超声波冲击处理对S355焊接T型接头老化的影响 Sahar Zouari 和 Lamine Dieng

《Applied Sciences》：Influence of Ultrasonic Impact Treatment on the Aging of S355 Welded T-Joints Sahar Zouari and Lamine Dieng

　　**摘要**
超声波冲击处理（UIT）作为一种焊后处理方法，被广泛用于通过引入表面塑性变形和压缩残余应力来提高焊接接头的疲劳性能。尽管其在早期应用时对疲劳寿命的有益效果已经得到充分证实，但UIT对老化结构的影响在文献中仍存在争议。本研究考察了UIT对经过加速腐蚀诱导老化处理的S355钢焊接T型接头腐蚀性能的影响。原始焊接（AW）和UIT处理后的T型接头均经历了盐雾暴露，随后进行了详细的微观结构和表面分析，以评估腐蚀形态和损伤演变。结果表明，UIT在焊趾区域产生了显著的塑性变形和微观结构的细化，但没有促进优先腐蚀老化或加速降解。UIT处理接头在加速环境暴露下的老化行为与AW条件下的行为相当，42天时的腐蚀速率分别为3.27毫米/年和3.28毫米/年，而在126天时分别降至1.32毫米/年和1.26毫米/年。这些结果表明，UIT引入的压缩残余应力和表面改性能够不会对材料耐久性产生不利影响。这些发现阐明了UIT在这种暴露条件下的作用，并表明UIT可以作为焊后处理方法来改善疲劳性能，而不会影响结构钢焊接接头的长期性能。

**1. 引言**
焊接接头，特别是T型接头，是土木工程和海上领域中的重要结构部件。然而，在焊接过程中，焊缝及周围热影响区和基材区域产生的高拉应力可能会损害这些部件的结构完整性，尤其是在循环载荷条件下。因此，焊接引起的残余应力已成为过去几十年研究的重点，因为它们在疲劳裂纹产生和早期裂纹扩展中起着主导作用[1,2,3]。这些研究主要关注使用不同的焊后机械表面处理方法来提高焊接接头的疲劳寿命。这些表面技术通常应用于焊趾区域，因为该区域由于几何不连续性和应力集中效应而最容易发生疲劳裂纹。裂纹的产生主要由焊接引起的残余应力和局部应力集中驱动。随后裂纹通过材料厚度的扩展进一步加剧了局部应力场，最终导致最终断裂。因此，焊后处理旨在通过平滑表面缺陷和引入有益的压缩残余应力来改变局部应力状态和表面条件，从而提高疲劳性能[4]。文献中研究了多种表面强化技术。根据[5]的研究，超声波冲击处理（UP）在焊趾区域显著降低了50%的拉应力，从而使疲劳寿命提高了40–70%，具体取决于所施加的载荷。Daavari和Vanini[6]证明，通过对焊趾进行UIT处理，对接缝的疲劳寿命可以提高高达99.4%，这是由于引入了压缩残余应力。如[7]所述，TIG修整、去毛刺研磨和锤击冲击处理也被证明能有效提高焊接接头的抗腐蚀性。实际上，去毛刺研磨和UIT单独使用分别提高了20%和35%的疲劳强度，而它们的结合则提高了61%。在这些方法中，超声波冲击处理（UIT）因其便利性、效率和经济性而受到广泛关注[8]。许多其他研究也显示，机械处理的焊接接头疲劳寿命有显著提高[9,10,11,12,13,14,15,16,17,18]。尽管在理解疲劳行为方面取得了这些进展，但焊后机械处理对腐蚀机制的影响尚未系统地进行研究[2,3,4]。大多数现有研究表明，此类处理对耐腐蚀性有有益效果，这通常归因于引入了压缩残余应力和表面改性。例如，Fereidooni等人[5]报告称，超声波冲击处理（UP）使316 SS焊接接头的寿命提高了25–75%，具体取决于所施加的载荷。He等人[19]证明，HFMI处理的焊接接头由于应力转变为压缩应力以及塑性变形层（深度可达300微米）内的晶粒细化，腐蚀速率降低了22.67%至56.54%。Knysh等人[20]进一步报告称，HFMI处理的低合金钢接头在中性盐雾雾中的疲劳寿命提高了3倍。Gu等人[21,22]证明，对热轧S355钢和S355焊接接头进行UIT表面处理可以使晶粒细化，平均晶粒尺寸从18.65微米降至5.84微米，从而减少了腐蚀坑的深度，从而提高了耐腐蚀性。

金属结构主要经历两种老化机制：疲劳和环境驱动的降解，后者在暴露于恶劣服役条件下的结构中更为普遍。虽然焊后机械处理已知可以提高疲劳性能，但它们对加速环境暴露下的老化行为的影响尚不完全清楚。特别是，目前尚不清楚这种处理对预老化试样是否有益或有害，以及处理后的接头在相同条件下的老化响应与原始焊接（AW）试样相比如何。本文旨在研究UIT对加速环境暴露下S355结构钢焊接T型接头腐蚀行为的影响，并评估UIT引起的表面改性随暴露时间的演变，以更好地了解UIT在腐蚀环境中的长期有效性。本文的第一部分描述了本研究中采用的实验程序，第二部分则介绍并讨论了主要发现。

**2. 材料与方法**
2.1. 材料
本研究使用了非合金结构钢S355J2 + N来制作试样，因为这种钢材代表了暴露在恶劣环境中的焊接基础设施，其中表面处理的耐久性至关重要。焊接使用EWM FIREP Picomig脉冲电源完成，采用的G3Si1金属丝直径为1.2毫米（NF EN 13479标准[23]）。基材和填充金属的化学成分如表1所示。

2.2. 试样与工艺
图1展示了本研究中研究的焊接T型接头的几何形状。试样由厚度为15毫米的热轧板材制成，尺寸为900毫米×120毫米[24]。然后使用手工金属活性气体（MAG）焊接方法按照表2中总结的参数制造接头。图1. 试样详细信息。表2. 焊接操作参数。本研究中对AW和UIT处理的样品都进行了测试（图2a,b）。焊接接头的UIT处理使用了SONATS（法国楠泰）公司的NOMAD HFMI/UIT系统。处理过程包括使用直径为3毫米的压头以20,000 ± 400赫兹的振动频率、60微米的振幅和1毫米/秒的冲击速度撞击焊趾区域。这些参数是根据国际焊接学会（IIW）的建议和SONATS的实际经验选定的，以确保最佳的表面覆盖率和处理效率。这种冷机械处理增加了焊趾区域的半径并引入了压缩残余应力。图2. 焊接区域细节：(a) AW试样；(b) UIT处理试样。

2.3. 老化过程
本研究中通过循环盐雾暴露来诱导加速老化，作为代表性的环境老化条件。测试在ASCOTT CCT循环试验箱（Ascott Analytical，英国塔姆沃思）中进行，遵循ISO 9227和ISO 16701标准的程序[25,26]。为了防止指定研究区域外的任何腐蚀发生，所有试样表面都涂了防锈漆。焊接接头安装在略微倾斜（20°）的3D打印ABS支架上，试样之间保持20毫米的间距，以防止盐溶液从一个试样滴到另一个试样上，如图3所示。AW和UIT处理过的试样分别进行了1008小时（42天）、2016小时（84天）和3024小时（126天）的暴露。图3. 盐雾试验箱中的实验装置：(a) 试样在试验箱内；(b) ABS支架尺寸。加速老化测试在受控环境条件下进行，包括湿度循环和定期喷洒NaCl溶液（50 ± 5克/升），以模拟高度恶劣的腐蚀环境。每个周期循环84小时，以最大化腐蚀影响。其他参数在加速腐蚀测试期间保持不变。这些根据采用的标准选定的值如表3所示。表3. 腐蚀测试参数（ISO 9227和ISO 16701标准[25,26]）。老化测试后，根据ISO 8407标准仔细清洁试样，以去除腐蚀产物，从而确定质量损失和腐蚀速率[27]。

对于焊接接头的金相分析，从相应组中切取包括焊趾在内的中心部分进行切割，并使用倒置Reichert-Jung显微镜（IM）和Hitachi SU5000扫描电子显微镜（SEM）进行检查。使用Horiba Scientific LabRAM HR Evolution拉曼光谱仪（HORIBA FRANCE SAS，法国维尼修）研究了锈层的组成。该系统配备了Olympus BX41显微镜（Olympus Corporation，日本东京）和532纳米绿色激光器。光谱在100–1800厘米^-1的光谱范围内采集，采集时间为60秒，以确保最佳信号分辨率。

**3. 发现与讨论**
3.1. 视觉与显微观察
3.1.1. 视觉检查
图4展示了不同时间周期内盐雾暴露后试样的图像，重点关注AW腐蚀试样，因为它们与UIT腐蚀试样相似。AW和UIT表面试样都经历了类似的改变，这是由于腐蚀产物在焊接接头表面的随机沉积造成的。它们的密度随暴露时间的增加而增加。42天的腐蚀后（图4a），试样显示出初步的降解迹象，焊接接头的顶表面均匀覆盖了锈蚀。经过84天的盐雾暴露（图4b），可见的膨胀表明腐蚀产物在金属表面层下堆积。同时，由于腐蚀产物的膨胀，保护性氧化层开始出现裂纹。到126天时（图4c），腐蚀进一步发展，膨胀变得更加明显，保护性氧化层恶化，导致表面不连续，部分锈层脱落，暴露出下面的新鲜金属。这些锈蚀区域的脱落凸显了连续老化过程引起的显著结构弱化。图4. 不同条件下的腐蚀表面样品：(a) AW腐蚀—42天；(b) AW腐蚀—84天；(c) AW腐蚀—126天。经过化学去除腐蚀产物后（图5），与非腐蚀样品相比，发现尺寸减小，特别是在126天的连续暴露后表面出现了多个明显的坑洞。84天的腐蚀后可以观察到锤击痕迹的消失（图5d）。这主要是由于腐蚀导致金属表面逐渐失去材料，使得表面不规则性得以平滑，并随着暴露时间的延长抹去了UIT痕迹。显微观察进一步详细展示了表面与腐蚀相关的变化。图5. 化学去除腐蚀产物后的不同条件下的腐蚀表面样品：(a) AW腐蚀—42天；(b) UIT腐蚀—42天；(c) AW腐蚀—84天；(d) UIT腐蚀—84天；(e) AW腐蚀—126天；(f) UIT腐蚀—126天。

3.1.2. 显微观察
对AW和UIT腐蚀试样的截面进行了微观结构分析。图6展示了所有试样焊趾附近区域的截面微观结构IM观察结果。观察结果显示，在42天的暴露后，UIT处理过的表面层残余仍然存在于焊趾区域（图6b）。然而，在84天和126天的盐雾暴露后，变形层完全消失了（图6d,f）。图6. 所有样品横截面微结构的扫描电子显微镜（SEM）观察结果：(a)未处理（AW）腐蚀42天；(b)未经超声冲击处理（UIT）腐蚀42天；(c)AW腐蚀84天；(d)UIT腐蚀84天；(e)AW腐蚀126天；(f)UIT腐蚀126天。为了更详细地研究这一演变过程，对UIT处理过的样品进行了SEM检查（图7）。获得的显微图像证实并细化了IM观察结果，显示在42天的暴露时间内，改性层在局部区域仍然存在。实际上，一层严重扁平化和拉长的晶粒清晰可见，其厚度约为60微米，这证实了UIT诱导的变化在这个阶段仍然部分保留。然而，在84天和126天时整个UIT处理层的完全消失提供了明确证据，表明腐蚀过程逐渐消耗了UIT引入的整个塑性变形层。UIT处理层的这种逐渐消耗表明腐蚀攻击了机械改性的区域。随着这一层的去除，暴露出的基底微结构与AW样品的微结构相同。图7. SEM观察横截面微结构的结果：(a)UIT腐蚀42天；(b)UIT腐蚀84天；(c)UIT腐蚀126天。这些结果与Knysh等人[20]的报告一致，他们指出在50天的盐雾暴露后，HFMI处理层的残留物仍存在于局部区域。然而，在100天的暴露后没有发现塑性变形层。

了解锈的组成对于预测钢结构的腐蚀至关重要，尤其是在海洋环境中。对特定锈相的详细分析提供了有关腐蚀机制的宝贵信息，这些机制受到诸如氯离子浓度等因素的影响。这样的见解有助于开发有针对性的保护措施，以防止特别侵袭性的锈形式的形成，从而确保钢构件的结构完整性和使用寿命。无论在哪个暴露时间点（42天、84天和126天），AW和UIT处理样品的锈膜似乎都由两层不同的物质组成。外层呈现橙色到棕色，而内层更为均匀，颜色为灰色到黑色。随着暴露时间的延长，锈膜看起来更加致密且更厚（图8）。对于UIT处理过的样品，平均厚度从42天的大约1.33 ± 0.11毫米增加到126天的3.70 ± 0.08毫米。同样，AW样品在同一盐雾暴露期间的厚度也从1.36 ± 0.17毫米增加到3.76 ± 0.06毫米。这种趋同表明UIT对腐蚀产物的整体生长动力学没有显著的长期影响。这可以归因于腐蚀过程完全消耗了机械改性的表面层，之后S355钢的所有样品的腐蚀行为变得相同。图8. 不同暴露时间下UIT处理样品锈层外层的SEM观察结果：(a) 42天；(b) 84天；(c) 126天。图9展示了在不同盐雾暴露时间后UIT处理样品内外层锈相的不同形态。图9. 不同盐雾暴露时间下UIT处理样品锈相的SEM观察结果：(a) 外层—42天；(b) 内层—42天；(c) 外层—84天；(d) 内层—84天；(e) 外层—126天；(f) 内层—126天。在暴露过程中，每种锈相都有其特定的生长条件，这些条件取决于pH值、湿度及氯离子浓度等因素。这些条件影响着哪种氧化物或羟基氧化物相占主导地位。随着腐蚀的进展，这些相并不是独立发展的，而是共存，形成复杂的锈相混合物。锈层的异质结构和组成反映了在不同暴露阶段影响腐蚀过程的不同条件。

在图9a中，暴露42天后，外层锈由管状晶体组成，具有典型的赤铁矿相的棒状形态，表明环境中氯离子含量较高；而内层锈显示出两种不同的层状形态。其他研究者也报告了类似的形态，如图9b所示的鸟巢状和虫巢状，这对应于针铁矿相[28]。当腐蚀进展到84天时，外层锈转变为条状和鸟巢状形态，这是针铁矿相的特征，可能由于暴露条件的变化（图9c）。然而，内层主要呈现管状形态，这是赤铁矿相的特征（图9d）。这种模式在126天的盐雾暴露后仍然持续，内层以赤铁矿为主，而外层主要以针铁矿为主（图9e,f）。此时针铁矿的持久存在表明外层仍具有有利于其形成的条件。此外，内层仍然以赤铁矿为主，表明这一层内的条件一直支持其形成，特别是在氯离子存在方面[29]。在126天的暴露后，外层锈的一些局部区域检测到了两种额外的晶体生长形态：一种呈星形（图10a），另一种呈针形（图10b）。这些针状形态对应于先前研究中发现的针铁矿相的形成[28,29,30,31]。这种相的出现表明暴露条件发生了变化（例如氯离子浓度降低或pH值升高）。图10. 126天盐雾暴露后UIT处理样品外层锈中的针状针铁矿形态：(a) 星形；(b) 针形。对AW和UIT处理样品的锈进行了拉曼光谱分析以确定其组成。为了确保结果的重复性，对每个锈样品的内外层都进行了多个点的分析。图11展示了不同盐雾暴露时间下UIT处理样品锈层的拉曼表征结果：(a) 42天；(b) 84天；(c) 126天。在312、386、539和728 cm?1处检测到的主要拉曼光谱峰证实了42天盐雾暴露后外层锈中存在赤铁矿。其他研究者也发现了强度较低的拉曼峰，并将其归因于针铁矿相[32,33,34,35,36,37]。然而，内层锈由针铁矿组成，这一点通过252、378、533和1302 cm?1处的主拉曼峰得到确认[38,39,40]。一些研究将720 cm?1处的峰视为磁铁矿的杂质，而300 cm?1附近的峰视为针铁矿相的存在[41,42]。

经过84天的暴露后，从外层和内层锈样品中分别获得了典型的针铁矿和赤铁矿拉曼光谱。在126天的盐雾暴露后也获得了相似的光谱，其中最强的峰出现在300 cm?1左右，可能表明外层存在针铁矿；而530 cm?1附近峰的消失则表明结构发生了变化，影响了典型的振动模式。这些结果与最初的SEM分析结果一致。锈层中矿物相的演变可以归因于腐蚀过程和随时间变化的化学变化。42天后，外层存在赤铁矿，内层存在针铁矿，这表明赤铁矿由于直接暴露于水分和氯离子而在表面快速形成。相比之下，对氯离子不那么敏感的针铁矿则在更受保护的内层中发展。到84天时，外层检测到针铁矿，内层检测到赤铁矿，这可能是由于表面持续的氧化和氧气扩散导致赤铁矿逐渐转化为针铁矿。同时，随着氯离子渗透到锈层中，赤铁矿重新分布到内层。126天后，观察到类似的分布，外层 additionally 形成了更稳定的针铁矿相。赤铁矿主要留在内层，这可能是由于这些受保护区域保留了更多的氯离子。

3.2. 腐蚀速率
根据ASTM G1 [43]标准，计算了AW和UIT测试样品在盐雾暴露后不同时间（1008小时（42天）、2016小时（84天）和3024小时（126天）的腐蚀速率。图12展示了腐蚀速率随暴露时间的演变情况。图12. 盐雾暴露下AW和UIT样品的腐蚀速率。使用以下方程式(1)来计算测试样品的腐蚀速率[44]：(1) 其中K是常数，W是质量损失（单位：g），A是表面积（单位：cm2），T是暴露时间（单位：小时），D是密度（单位：g/cm3）。AW和UIT样品的腐蚀速率曲线在盐雾暴露期间显示出相似的演变趋势，即腐蚀速率随时间下降。最初，在42天后，AW和UIT样品的腐蚀速率分别为3.27毫米/年和3.28毫米/年，这一高水平可能是由于表面材料与腐蚀环境的初始激烈相互作用。84天后，AW和UIT样品的腐蚀速率分别降至1.73毫米/年和1.76毫米/年，减少了约47%。到126天时，腐蚀速率进一步下降至1.32毫米/年和1.26毫米/年，减少了约25%。防护性腐蚀产物的形成可以解释这种减缓的腐蚀速率，因为它有助于减轻进一步的腐蚀。尽管UIT对耐腐蚀性的影响尚不确定（因为UIT样品的腐蚀速率与AW样品相当），但显然UIT对长期腐蚀性能没有负面影响。因此，虽然UIT不增强耐腐蚀性，但它保持了与AW样品相似的腐蚀行为，没有产生不利影响。显微镜观察结果也证实了这一点。42天暴露后，UIT处理造成的表面改性不再可见，表明UIT处理的机械影响被腐蚀作用消除了。此时，锈层显示针铁矿形成了内层，而赤铁矿存在于外表面。这表明最初的腐蚀过程倾向于在金属界面附近形成针铁矿，而赤铁矿作为表层形成。84天后，外层的组成转变为针铁矿，内层仍然为针铁矿，这反映了腐蚀环境的改变以及稳定腐蚀产物的形成。这种转变表明保护层正在形成，从而有助于腐蚀速率随时间的降低。然而，UIT样品的腐蚀速率仍与AW样品相当。这表明喷丸处理既不会增强也不会不利地影响长期的耐腐蚀性。这可能是因为塑性改性的表面层被去除。这些发现与Knysh等人的研究结果一致[20]，他们表明HFMI表面处理带来的益处要么微乎其微，要么最终变得不显著。

4. 结论
对S355焊接T接头进行了超声冲击处理（UIT），并研究了AW和UIT处理样品在加速环境暴露下的老化行为。本研究开发的实验方案被证明对于评估不同条件下的材料老化响应非常有效，同时也适用于分析相变过程及其相关的降解机制。经过AW和UIT处理的样品在盐雾暴露期间的腐蚀速率演变趋势相似，腐蚀速率从42天的3.27毫米/年和3.28毫米/年分别下降到126天的1.32毫米/年和1.26毫米/年。这种降低与锈层成分的变化密切相关：在42天时，锈层主要由内层的鳞状赤铁矿和外层的赤铁矿组成；到了84天，这两种矿物发生了相变，鳞状赤铁矿迁移到了表面层，而赤铁矿则移至内层；到了126天，外层形成了稳定的针铁矿，这说明材料形成了更具有防护性的结构。两种样品的腐蚀膜厚度也呈现出类似的增长趋势，从42天的约1.33 ± 0.11毫米增加到126天的3.70 ± 0.08毫米（AW样品）和3.76 ± 0.06毫米（UIT样品）。AW和UIT处理样品的这种相似行为可以归因于UIT诱导层的逐渐消耗。微观结构观察结果表明，在盐雾暴露42天后，UIT处理层仅存有微量痕迹，而126天后则完全消失。

在本研究的特定加速条件下，通过对表面产物的物理化学特性分析，发现UIT对材料的长期老化抗性没有显著影响（无论是正面还是负面的）。这一结论仅限于通过质量损失、表面观察以及产物层成分评估的材料降解方面。然而，本研究主要关注的是表面层的冶金演变过程，并未评估样品的力学性能，特别是UIT诱导的残余应力的分布与松弛情况。未来需要进一步研究UIT处理焊接接头的力学性能及应力场的变化，以全面评估UIT在载荷和环境条件下的结构完整性影响。此外，未来的研究还应考虑较短的暴露时间，以便在表面改性层发生降解之前更准确地分析UIT的作用。