車洪艷，陳 峰，李雅范

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熱等靜壓對Inconel 690合金堆焊層組織和性能的影響

車洪艷1，陳 峰2，李雅范3

（1. 安泰科技股份有限公司，北京 100081；2. 蘭州理工大學(xué)，蘭州 730050；3. 哈爾濱電氣動力裝備有限公司，哈爾濱 150000）

利用TIG堆焊工藝在347不銹鋼基體上堆焊Inconel 690合金，并取部分試件在壓強150MPa，溫度為1120℃的熱等靜壓（HIP）條件下保溫2h后隨爐冷卻。借助于金相顯微鏡、帶能譜的掃描電鏡、X射線衍射儀、顯微硬度計、極化曲線分析了HIP前后Inconel 690合金堆焊層的組織、顯微硬度及在3.5% NaCl溶液中的電化學(xué)行為。結(jié)果表明：HIP前堆焊層組織主要為樹枝晶γ-Ni(Cr,Fe)固溶體組成，同時還有少量的富Nb相在枝晶間形成偏析；HIP后堆焊層內(nèi)部的枝晶組織均轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅芫鶆虻膴W氏體晶粒，堆焊層內(nèi)部組織為包含少量的Cr2Ni3相的γ-Ni(Cr,Fe)固溶體，晶界處分布有大量的Cr23C6相和少量富Nb相。堆焊層的顯微硬度可達240~245HV，明顯高于基體硬度（185~190HV），起到了顯著的硬化效果；但經(jīng)HIP后堆焊層及基體的顯微硬度均有明顯的下降。在3.5%的NaCl介質(zhì)溶液中，HIP后的堆焊層阻抗模值變小，說明堆焊層經(jīng)HIP處理后耐蝕性變差。

堆焊層；熱等靜壓；微觀組織；顯微硬度；耐蝕性

0 前言

某核電重要部件是通過在347不銹鋼圓盤表面的溝槽中堆焊Inconel 690合金制造而成，其目的是為了增強該核電站的關(guān)鍵部件在高溫下的耐磨耐蝕性。在該部件的制造過程中，為了徹底消除堆焊層內(nèi)部未熔合孔隙、焊接偏析等缺陷，中間有一道工序是焊后經(jīng)熱等靜壓處理。熱等靜壓(Hot Isostatic Pressing, HIP)繼承和發(fā)展了粉末冶金和冷等靜壓成形的優(yōu)點，被廣泛用于消除材料中的孔隙消除鑄、鍛件內(nèi)部的缺陷及異種材料的粘結(jié)等[1-5]。

目前，大多數(shù)熱等靜壓主要集中于對粉末冶金以及治愈鑄件缺陷等方面的研究[6-8]。焊件在熱等靜壓工藝后，必然對焊縫金屬組織和性能產(chǎn)生的一定影響，而這方面的報道相對較少。本文以Inconel 690合金在347不銹鋼表面的堆焊層為研究對象，通過各種微觀表征手段來分析熱等靜壓工藝對堆焊層組織和性能的影響，此研究將對核電部件壽命的預(yù)估提供可靠的理論依據(jù)。

1 試驗材料及方法

采用TIG堆焊工藝，并選用直徑為1mm的Inconel 690合金焊絲對板厚為30mm的347不銹鋼表面堆焊5~6mm厚的Inconel 690合金，焊接裝置如圖1所示。

堆焊前對347不銹鋼表面的氧化膜、油污、水分等進行清理。焊接工藝參數(shù)為，焊接電流：160~170A，焊接電壓：14~16V，送絲速度：1m/min，焊接速度15cm/min，氬氣流量：15L/min。焊前無預(yù)熱，每焊一道后清理堆焊層表面，焊后空冷，焊接時層間溫度控制在170℃以下。母材和使用焊絲成分見表1。

圖1 焊接示意圖（單位：mm）

堆焊完畢后，垂直堆焊層橫截面截取兩塊50×50×35mm3的試件，其中一塊經(jīng)熱等靜壓處理。熱等靜壓工藝參數(shù)為：氬氣壓力為150MPa，溫度為1120℃，保溫2h后隨爐冷卻。將兩塊試樣從堆焊層頂部開始分別切取10×10×10mm3的兩組試樣；再將上述堆焊態(tài)試樣和熱等靜壓態(tài)試樣經(jīng)研磨、拋光、侵蝕后，分別采用OLYMPUS GX51型金相顯微鏡、帶能譜儀的JSF-6700F型掃描電鏡(SEM)及Y-500型X射線衍射儀分析熱等靜壓前后堆焊層的組織形貌、化學(xué)成分以及具體的物相變化。堆焊層橫截面從基體至堆焊層的顯微硬度采用MH-6顯微硬度計來測量，載荷為0.5kg。

表1 母材和焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)

從堆焊態(tài)和熱等靜壓態(tài)試件的堆焊層中分別切取10×10×3mm3的試樣，試樣背面經(jīng)錫焊引出銅導(dǎo)線，用環(huán)氧樹脂密封后留出1cm2的工作面積，工作面打磨至2000#并拋光。電化學(xué)試驗采用標準的三電極體系，參比電極為飽和甘汞電極，輔助電極為Pt電極。實驗設(shè)備采用CHI660E電化學(xué)工作站，電化學(xué)阻抗（EIS）的擾動電位為5mV，測試頻率范圍為100kHz~10mHz，測試結(jié)果采用ZSimpWin軟件進行擬合，本試驗采用3.5%的NaCl 溶液作為介質(zhì)溶液，在室溫下進行測量。

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 堆焊層組織分析

2.1.1 HIP前后堆焊層組織分析

在347不銹鋼基體上采用上述優(yōu)化后的工藝參數(shù)堆焊Inconel 690合金后，表面成形良好，未發(fā)現(xiàn)任何焊接缺陷；堆焊層表面經(jīng)滲透檢測未發(fā)現(xiàn)裂紋。熱等靜壓前基體及堆焊層金相組織如圖2所示，圖2a為347不銹鋼基體的微觀組織，可以看出不銹鋼由細小而均勻的奧氏體晶粒組成，呈現(xiàn)出典型的奧氏體不銹鋼的組織形貌；圖2b為堆焊層與基體結(jié)合區(qū)微觀組織，可以看出在基體與堆焊層結(jié)合區(qū)有一沿基體表面垂直生長的平面結(jié)晶帶，靠近平面結(jié)晶帶為沿散熱相反方向生長的典型柱狀樹枝晶組織；圖2c為堆焊層內(nèi)部焊縫層與層之間界面附近的組織形貌，可以看出堆焊層內(nèi)部仍主要為柱狀樹枝晶組織，但由于焊接上層焊縫的過程中對下層焊縫造成了局部的稀釋，并且起到了一定的回火作用，故下層焊縫樹枝晶的取向并非完全一致。

圖2 HIP前基體及堆焊層金相（OM）組織

熱等靜壓后基體及堆焊層的金相組織如圖3所示，可見經(jīng)HIP處理后不銹鋼基體中晶粒迅速長大，晶粒度由原來的六級轉(zhuǎn)變?yōu)槎?；堆焊層?nèi)部的枝晶組織和焊縫層與層之間界面消失，均轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅艿膴W氏體晶粒，堆焊層內(nèi)部晶粒大小較為均勻且晶粒取向較為一致。

圖3 HIP后基體及堆焊層金相（OM）組織

HIP前后堆焊層XRD衍射分析結(jié)果如圖4所示，可以發(fā)現(xiàn)HIP前后堆焊層試樣衍射角2θ基本不變，說明堆焊層經(jīng)過HIP后主要的相組成沒有發(fā)生變化，均為γ-Ni(Cr,Fe)固溶體。但是HIP后XRD衍射圖譜中在晶向指數(shù)[220]處的衍射峰值明顯強于HIP前XRD衍射圖中在該晶向處的衍射峰值，說明HIP后堆焊層內(nèi)部的晶粒取向發(fā)生變化，具有了一定程度的擇優(yōu)取向。

圖4 HIP前后堆焊層X射線衍射圖譜

由于Inconel 690合金中除Ni、Cr、Fe外，其他元素的含量較低，故可能在晶間及晶內(nèi)形成數(shù)量很小的其它相，只是在XRD圖譜中不能反映出來。如圖5和圖6所示HIP前后堆焊層SEM微觀組織形貌，為了進一步分析堆焊層中的相組成，對HIP前后堆焊層中的局部區(qū)域進行點能譜分析，分析結(jié)果分別見表2和表3。

圖5 HIP前堆焊層SEM微觀組織

表2 HIP前堆焊層相應(yīng)位置EDS分析結(jié)果（原子分數(shù)，%）

由HIP前Inconel 690合金堆焊層XRD衍射圖以及堆焊層局部點能譜分析結(jié)果可知，堆焊層樹枝晶主要由γ-Ni(Cr，F(xiàn)e)固溶體組成，同時還含有少量富Nb相在枝晶間形成偏析。

圖6 HIP后堆焊層SEM微觀組織

表3 HIP后堆焊層相應(yīng)位置EDS分析結(jié)果（原子分數(shù)，%）

由經(jīng)HIP處理后堆焊層XRD衍射圖以及堆焊層內(nèi)部點能譜分析可知，堆焊層經(jīng)HIP處理后主要由γ-Ni(Cr，F(xiàn)e)固溶體組成，晶界處由大量的Cr23C6相和少量富Nb相組成，同時晶粒內(nèi)部分布有許多白色顆粒狀的富Nb相以及暗灰色顆粒狀的Cr2Ni3相，這是因為堆焊層在HIP后的爐冷過程中晶界處會有碳化物和雜質(zhì)相析出，同時，堆焊層經(jīng)HIP處理后γ-Ni(Cr，F(xiàn)e)固溶體中有Cr2Ni3相析出。

2.2 HIP前后堆焊層性能分析

2.2.1 HIP前后堆焊層的硬度分析

HIP前后不銹鋼基體至Inconel 690合金堆焊層顯微硬度曲線如圖7所示，可以看出堆焊層的硬度均明顯高于基體的硬度；且經(jīng)HIP后基體及堆焊層的硬度均有明顯的下降。HIP前不銹鋼基體的顯微硬度約為185~190HV，堆焊層的硬度約為240~245HV；HIP后基體的顯微硬度約為145~150HV，堆焊層的硬度約為185~190HV。這是由于不銹鋼基體經(jīng)HIP后，晶粒均顯著變大，晶界就會相應(yīng)地減少，對位錯的阻礙作用也會減弱，從而其硬度就會降低。堆焊層經(jīng)HIP后內(nèi)部晶粒由于取向發(fā)生變化而具有了一定程度的擇優(yōu)取向，位錯由此發(fā)生了運動，纏結(jié)的位錯重新組合，導(dǎo)致位錯密度下降[9]；與此同時，堆焊層內(nèi)部的焊接殘余應(yīng)力也得到了釋放，兩方面的原因綜合致使堆焊層硬度降低。固溶強化是鎳基合金非常重要的一種強化方式[10]，在高溫高壓下，堆焊層內(nèi)部γ-Ni(Cr，F(xiàn)e)固溶體中有合金元素析出形成新的相，致使其固溶強化作用減弱，其硬度也會降低。此外，堆焊層試樣在HIP處理的過程中，整體均勻地受到高溫高壓的作用，很大程度地消除了熔合區(qū)和堆焊層內(nèi)部的成分和組織偏析，促使從基體至堆焊層的硬度梯度的過渡區(qū)變窄，基體和堆焊層中的硬度均勻分布。

圖7 HIP前后堆焊層硬度分布

2.2.2 HIP前后堆焊層耐蝕性分析

圖8示出HIP前后Inconel 690合金堆焊層在3.5%的NaCl溶液中的電化學(xué)阻抗譜。容抗弧的大小與材料的耐腐蝕性有關(guān)，容抗弧半徑越大，材料的耐蝕性越好。由圖8可知，HIP前后堆焊層在3.5%的NaCl溶液中的阻抗均表現(xiàn)為一個單一的容抗弧，HIP前試樣的容抗弧半徑大于HIP后試樣的容抗弧，表明HIP前的試樣在3.5%的NaCl溶液中生成的鈍化膜具有更好的保護性，鈍化膜中發(fā)生的過程是離子轉(zhuǎn)移過程，堆焊層試樣的腐蝕過程為Cl-在鈍化膜中的傳輸過程[11-12]。采用如圖9示出的等效模擬電路對Nyquist曲線進行擬合[13-15]，表4為擬合后的結(jié)果。溶液電阻為，電荷轉(zhuǎn)移電阻為。生成鈍化膜的粗糙度等引起的彌散效應(yīng)必須要考慮到，因此純電容原件C在等效電路中常用Q來代替，彌散效應(yīng)的程度用表示（0<<1），值越大越接近于純電容。

圖8 HIP前后堆焊層在3.5% NaCl溶液中的Nyquist曲線

圖9 等效模擬電路

表4 等效電路模擬結(jié)果

HIP前后兩種試樣的Nyquist曲線對應(yīng)的模擬電路的各元件參數(shù)值見表4。R值越小，表明鈍化膜的電荷轉(zhuǎn)移電阻越小，耐蝕性越差；可以看出經(jīng)HIP后試樣的耐蝕性變差。主要是由于經(jīng)HIP后，堆焊層內(nèi)部晶界處有大量Cr23C6相析出，在晶界處形成了貧Cr區(qū)，從而導(dǎo)致堆焊層的耐蝕性變差。

3 結(jié)論

（1）應(yīng)用TIG堆焊結(jié)合優(yōu)化的工藝參數(shù)可以實現(xiàn)Inconel 690合金在347不銹鋼表面的有效堆焊，且堆焊層不存在明顯缺陷。

（2）HIP前堆焊層組織主要為固溶大量Cr元素的樹枝晶γ-Ni(Cr，F(xiàn)e)固溶體組成，同時還有少量的富Nb相在枝晶間形成偏析；HIP后堆焊層內(nèi)部取向雜亂的枝晶組織均轉(zhuǎn)變?yōu)橹旅芫鶆虻膴W氏體晶粒，堆焊層內(nèi)部組織為包含少量的Cr2Ni3相的γ-Ni(Cr，F(xiàn)e)固溶體，晶界處分布有大量的Cr23C6相和少量富Nb相。

（3）堆焊層經(jīng)HIP處理后內(nèi)部晶粒因取向發(fā)生變化而具有一定程度的擇優(yōu)取向，致使位錯密度下降以及晶粒內(nèi)部固溶的合金元素的析出，故堆焊層的硬度明顯下降。

（4）HIP后堆焊層內(nèi)部晶界處有大量Cr23C6相析出，在晶界處形成了貧Cr區(qū)，導(dǎo)致堆焊層的耐蝕性變差。

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Influence of Hot Isostatic Pressing on Structure and Properties of Inconel 690 Alloy Surfacing Layer

CHE Hongyan1, CHEN Feng2, LI Yafan3

(1. Advanced Technology & Materials Co., Ltd., Beijing, 100081, China;2. Lanzhou University of Technology, Lanzhou 730050, China;3. Harbin Electric Power Equipment Company Limited, Harbin 150000, China)

Inconel 690 alloy was deposited on the surface of 347 stainless steel by using TIG surfacing technology, and a part of specimen was taken to be treated by Hot Isostatic Pressing (HIP) treatment under the pressure of 150 MPa at 1120℃ for 2 hours with furnace cooling. The microstructures, microhardness and electrochemical behaviors of Inconel 690 alloy surfacing layer before and after HIP process were investigated by optical microscope(OM), scanning electron microscopy(SEM) with energy dispersive spectroscopy (EDS), X-Ray diffractometer(XRD), microhardness tester and electrochemical impendence spectroscopy(EIS), respectively. The results showed that the metallographic structures of the surfacing layer are dendrites which is mainly consisted of Cr element rich γ-Ni,Fe solid solution, a small amount of Nb-rich phase segregated in dendrites before HIP. After HIP, the dendritics are transformed into dense and uniform austenitic grains, and the γ-Ni,Fe(Cr) solid solution with some precipitated Cr2Ni3phase; Also, a large number of Cr23C6phase and a small amount of Nb-rich phase can be found at the grain boundary. The microhardness of the surfacing layer varied from 240 HV to 245 HV, greater than that of the substrate(185～190 HV), but both the microhardness of them have a significant decline after HIP. The impendence value of the surfacing layer after HIP is smaller than that before HIP in 3.5% NaCl solution, which demonstrated the corrosion resistance of the surfacing layer became worse by HIP treatment.

surfacing layer; hot isostatic pressing; microstructure; microhardness; corrosion resistance

TM304

A

1000-3983(2017)02-0007-05

2016-10-21

車洪艷（1977-），2008年畢業(yè)于蘭州理工大學(xué)，現(xiàn)從事熱等靜壓方面的研究，博士，高級工程師。

審稿人：李景