超聲沖擊處理對服役態(tài)12Cr1MoV鋼焊接接頭的組織結(jié)構(gòu)與性能影響

周洪洋，蔣濤，劉群，張炳奇，孫越，孫旭，牛安平

1.大唐東北電力試驗研究院有限公司，吉林 長春 130012

2.遼寧大唐國際沈東熱電有限責(zé)任公司，遼寧 沈陽 110172

0 引言

近年來，隨著火電機組服役時間的增加，尤其是頻繁啟停和深度調(diào)峰等因素影響，國內(nèi)火電機組集箱管座角焊縫頻頻發(fā)生失效開裂問題，并導(dǎo)致泄漏［1］，失效開裂位置多位于接頭焊趾部位，但開裂位置材質(zhì)并未嚴(yán)重劣化，其力學(xué)性能可以滿足運行要求。由于集箱管座角焊縫因部位特殊，結(jié)構(gòu)上容易存在應(yīng)力集中，尤其對于未圓滑處理的焊趾部位情況更加糟糕［2］。在服役過程中，受啟?；蛘{(diào)峰、結(jié)構(gòu)應(yīng)力、管排震動等因素影響，鍋爐這些特殊結(jié)構(gòu)焊接接頭焊趾部位經(jīng)常會經(jīng)受反復(fù)交變應(yīng)力作用發(fā)生疲勞失效，為機組安全穩(wěn)定運行埋下事故隱患［3］。

超聲沖擊作為抗疲勞延壽技術(shù)，已廣泛應(yīng)用各行業(yè)多年，成為當(dāng)前焊后改善接頭疲勞性能有效方法之一［4-7］。研究表明超聲沖擊處理可以大幅度提高焊接接頭的疲勞強度，使疲勞壽命增加幾倍甚至幾十倍以上［8］?，F(xiàn)有關(guān)于超聲沖擊處理的研究大多是針對制造階段的焊接結(jié)構(gòu)，對已服役的焊接接頭的研究較少，尤其對于電站領(lǐng)域已服役的但尚未達(dá)到疲勞極限的焊接接頭的研究鮮有報道。因此，開展服役態(tài)超聲沖擊處理焊接接頭的研究，了解接頭各區(qū)域的組織演變規(guī)律、明確強化影響因素，將為電站領(lǐng)域工程應(yīng)用提供理論支撐及推廣應(yīng)用具有重要意義。

本文采用超聲沖擊技術(shù)對在役12Cr1MoV鋼焊接接頭在不同參數(shù)下進(jìn)行表面沖擊處理，分析了不同沖擊處理參數(shù)下的表面形貌、表層顯微組織及顯微硬度的改變情況，并采用透射電子顯微鏡（TEM）、電子背散射衍射（EBSD）技術(shù)對試樣表面變形層演化行為進(jìn)行了對比分析，從而明確12Cr1MoV鋼表面自納米化機理及強化影響因素，為超聲沖擊技術(shù)在12Cr1MoV鋼焊接接頭的應(yīng)用提供試驗分析與理論基礎(chǔ)。

1 試驗材料與方法

實驗用材料為某電站高再進(jìn)口集箱疏水管焊接接頭，材質(zhì)為12Cr1MoV、規(guī)格60 mm×5.5 mm，累計服役時間6 000 h。采用線切割方式將管樣沿縱向進(jìn)行四等分制取試樣，并經(jīng)丙酮超聲清洗去除表面油污后，采用TY28-60型超聲沖擊設(shè)備沿焊縫對上述三塊樣品進(jìn)行全覆蓋超聲沖擊處理，另一塊樣品作為對比試樣。根據(jù)《金屬材料殘余應(yīng)力超聲沖擊處理法》（GB/T 33163-2016）標(biāo)準(zhǔn)與試樣材質(zhì)（12Cr1MoV）特點，并結(jié)合現(xiàn)場試驗情況。經(jīng)多次反復(fù)試驗、優(yōu)化后，最終確定了UIT1、UIT2和UIT3等三組不同沖擊參數(shù)，實驗具體沖擊參數(shù)見表1。

表1 超聲沖擊參數(shù)Table 1 Parameters of ultrasonic impact treatment

采用線切割技術(shù)在經(jīng)超聲沖擊處理和未處理的焊接接頭上沿縱截面切取相應(yīng)金相試樣，使用Axio Observer A1m型金相顯微鏡觀察分析焊趾附近形貌，利用THV-1型顯微硬度儀測試沖擊處理前后試樣截面沿厚度方向的硬度梯度變化情況。采用DPF-2型金相電解拋光腐蝕儀對樣品進(jìn)行電解拋光，拋光液為4%的HClO4酒精溶液，電壓15 V，拋光完成后利用背散電子衍射技術(shù)（EBSD）對沖擊處理后的顯微織構(gòu)和晶粒取向進(jìn)行分析測試。對表面發(fā)生納米化樣品拋光腐蝕后利用Helios G4 UX型聚焦離子束顯微鏡進(jìn)行觀察，并在樣品變形區(qū)取出長度5 μm，寬度3 μm，厚度50～80 nm的薄片，利用Talos F200DS型透射電子顯微鏡（TEM）對樣品進(jìn)行微觀組織結(jié)構(gòu)表征和分析。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 焊趾區(qū)宏觀形貌

圖1為UIT1、UIT2、UIT3處理后焊趾附近截面形貌，可以看出，樣品表面附近區(qū)域經(jīng)過強烈塑性變形后均形成了塑性流變組織。本研究采用的試樣組織為體心立方結(jié)構(gòu)（bcc）的鐵素體和珠光體。對于擁有48組滑移系的bcc材料，形變過程中很容易在不同方向上產(chǎn)生多滑移和交滑移，因此，bcc結(jié)構(gòu)的材料經(jīng)強烈塑性變形后容易形成塑性流變組織［9］。在沖擊處理初期，材料中塑性變形首先在一些取向容易產(chǎn)生滑移現(xiàn)象的晶粒中發(fā)生，而由于晶界的阻礙，使得同一層的晶粒發(fā)生不均勻塑性變形，塑性變形由材料的表層逐步推移至材料的內(nèi)部。另外，隨著沖擊覆蓋率的增加，塑性變形越嚴(yán)重，變形層越深，某些組織由原來的層狀被沖擊成渦旋狀，低倍下晶界變得模糊不清。UIT2試樣變形最嚴(yán)重的漩渦中心已出現(xiàn)一定程度損傷；而UIT3試樣表面出現(xiàn)起皮、分層等疊型缺陷，顯然UIT3試樣為過處理狀態(tài)，根據(jù)《金屬材料殘余應(yīng)力超聲沖擊處理法》（GB/T 33163—2016）標(biāo)準(zhǔn)，不符合標(biāo)準(zhǔn)要求。

圖1 UIT1、UIT2、UIT3處理后焊趾附近截面形貌Fig.1 Morphology near the weld toe after UIT1，UIT2，and UIT3 parameter treatment

對比發(fā)現(xiàn)，焊趾處經(jīng)超聲沖擊處理后幾何形狀有了很大的改變，焊趾幾何形狀過渡不連續(xù)處轉(zhuǎn)變?yōu)閳A滑過渡，且經(jīng)沖擊處理后焊趾處過渡半徑得到提高，如圖2、圖3所示。通過圖上尺寸與實際尺寸的換算，不同沖擊參數(shù)處理前后焊趾處的過渡半徑列于表2，可以看出，經(jīng)UIT1和UIT2參數(shù)沖擊處理后，焊趾過渡半徑均得到不同程度提高，且UIT1參數(shù)沖擊處理后提高了108.2%，UIT2參數(shù)沖擊處理后提高了116.4%。

圖2 經(jīng)UIT1處理前后焊趾處過渡半徑變化Fig.2 Change of transition radius at weld toe before and after UIT1 treatment

圖3 經(jīng)UIT2處理前后焊趾處過渡半徑變化Fig.3 Change of transition radius at weld toe before and after UIT2 treatment

表2 超聲沖擊前后過渡半徑變化情況Table 2 Change of transition radius before and after UIT

2.2 表面硬度變化情況

使用維氏硬度計測量了母材超聲沖擊前后沿厚度方向的硬度分布，具體分布結(jié)果見圖4。結(jié)果表明，使用UIT1參數(shù)，超聲沖擊對材料的沖擊強化深度可達(dá)220 μm左右；使用UIT2參數(shù)，超聲沖擊對材料的沖擊強化深度達(dá)250 μm左右；對0.1 mm深度范圍內(nèi)的硬度值進(jìn)行比較，見表3?？梢钥闯觯噍^原始母材平均硬度值均出現(xiàn)不同程度提高，UIT1在0.1 mm深度內(nèi)平均硬度增加20%，UIT2增加了26%。

圖4 母材超聲沖擊處理前后沿深度方向硬度分布Fig.4 Hardness distribution along the depth direction of the base metal before and after UIT

表3 母材超聲沖擊處理前后硬度對比（0.1 mm深度內(nèi)）Table 3 Hardness comparison of base metal before and after UIT（within 0.1 mm depth）

焊趾附近屬于整個焊接接頭的應(yīng)力集中區(qū)，易萌生疲勞裂紋，對該區(qū)維氏硬度沿厚度方向進(jìn)行測試，結(jié)果如圖5所示。由于該區(qū)的組織、成分不均，所測硬度值波動相對較大，故無法準(zhǔn)確反應(yīng)超聲沖擊處理對表層的強化作用。但整體來看，相較原始態(tài)焊趾區(qū)，仍存在較好的強化效果。對0.1 mm深度范圍內(nèi)的硬度值進(jìn)行比較，見表4，可以看出，相較原始焊趾平均硬度值，超聲沖擊處理后均出現(xiàn)不同程度提高，采用UIT1參數(shù)時在0.1 mm深度內(nèi)平均硬度增加了32.3%，采用UIT2參數(shù)時增加了34.9%。一般認(rèn)為，超聲沖擊處理對材料的強化作用，是加工硬化和晶粒細(xì)化的耦合結(jié)果。鋼材經(jīng)焊接后，焊趾附近形成粗大的晶粒組織，此時實施超聲沖擊處理，則晶粒細(xì)化作用貢獻(xiàn)明顯增大。

圖5 焊趾區(qū)超聲沖擊處理前后沿深度方向硬度分布Fig.5 Hardness distribution along the depth direction before and after UIT in the weld toe area

表4 焊趾處超聲沖擊處理前后硬度對比（0.1 mm深度內(nèi)）Table 4 Hardness comparison of weld toe area before and after UIT（within 0.1 mm depth）

2.3 超聲沖擊處理后焊趾表層TEM分析

利用透射電子顯微鏡（TEM）觀察超聲沖擊后試樣焊趾表層微觀組織形貌。圖6為UIT2參數(shù)試樣焊趾近表面TEM形貌及對應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣（SAED），可以看出，經(jīng)沖擊處理后表層晶粒已被細(xì)化至納米級別，且取向呈隨機分布態(tài)，相應(yīng)地，選區(qū)電子衍射花樣近似呈同心圓環(huán)狀，表明晶粒間晶體學(xué)取向隨機，晶粒之間具有較大的取向差，符合納米晶衍射花樣特征。

圖6 UIT2試樣焊趾近表面TEM形貌及對應(yīng)的選區(qū)電子衍射花樣Fig.6 TEM morphology and corresponding SAED patterns of the weld toe near the surface of UIT2 specimen

材料塑性變形方式在很大程度上取決其層錯能的高低。多晶體金屬材料一般通過位錯滑移或機械孿生方式實現(xiàn)塑性變形。高等層錯能的材料通常依賴位錯滑移進(jìn)行塑性變形，低等層錯能材料則通過機械孿生的方式來實現(xiàn)塑性變形。而介于高、低層錯能之間，稱為中等層錯能，這類材料的塑性變形通過位錯運動與機械孿生兩種模式協(xié)調(diào)進(jìn)行［10］。本試驗所選材料焊趾表面經(jīng)過超聲沖擊處理時，連續(xù)的超聲沖擊產(chǎn)生強烈的塑性變形，導(dǎo)致材料內(nèi)部的原始晶粒產(chǎn)生高密度位錯，位錯之間交互作用形成了位錯纏結(jié)和位錯墻，隨著變形持續(xù)輸入，一方面會增加位錯密度，另一方面減小了位錯的間距，促使位錯纏結(jié)和位錯墻發(fā)展成小角度的亞晶界，如圖7所示，在亞晶界上位錯重新積聚與湮滅，使具有低角度取向差的亞晶界逐漸轉(zhuǎn)變成大角度的晶界，最終細(xì)化形成納米晶，因此位錯運動為其主要塑性變形方式。

圖7 超聲沖擊處理后焊趾表層位錯纏結(jié)、位錯墻和亞晶的TEM明場像Fig.7 TEM bright field images of dislocation tangles，dislocation walls，and subgrains on the surface of the weld toe after UIT2

2.4 超聲沖擊處理后焊趾表層EBSD分析

圖8為UIT2參數(shù)超聲沖擊處理焊趾表層晶粒分布、取向分布特征及晶界取向差角度分布統(tǒng)計?？梢钥闯?，近表層組織形成了呈梯度結(jié)構(gòu)分布的納米晶層，靠表面處的晶粒最小，隨著距離受沖擊表面深度的增加，呈隨機取向分布的納米晶逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)椴灰?guī)則的亞微米晶，最后過渡到原始態(tài)組織，如圖8a所示。材料表層由于超聲沖擊產(chǎn)生的塑性變形沿厚度方向通過變形的晶粒不斷向芯部組織傳遞。由于傳遞過程中能量損耗，使得表層的變形并不能傳遞到較深處的芯部組織。因此，較深處的芯部組織仍然保持著原始粗大晶粒形態(tài)。

圖8 超聲沖擊處理焊趾表層晶粒分布、取向分布特征及晶界取向差角度分布統(tǒng)計Fig.8 Statistical diagram of grain distribution，orientation distribution characteristics，and grain boundary orientation difference angle distribution on the surface layer of the weld toe after UIT2

從圖8b可以看出，芯部組織多數(shù)以大角度晶界形態(tài)分布（＞15°），而近表層組織大角度晶界內(nèi)包含了數(shù)量眾多的小角度晶界（＜15°）。通常而言，原始狀態(tài)粗晶組織取向差角度分布呈“雙峰”特征，即大、小角度晶界取向差角度峰值集中在5°～15°和45°～65°兩個區(qū)間［11］。而從圖8c試樣近表層晶界取向差角度分布統(tǒng)計圖可以看出，沖擊處理后表層的取向差角度以小角度晶界為主，且在1.5°附近出現(xiàn)了峰值。這說明隨著沖擊的持續(xù)，塑性變形過程中位錯密度逐漸提高，表層晶粒在位錯交割纏結(jié)過程被細(xì)化，隨著變形量的增加，亞晶界也呈增多趨勢，造成小角度晶界的比例越來越大。

高頻振動沖擊針頭沖擊材料表面促使材料表層發(fā)生強烈的塑性變形，形成了具有一定厚度的塑性變形層。隨著超聲沖擊過程的持續(xù)進(jìn)行，塑性變形層內(nèi)的組織不斷發(fā)生滑移，形成新位錯。部分位錯相遇相互抵消，部分重排后在粗晶內(nèi)部形成高密度的位錯墻或位錯列，促使亞晶界形成。亞晶界吸收位錯使得晶界處的位錯密度升高，促使小角度晶界轉(zhuǎn)化［12-15］。同時，小角度晶界又可以通過滑移、遷移等方式轉(zhuǎn)變?yōu)榇蠼嵌染Ы?。在納米尺度下，大、小晶界具有相同的強化效應(yīng)，這種相互轉(zhuǎn)變貫穿于整個超聲沖擊過程。隨著超聲沖擊的持續(xù)進(jìn)行，越來越多的亞晶界形成，晶粒尺寸不斷縮小，最終在材料表面形成取向隨機、數(shù)量眾多的納米晶組織。

3 結(jié)論

（1）超聲沖擊處理能夠改善服役態(tài)12Cr1MoV鋼焊接接頭焊趾區(qū)幾何形貌，使焊趾處幾何過渡更加圓滑，同時能夠提高焊趾處幾何過渡半徑。相較未沖擊試樣，當(dāng)采用UIT1沖擊試驗參數(shù)時，焊趾處過渡半徑提高了108.2%；當(dāng)采用UIT2沖擊試驗參數(shù)時，焊趾處過渡半徑提高了116.4%。

（2）超聲沖擊處理能夠提高服役態(tài)12Cr1MoV鋼焊接接頭焊趾區(qū)域硬度。相較未沖擊試樣，當(dāng)采用UIT1沖擊試驗參數(shù)時，焊趾處平均硬度值（距表面0.1 mm深度內(nèi)）增加了32.3%；當(dāng)采用UIT2沖擊試驗參數(shù)時，焊趾處平均硬度值（距表面0.1 mm深度內(nèi)）增加了34.9%。

（3）超聲沖擊處理能夠促使服役態(tài)12Cr1MoV鋼焊接接頭表層小角度晶界密度增加，并在接頭表層引入梯度納米晶結(jié)構(gòu)。晶粒發(fā)生納米化主要依靠位錯滑移方式實現(xiàn)。