06Cr19Ni10不锈钢具有优异的力学性能和结构稳定性，广泛应用于众多工业领域[1-2]。焊接作为其主要连接方式，具备强度高、质量小及施工便捷等优点，在工业工程中广泛使用[3]。然而，焊接过程的不稳定和材料的不均匀常导致焊缝根部出现未熔透、裂纹等缺陷[4-5]。为节约资源、减少浪费并降低生产成本，基于熔化极活性气体保护焊(MAG焊)的补焊工艺成为解决上述问题的主要手段[6-8]。
作为一种电弧焊方法，MAG焊具有成本低、熔深大、焊丝熔化率高、焊接速度快、变形小及焊前清理要求低等优点[9-10]。SHAO等[11]研究了补焊对06Cr19Ni10和Q345B异种金属MAG焊接板的影响，认为补焊对异种金属MAG焊接板的拉伸性能影响不大。YU等[12]对结构钢进行了焊接修复，发现焊修后试样硬度明显下降，且在循环载荷作用下，母材、原始焊缝及修复焊缝均出现持续软化现象，修复焊缝的软化程度显著高于原始焊缝的软化程度。刘鹏等[13]研究了06Cr19Ni10的多道补焊，发现增加补焊次数会导致接头力学性能逐渐下降，最大硬度位于熔合线附近。
综上所述，既有研究围绕补焊对材料性能影响，已取得丰富的成果，但由于焊接工艺、材料特性及热输入等因素存在差异，补焊对不同材料力学性能的影响具有不确定性，针对补焊导致性能变化的机理研究尚不充分。当前，补焊技术已广泛应用于轨道车辆的关键部件，如转向架拉杆座[14]和受电弓[15]。当补焊质量不佳时，易产生气孔、裂纹等缺陷，致使部件失效，严重危及轨道车辆运行安全。06Cr19Ni10不锈钢作为轨道交通车辆电气箱体制造的重要材料，而补焊又是其生产过程中常用的性能提升手段，研究补焊对其力学性能的影响具有重要意义。本研究以06Cr19Ni10不锈钢为研究对象，首先，分析焊缝根部局部补焊对材料组织形貌的影响；然后，探讨其力学性能随补焊作用及空间位置的变化规律；最后，揭示补焊引发的微观组织变化对材料性能的影响机制，以便为评估补焊后焊接结构的可靠性提供科学依据。
1 试验材料与方法
1.1 试验材料
研究所使用材料为06Cr19Ni10不锈钢6 mm厚板材，以直径为1 mm的308LSi焊条作为焊丝，化学成分如表1所示。
| 材料 | C | Mn | Si | P | S | Ni | Cr | N | Cu | Mo |
|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 06Cr19Ni10 | ≤0.08 | ≤2.0 | ≤0.75 | ≤0.035 | ≤0.015 | 8.00~10.5 | 18.0~20.0 | ≤0.10 | — | — |
| 308LSi焊条 | ≤0.30 | 1.0~2.5 | 0.65~1.00 | ≤0.030 | ≤0.020 | 9.00~11.0 | 19.5~21.0 | — | ≤0.50 | ≤0.50 |
焊接试验采用MAG焊工艺，设置焊枪角度为60°、焊丝干伸长为10 mm，采用自动气体保护焊小车，实现连续送丝及焊接。在完成对母材一次焊接后，通过电火花切除工艺，在焊缝根部中央预制1道长×宽×高为130.0 mm×6.0 mm×1.5 mm的坡口，当在焊接未熔透或根部出现裂纹等缺陷时，对该区域进行切除。原始焊接和补焊坡口形状如图1所示。补焊坡口形状细长且浅小，为了保证焊接效果，采用较大焊接速度以及功率对切除后的坡口进行MAG焊接。原始焊接和补焊工艺的具体参数见表2。
| 参数 | Ar体积分数/% | CO2体积分数/% | 电流/A | 电压/V | 焊接速度/(mm∙min-1) |
|---|---|---|---|---|---|
| 原始焊接 | 98 | 2 | 150 | 21.0 | 210 |
| 补焊 | 98 | 2 | 204 | 24.1 | 550 |
1.2 试验方法
对取自原始焊接板上的试样命名为AW(as-weld)；对补焊焊接板上补焊区域内取样的试样命名为RW(repair-weld)，补焊区域外取样的试样命名为ERW(exterior of repair-weld)。根据取样空间位置不同，将样品进一步划分为ERW-1、ERW-2、RW-1和RW-2，如图2所示。
为观测焊缝与补焊区的物相及晶粒组织变化，截取焊缝区至热影响区试样，抛光至镜面后，使用王水腐蚀显露金相，并借助OLYMPUS OLS4100 激光共聚焦显微镜观察组织形貌。为获取不同焊接接头(AW、RW、ERW)的显微硬度，采用HVS-1000型显微维氏硬度计测试试样硬度。按0.5 mm间距设置压痕(大于3倍对角线长度)，参照GB/T 2654—2008在焊缝两端距边缘小于2 mm处设置标线，覆盖焊缝区、热影响区及母材区，如图3所示。
依据GB/T 2651—2023《金属材料焊缝破坏性试验横向拉伸试验》标准，设计了图4所示整体拉伸试样和分层拉伸试样，其中分层拉伸试样取样区域如图3所示。试验在MTS 809.25电液伺服拉扭试验机上进行，拉伸速率为0.216 mm/s，拉伸过程中使用海塞姆Red Box-H视觉引伸计记录应变。试验结束后，使用国仪量子SEM5000场发射扫描电镜拍摄断口形貌。
2 试验结果
2.1 金相显微组织特征
图5与图6展示了AW、ERW和RW试样接头宏观与微观形貌特征。焊缝两侧在熔合线位置、组织分布等关键特征相似，因此，焊缝横截面宏观金相图片仅展示一半。
各试样不同区域显微组织特征如表3所示。对比图5与图6可以看出：ERW试样在补焊过程中未受到补焊热输入的影响，其金相组织与AW试样并无明显区别，在熔合区中均出现高位错密度铁素体，而位错密度是影响金属机械性能的关键因素[16-17]。
| 区域 | 显微组织特征 | 形成机理 |
|---|---|---|
| 热影响区 | 多边形奥氏体 | 受焊接热循环影响较小，组织未发生完全重结晶，仍保留母材的组织形态 |
| 熔合区 | 多边形奥氏体+少量树枝状铁素体 | 高温导致晶粒长大，冷却时枝晶偏析，形成高密度位错铁素体[18] |
| 焊缝区 | 等轴奥氏体基体+放射状骨架铁素体 | 熔池内部温度梯度小、晶核少，液态金属自由形核形成等轴晶 |
值得注意的是，补焊导致RW试样的焊缝区出现二次熔合线(图5(d)、(e))。在二次熔合线周围，树枝状铁素体的数量显著增加，且其长度也有所延伸。该现象主要源于补焊过程中小焊道尺寸与高焊接功率的耦合作用，较高的热输入导致热影响区组织发生显著演变。在焊缝区，原始焊缝中铁素体的分布状态发生了改变。靠近二次熔合线处，铁素体近乎垂直于熔合线分布；部分铁素体则以细小弥散的形态存在于奥氏体之中。这是由于该区域处于高温环境，引发金属重结晶，进而致使铁素体重新分布。此外，细小的碳化物颗粒或其他第二相粒子可能起到了弥散强化作用，从而增强了材料的强度[18-19]。
2.2 硬度性能特征
AW、ERW和RW接头的平均维氏硬度分布如图7所示。维氏硬度分布变化不仅反映焊接工艺的差异，而且可能影响焊接接头的使用寿命。分析焊缝上下两端不同区域的维氏硬度可知，ERW和AW试样的维氏硬度分布趋势相近。在3个区域中，热影响区维氏硬度最高，焊缝维氏硬度略高于母材维氏硬度。对比不同试样的维氏硬度发现，ERW试样维氏硬度略高于AW试样维氏硬度，这可能归因于其受限的补焊热循环作用。ERW试样在加工形变过程中产生的内应力强化效应提升了材料抗塑性变形能力，从而引起维氏硬度微幅增加，但其宏观硬度演变规律仍与AW试样的宏观硬度演变规律保持良好一致性。ERW试样维氏硬度的变化在一定程度上提升了材料的耐磨性和抗划伤性，但也可能增加材料的脆性[20]。
观察图7(a)发现，补焊使RW试样整体维氏硬度显著提高且呈现出不同的变化趋势。在焊缝顶端区域，RW-1和RW-2的维氏硬度均高于热影响区的维氏硬度。金相分析结果显示，补焊热输入促使顶端铁素体发生重结晶，这一现象可能与冷却过程中不均匀塑性变形及位错密度增加有关[21]。而热影响区维氏硬度仅出现小幅上升，这可能是由于焊接热量未能充分传递至该区域。图7(b)显示，RW焊缝根部维氏硬度变化趋势与其他试样的相似但整体偏高。补焊重复热输入不仅促使铁素体呈树枝状生长并相互交织，而且热量积聚延长高温停留时间，形成更致密组织，树枝状铁素体的增多与组织致密化共同阻碍位错运动，从而提升维氏硬度，但这种不均匀分布易引发应力集中，影响接头寿命。
在焊缝顶端，RW-1试样焊缝维氏硬度(188.4)略大于RW-2试样维氏硬度(182.2)，而热影响区维氏硬度无显著区别。RW-1在焊接过程中更易受到热输入影响，从而导致焊缝区维氏硬度有一定增大。在焊缝根部也可发现类似现象，RW-1试样焊缝(维氏硬度为173.9)及热影响区(维氏硬度为181.9 )硬度明显大于RW-2试样的硬度。
2.3 拉伸性能特征
为探究补焊对焊缝拉伸性能的影响，深入理解性能差异背后的微观组织机制，对AW、ERW与RW厚度为5 mm的整体试样进行拉伸试验，结果如表4所示。由表4可知：
| 区域 | 抗拉强度/MPa | 屈服强度/MPa | 伸长率/% | 屈强比 |
|---|---|---|---|---|
| AW | 662.6±22.0 | 327.0±8.7 | 33.3±0.5 | 0.494 |
| ERW | 654.0±10.5 | 299.6±25.0 | 32.5±0.8 | 0.458 |
| RW | 674.6±7.2 | 300.8±26.7 | 34.1±0.6 | 0.446 |
1) RW试样抗拉强度最高，这与补焊过程中形成的更加致密的焊缝组织以及增加的树枝状铁素体密切相关。从晶体学角度分析，树枝状铁素体具有独特的生长形态，晶体细小且呈交叉分布。这种微观结构特性使得位错运动在晶界处受到阻碍，依据Hall-Petch关系，晶界面积增大会显著提高材料的强度。同时，细小的晶体结构以及交叉分布的形貌有利于分散应力，减少裂纹的萌生和扩展，从而增强了材料的韧性[22]。致密的焊缝组织有助于减少缺陷和应力集中，提升材料的力学性能[23]。
2) 在屈服强度方面，由于AW试样所受焊接热作用最小，其屈服强度显著高于ERW试样和RW试样的屈服强度。材料伸长率可体现材料塑性，RW试样伸长率略大于AW试样伸长率，而ERW试样的伸长率则低于其他组试样的伸长率。
3) 材料的屈强比为屈服强度与抗拉强度的比，较低的屈服比意味着从屈服到塑性失稳的变形阻力更高，RW试样屈强比明显低于AW试样与ERW试样的屈服比，说明RW材料有更好的塑性。
综上可知，ERW试样虽未受补焊热输入影响，但因其位于补焊区域附近，受结构变形影响，整体力学性能最差。而RW试样因补焊作用致使原有的焊缝组织更紧密，其抗拉强度与伸长率有一定提升，但屈强比下降。
分析不同试样的拉伸性能，发现结构形变会对材料性能产生显著影响。空间位置不同，各区域的形变响应存在差异。不同区域的拉伸性能如图8所示，在ERW试样中，ERW-2试样更靠近补焊焊缝，其抗拉强度与屈服强度略比ERW-1试样的高，而ERW-2试样伸长率则略低于ERW-1试样伸长率。在RW试样中，RW-1位于补焊焊缝边缘。RW-1试样的抗拉强度与屈服强度均略比RW-2试样的高，且其伸长率略低。总体而言，靠近补焊焊缝边缘的材料抗拉强度和屈服强度均有所增加，而伸长率有所下降。这是由于焊接过程中的起弧收弧作用使得热输入时间相对其他区域更长，导致边缘处结构组织发生变化，最终影响材料的拉伸力学性能。
为进一步探究补焊对原有组织性能的影响，针对AW、ERW和RW试样开展更细致的分层拉伸试验，其拉伸性能及取样示意如图9所示。由图9可知，3种试样的力学性能趋势与表4所示的整体拉伸实验结果相似，但焊缝顶端与根部的拉伸性能存在差异性：
1) ERW试样焊缝顶端抗拉强度明显大于根部抗拉强度，RW试样则与之相反，其焊缝顶端抗拉强度比根部抗拉强度小了约25.5 MPa。
2) ERW试样焊缝顶端的屈服强度略大于焊缝根部屈服强度，这可能是因其距离补焊区域较远，所受影响较小。而RW试样的焊缝根部屈服强度大于焊缝顶端的屈服强度，由于RW试样的焊缝根部仅受到一次热输入的影响，而焊缝顶端受到二次热输入作用，其屈服强度较低。
3) RW试样上下伸长率未出现明显改变，而ERW焊缝根部的伸长率明显小于焊缝顶端的伸长率，这可能是致使ERW试样整体伸长率较低的原因。
综上可知，在3组试样中，ERW试样的拉伸性能最差。补焊后，RW和ERW试样的屈服强度均呈现出显著的下降趋势。然而，RW试样在补焊后，其抗拉强度和伸长率有所提升，焊接接头的整体韧性也得到了提高。靠近补焊边缘区域的抗拉强度和屈服强度略有上升，而伸长率则有所下降。分层拉伸试验结果表明，3组试样的整体性能与其局部材料性能息息相关。例如，ERW试样焊缝根部力学性能下降，导致其整体拉伸性能下降，而RW试样焊缝根部拉伸性能较优，使得其整体拉伸性能得到提升。
2.4 数字图像特征
为进一步阐明接头力学性能变化的原因，使用数字图像技术[24-25]记录了各组试样在单轴拉伸实验中的形变过程。图10所示为各组试样拉伸过程中应变云图。从图10可见：在试验初始阶段，所有试样均表现出弹性应变特征，应变最大值与最小值间的差距相对较小；然而，随着拉伸逐渐进入塑性阶段，试样的应变差开始变大，在焊缝区域以及母材区域，呈现出明显的应变集中现象。
在拉伸断裂前的关键阶段，试样整体的应变主要集中于焊缝区域附近，此处最大应变普遍超过了85%，而其他区域的应变则稳定在20%~30%。这表明焊缝区域历经了明显的塑性变形以及应变集中，最终发生塑性断裂。值得注意的是，在拉伸过程中，局部最大应变出现在最终断裂区及其平行段边缘，而最小应变则始终位于断裂区附近，由此形成了明显的应变梯度。这种应变分布的不均匀性或许是应变集中的主要原因之一。焊缝区域与母材间的微观组织存在差异，导致其在拉伸过程中更易发生塑性变形。此外，材料中的缺陷和夹杂物等可能成为薄弱环节，进一步加剧应变集中的现象。
观察断裂前各组试样的局部应变，发现AW试样的局部最大应变(86.7%)与最小应变(24.8%)在所有试样中均最小。其较小的最大局部应变同时表明该试样的应变集中效应相对较弱，意味着AW试样在拉伸过程中整体应变分布较均匀，应变梯度较小，这也是对AW试样具有更好拉伸性能的体现。
2.5 拉伸断口特征
图11所示为各试样整体拉伸断口的宏微观形貌特征。拉伸韧性断口一般包含纤维区、放射区和剪切唇区3个部分，然而，并非所有的韧性断口都会完整呈现这3个区域，部分断口可能仅展现出1~2种特征区。从图11(a)可以看出：AW试样具有明显起伏较大的纤维区，并且在断口边缘可见少量放射区和剪切唇区。纤维区是裂纹缓慢扩展的区域，塑性变形主要发生在该区域。因此，纤维区的粗糙度和面积往往与材料塑性相关[26]。从图11(b)和(d)可以观察到，ERW-1试样未出现明显的纤维区，且ERW-1与ERW-2的断口均存在大量较平整的区域，这些区域属于放射区。放射区的形成表明材料中的裂纹已从缓慢扩展状态转变为快速且不稳定的扩展状态。因此，一般认为放射区面积越大，材料的塑性越差。从图11(e)和(f)可见：与ERW试样相比，RW 试样断口中放射区面积显著减小，而纤维区和剪切唇区所占面积相对较高。这充分表明RW试样的塑性明显要高于ERW试样的塑性。AW和RW试样的断口中放射区所占面积相对较小，展现出了较好的塑性；而ERW试样存在更明显的放射区，意味着其塑性在这3种试样中最差。
图11中所有试样断口均表现出韧窝特征，表明其断裂方式属于典型的韧性断裂。但不同试样断口上的韧窝在尺寸、形状以及深度均存在差异，且部分韧窝当中还嵌有少量第二相粒子。韧窝的尺寸和深度不仅与材料断裂时空隙核心的数量密切相关，而且与材料的塑性紧密联系。通常，当韧窝形核位置较多或者材料塑性欠佳时，韧窝往往较小且较浅；与之相反，较强的塑性则有利于形成较大且较深的韧窝。由图11可知，AW与RW试样断口韧窝尺寸相对较大，还存在一些较大的空洞；而ERW试样的韧窝则显得较为细小且分布较密集，亦反映出其韧性相对较差。
ERW试样焊缝根部抗拉强度以及伸长率显著下降，结合断口观察，可发现其有别于其他试样的脆性断裂特征，如图12所示。从图12(a)可以观察到常见的沿晶分离现象。从图12(c)可以看到断口呈现出不同程度的晶粒多面体外形，其形状如同冰糖状花样。这些晶粒清晰且立体感强，显示了其显著的形态特征。从图12(b)可观察到沿晶韧窝，呈滑移特征并出现大量小韧窝，这是晶界显微空洞形核、长大并相互连接后的结果。从图12(d)可见ERW试样断口塑性变形较小，并存在许多反光的小平面。这是材料在外加正应力作用下，沿特定低指数晶面发生的低能断裂，呈现出明显的脆性特征[27]。在拉伸过程中，一旦晶界遭到弱化并且变成裂纹扩展的优先通道，材料便会发生沿晶断裂的现象，这就导致了ERW试样拉伸性能较差。
为了量化分析韧窝的尺寸，在不同试样的韧窝区域获取了HFW(视场宽度)为0.21 mm的图片，并采用Matlab程序对这些图片进行二值化处理[28-29]，使韧窝以黑色像素的形式呈现，从而得到每张韧窝的灰度图，如图13所示。计算每组中黑色像素所占比例的平均值，获得关于韧窝面积占比的统计数据，如表5所示。由表5可知，就整体拉伸试样而言，RW-1与RW-2的韧窝面积占比分别为45.6%和46.4%，较AW试样的42.9%有明显提高，这表明焊缝修补后材料的韧性有所提升，这是因为奥氏体不锈钢的热稳定性较好，二次热输入未使热影响区的金相发生明显的变化，焊缝区域占比变化提升了材料的韧性。而ERW试样的韧窝面积占比分别为41.7%和42.4%，与AW试样的韧窝面积占比较接近，这意味着补焊操作对于其周围区域的整体韧性所产生的影响相对较小。然而，在分层拉伸试样中，ERW-1与ERW-2的焊缝根部分层拉伸试样的韧窝占比分别为38.6%和40%，明显比其他试样的低。这与通过SEM观察到的ERW焊缝根部分层拉伸试样中脆性特征相一致，这些均表明该区域的韧性有所下降。
| 位置 | AW | ERW-1 | ERW-2 | RW-1 | RW-2 |
|---|---|---|---|---|---|
| 分层拉伸-焊缝顶端 | 46.6 | 42.0 | 42.8 | 48.1 | 49.8 |
| 整体拉伸 | 42.9 | 41.7 | 42.4 | 45.6 | 46.4 |
| 分层拉伸-焊缝顶端 | 47.2 | 38.6 | 40.0 | 50.3 | 51.2 |
3 结论
1) 焊缝中存在大量骨架状铁素体，并呈现从中心向两侧放射状分布。靠近熔合线区域，铁素体垂直于熔合线生长，形成大量柱状晶结构。热影响区则保留等轴状奥氏体形貌，并析出少量树枝状铁素体，这可能导致材料硬度增加。在RW试样中，二次熔合线明显可见，且热影响区的树枝状铁素体含量较高。在焊缝区内，铁素体发生重结晶并重新分布，且靠近二次熔合线的铁素体生长方向与其垂直，熔合线区域增大，这可能是导致材料硬度升高的原因之一。
2) ERW试样未受补焊热输入影响，其硬度变化趋势与AW试样的硬度变化趋势相似，且由于补焊导致形变，ERW试样的维氏硬度略高于AW试样的维氏硬度。而RW试样受到补焊热输入影响，金相组织发生变化，焊缝上端维氏硬度明显增大，焊缝根部硬度则因焊接工艺的不同，整体维氏硬度高于AW和ERW试样的维氏硬度。
3) ERW和RW试样的屈服强度明显降低。补焊后的RW试样抗拉强度和伸长率显著提高，而ERW试样则反之。距离补焊焊缝边缘较近试样的抗拉及屈服强度有一定提升，但伸长率下降。ERW试样整体拉伸性能较差，主要归因于其焊缝根部性能较弱，而RW试样焊缝根部较紧密的组织可能是其拉伸性能提升的原因之一。
4) 在试验初期，所有试样均处于弹性应变阶段，各区域之间应变差异较小。随着拉伸进行，材料的不均匀性导致焊缝区域出现明显的应变集中，最大应变附近伴随最小应变，形成显著的应变梯度，这可能是影响试样力学性能的原因。AW试样的最大和最小应变在所有试样中最小，这可能与其较高的屈服强度有关。
5) ERW试样塑韧性最差。RW试样因焊缝区域占比优化和材料热稳定性好，其韧性最佳。ERW试样由于晶界结合力显著减弱，断口呈现典型的沿晶断裂特征，导致其韧性最差。
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