140A增大至170A、焊接速度從280mm/min降低至200mm/min，焊接熱輸入量逐漸增加，液態金屬在凝固成焊縫過程中，更多的鐵素體組織轉變為奧氏體，而奧氏體的耐腐蝕性能優于鐵素體，因此焊縫的耐腐蝕性能隨著焊接熱輸入的增加而逐漸提高。當焊接電流為170A，焊接速度為280mm/min時，搭接接頭焊縫的耐腐蝕性能較好，并且焊接電流對搭接接頭焊縫的耐腐蝕性能的影響程度大于焊接速度對其的影響。本文所測搭接接頭包含了小部分母材和熱影響區，母材的組織在不同的焊接工藝參數下幾乎沒有變化，熱影響區僅幾十微米，單獨進行試驗比較困難，而且熱影響區相較于整個接頭面積占比小，因此整個搭接接頭的耐腐蝕性能主要受不同焊接工藝參數下焊縫區域內組織轉變的影響。DP-TIG在采用脈沖電流焊接過程中，以相對較低的平均電流完成焊接，在繼續通過提高焊接電流或降低焊接速度來提升熱輸入量時，由于板厚較小，焊縫出現焊漏現象。

3.結論

（1）DP-TIG深熔焊接方法在采用脈沖電流的情況下以較低的平均電流可成功應用于2mm厚316L不銹鋼的搭接焊，且焊接過程穩定、焊接效率高。

（2）焊縫組織主要為奧氏體組織和鐵素體組織，呈樹枝晶和胞狀晶分布，接頭的熱影響區較窄，僅有幾十微米，焊縫處鐵素體組織隨著焊接電流的增加、焊接速度的降低而減少。隨著熱輸入量逐漸增加，焊縫中鐵素體轉變為奧氏體更充分，由于鐵素體抗點蝕性能低于奧氏體，因此接頭耐腐蝕性能隨熱輸入量的增加而提高，當電流為170A，焊接速度為280mm/min時接頭的耐腐蝕性能較好。

（3）腐蝕優先發生在鐵素體組織所在處，蝕坑萌生于鐵素體晶粒內部或晶界處并沿著鐵素體相界發展，大腐蝕坑產生于成族小點蝕坑中心處。母材腐蝕坑尺寸低于焊縫腐蝕坑尺寸，大腐蝕坑的尺寸有46μm左右，在焊縫處，小腐蝕坑的尺寸僅有0.4μm左右。