黃衛(wèi)東 伍建文 蘆麗莉 潘學(xué)榮

摘要：針對(duì)Inconel 690/321不銹鋼異種金屬多層多道焊接中可能出現(xiàn)裂紋、未焊透、未熔合等缺陷，并伴隨出現(xiàn)劣化組織，導(dǎo)致接頭性能降低的問(wèn)題，通過(guò)金相組織分析、化學(xué)成分分析和顯微硬度測(cè)試，開展了異種金屬焊接接頭組織與性能研究。結(jié)果表明：各區(qū)域均為正常的焊接組織，無(wú)明顯的焊接缺陷，劣化區(qū)中有TiC，但接頭硬度整體偏低，塑性良好;在多層多道焊過(guò)程中，后道層對(duì)前道層焊縫區(qū)的回火作用改善了組織，性能未受明顯影響。

關(guān)鍵詞：Inconel 690;321不銹鋼;異種金屬焊接;組織;性能

中圖分類號(hào)：TG457.11 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A 文章編號(hào)：1001-2303（2020）07-0141-06

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.07.22

0 前言

氬弧焊因焊接穩(wěn)定、熱量集中、弧柱溫度高、焊接生產(chǎn)效率高、電極損耗小、操作方便、成本低廉等諸多優(yōu)點(diǎn)被廣泛應(yīng)用于核電設(shè)備制造、特種設(shè)備維修等實(shí)際工程中[1]。我國(guó)自主研發(fā)的某型號(hào)小堆中，兩個(gè)關(guān)鍵設(shè)備的連接正是由Inconel 690合金與321不銹鋼異種金屬焊接完成的。該焊接結(jié)構(gòu)屬于大尺寸環(huán)形端接的特殊結(jié)構(gòu)，焊縫采用自動(dòng)添絲氬弧焊連續(xù)施焊365°，經(jīng)由100余道層焊接完成。

因多層多道焊，加之異種金屬的冶金不連續(xù)和熱物理性能差異性等問(wèn)題，焊接過(guò)程中接頭易產(chǎn)生裂紋、未焊透、未熔合等缺陷，伴隨出現(xiàn)較差的微觀組織，導(dǎo)致接頭性能降低。由于該焊接接頭結(jié)構(gòu)在工程應(yīng)用中長(zhǎng)期處于熱、力、輻照及冷卻劑循環(huán)腐蝕的復(fù)雜工況環(huán)境下，往往是系統(tǒng)及設(shè)備的薄弱部位，焊接過(guò)程中產(chǎn)生的微觀缺陷很可能隨著接頭在實(shí)際運(yùn)行中擴(kuò)大，繼而導(dǎo)致結(jié)構(gòu)出現(xiàn)破壞性缺陷。然而，目前關(guān)于Inconel 690合金與321不銹鋼異種金屬氬弧焊接的研究較少，大多數(shù)都是單一地研究Inconel 690合金或者321不銹鋼氬弧焊組織與性能。文中對(duì)該異種金屬氬弧焊接接頭組織與性能開展研究，為該接頭的工藝優(yōu)化以及在未來(lái)工程的應(yīng)用提供實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 試件及焊接工藝

采用與實(shí)際工程一致的材料、結(jié)構(gòu)和工藝制造試件。試件由兩個(gè)大型設(shè)備端接而成，其材料分別是321奧氏體不銹鋼和Inconel 690合金，焊縫填充材料為鎳基690類焊材ERNiCrFe-7A，焊縫結(jié)構(gòu)如圖1所示。焊縫及其附近為一環(huán)形結(jié)構(gòu)，外徑約為323 mm，內(nèi)徑約為215 mm，坡口角度約20°，深度約為30 mm。

采用手工氬弧焊打底與全自動(dòng)TIG焊結(jié)合的焊接方式。手工氬弧焊的工藝參數(shù)為：焊接電流100～150 A，背保氣流量為（10～25）×2 L/min，焊槍氣壓0.20～0.40 MPa，焊絲直徑φ2.0 mm;全自動(dòng)TIG焊工藝參數(shù)如表1所示，焊絲直徑為φ1.0 mm。焊接順序?yàn)閺纳贤驴囱仨槙r(shí)針?lè)较颍?道焊縫為手工打底焊，其余道焊縫為全自動(dòng)TIG焊，共計(jì)112道。采用XRD方法測(cè)試試件表面殘余應(yīng)力，并與ANSYS有限元模擬結(jié)果進(jìn)行對(duì)比。

2 試驗(yàn)過(guò)程

對(duì)試件進(jìn)行取樣、磨樣、拋光、浸蝕，在金相顯微鏡下進(jìn)行金相檢驗(yàn)。

（1）取樣。從焊接件切割出1個(gè)寬30 mm的完整截面作為試樣，包括母材基體、熱影響區(qū)和焊縫。切割中保持冷卻，防止試樣過(guò)熱，試樣表面粗糙度（Ra）加工至0.8 μm（▽7）。

（2）磨樣。制備顯微磨片的試樣表面首先經(jīng)過(guò)120#～1200#金相水磨砂紙研磨，研磨時(shí)需注意用水冷卻，避免磨面過(guò)熱。在制備顯微磨片時(shí)，試樣被檢驗(yàn)表面的邊緣應(yīng)不倒圓角。

（3）拋光。用拋光劑對(duì)研磨后的試樣進(jìn)行拋光至光亮無(wú)痕，去除細(xì)微磨痕及表面變形層，在100倍金相顯微鏡下觀察無(wú)任何細(xì)微磨痕。然后用清水沖洗干凈，熱風(fēng)吹干。

（4）浸蝕。選用10%草酸水溶液，電壓2～6 V、電流0.05～0.3 A/cm2對(duì)試樣截面浸蝕，陰極采用不銹鋼板。

3 金相檢驗(yàn)

奧氏體不銹鋼321與鎳基合金690母材的組織照片如圖2所示?？梢钥闯觯瑑蓚?cè)母材組織均為正常的奧氏體組織，晶界清晰完整，且?jiàn)W氏體組織有一端終止于晶內(nèi)的不完全退火孿晶，鎳基合金組織發(fā)現(xiàn)有貫穿晶內(nèi)的完整退火孿晶。

奧氏體不銹鋼321與鎳基合金690異種金屬熔敷區(qū)金相組織如圖3所示。可以看出，異種金屬焊接熔敷區(qū)組織以柱狀晶為主，為典型的鑄態(tài)組織，晶界清晰，晶粒均勻細(xì)小，且未發(fā)現(xiàn)裂紋、氣孔、未熔合等焊接缺陷。

異種金屬焊接接頭不銹鋼側(cè)熱影響區(qū)金相組織如圖4所示?？梢钥闯觯瑹嵊绊憛^(qū)組織與其基體相比，晶粒有明顯的長(zhǎng)大現(xiàn)象，且受熱長(zhǎng)大晶粒數(shù)量較多，粗晶與細(xì)晶相互混合。

異種金屬焊接接頭不銹鋼側(cè)熔合區(qū)金相組織如圖5所示。經(jīng)觀察可知，無(wú)裂紋、氣孔、未熔合和未焊透缺陷，未見(jiàn)明顯缺陷組織，但是沿熔合線發(fā)現(xiàn)絮狀析出物，形成一條明顯的析出帶。

4 元素成分分析

經(jīng)觀察接頭不同位置的金相組織，發(fā)現(xiàn)奧氏體不銹鋼側(cè)熱影響區(qū)存在絮狀物。為探究該絮狀物成分，分別選取不銹鋼側(cè)焊縫區(qū)15個(gè)點(diǎn)（其中4～10號(hào)位于熔合線上）和析出帶上7個(gè)點(diǎn)（除6號(hào)點(diǎn)外均位于絮狀物處）在SEM（掃描電鏡）下進(jìn)行觀察，如圖6、圖7所示。

由圖6、圖7可知，奧氏體不銹鋼側(cè)熔合線組織為典型的柱狀晶，向焊縫中心生長(zhǎng)，焊縫與母材熔合良好。焊縫區(qū)15個(gè)點(diǎn)位和析出帶7個(gè)點(diǎn)位的成分偏低的Ti和Mn元素成分比例如圖8所示，成分偏高的Cr、Fe、Ni元素成分比例如圖9所示。

由圖8、圖9可知，熔合線側(cè)兩側(cè)各元素成分變化趨勢(shì)為：（1）從熔敷區(qū)到熱影響區(qū)，Mn、Ti、Fe元素成分比例呈現(xiàn)不斷增加趨勢(shì)，Cr、Ni元素成分比例呈現(xiàn)不斷降低趨勢(shì);（2）Mn、Ti、Cr變化速率較為緩慢，F(xiàn)e、Ni變化速率較快;（3）所有元素成分比例的梯度變化最為顯著的點(diǎn)在4～10號(hào)之間，即熔合線上;（4）不在絮狀物上的6號(hào)點(diǎn)Ti元素明顯低于其他點(diǎn)，絮狀物質(zhì)Ti含量明顯偏高，高于不銹鋼常量元素Ti的比例。

分析上述現(xiàn)象的原因：（1）由于原先的焊材與母材的Ti、Cr、Mn、Fe、Ni元素存在明顯的元素濃度差，在焊接高溫熔池環(huán)境下，熔合線兩側(cè)的異種金屬間具有明顯化學(xué)成分濃度差的活潑元素就發(fā)生從高濃度向低濃度遷移的現(xiàn)象，321不銹鋼中的較高含量的Mn、Ti、Fe元素向焊縫遷移，而焊縫中較高含量的Cr、Ni元素向母材遷移，因而導(dǎo)致從1～15號(hào)點(diǎn)位Mn、Ti、Fe元素成分比例呈現(xiàn)不斷增加趨勢(shì)，Cr、Ni元素成分比例呈現(xiàn)不斷降低趨勢(shì)。（2）又由于ERNiCrFe-7A焊材與321不銹鋼異種材料間Mn、Ti、Cr元素比例成分差異不足1倍，而Fe、Ni元素比例成分差異達(dá)5～8倍，較高的元素濃度差導(dǎo)致元素遷移速率更快，因此在變化速率上Mn、Ti、Cr較為緩慢，而Fe、Ni較快。（3）在焊接加熱過(guò)程中，熔合線是焊材與母材熔化混合的區(qū)域，屬于液、固兩相之間，以鐵基為主的321不銹鋼和以鎳基為主的690合金在熔合線處互熔，兩種材料成分比例平均分配，因此所有元素成分比例的梯度變化最顯著點(diǎn)位于熔合線上。（4）Ti元素偏析，部分聚集于絮狀物上。

5 性能分析

熔合線靠近母材一側(cè)有析出帶，熔合線為整個(gè)接頭最易發(fā)生脆性斷裂的部位，通過(guò)測(cè)定接頭各個(gè)區(qū)域的硬度，分析接頭的性能狀況。

檢測(cè)顯微硬度的儀器為日本的FM-700，測(cè)試鉆頭載荷500 gf，鉆頭下壓時(shí)間10 s，最終打出對(duì)角線約長(zhǎng)62.33 μm的正方形，不同位置的測(cè)試及所測(cè)數(shù)據(jù)如圖 10～圖 14所示。

由圖可知，不銹鋼母材的硬度約為212 HV，焊縫中心的硬度約為189 HV，析出帶的硬度約為221 HV，熔合線靠近熔敷區(qū)的硬度約為198 HV，從焊縫中心到析出帶的硬度總體上呈遞增趨勢(shì)。分析以上數(shù)據(jù)可得出：（1）熔敷區(qū)的硬度整體小于不銹鋼母材的硬度;（2）從焊縫中心到析出帶總體上硬度呈遞增的趨勢(shì);（3）析出帶的硬度略高于不銹鋼母材以及熔敷區(qū)。

分析出現(xiàn)以上結(jié)果可能的原因：

（1）通常鎳基合金的硬度應(yīng)大于鐵基的不銹鋼，但是焊縫組織在退火再結(jié)晶階段會(huì)發(fā)生硬度和強(qiáng)度大幅降低、塑性提高的現(xiàn)象[3]，并且在多層多道焊過(guò)程中，后道層對(duì)前道層焊縫區(qū)的回火作用改善了焊縫組織，降低了硬度，因而焊縫硬度小于不銹鋼母材的硬度。

（2）原先焊材的C含量為0.01%，321不銹鋼的C含量為0.08%，濃度差近7倍，在焊接熔融過(guò)程中發(fā)生C元素的遷移，大量C元素從321不銹鋼側(cè)遷移到靠近到焊縫，導(dǎo)致焊縫中心到析出帶總體上硬度呈現(xiàn)遞增趨勢(shì)[4]。

（3）析出帶絮狀物質(zhì)的Ti元素濃度較高，C元素在遷移過(guò)程中處于氬氣氣氛中，由于鎢極火花放電產(chǎn)生的高溫，C作為還原劑，與Ti發(fā)生了合成反應(yīng)生成了微小的球型TiC化合物[5]。

盡管在接頭劣化區(qū)生成了導(dǎo)致接頭變硬、塑性降低的劣化物質(zhì)TiC，但焊縫區(qū)組織正常，析出帶硬度約為220 HV，整個(gè)接頭硬度分布在180～230 HV，硬度偏低，塑性良好，表明了多層多道焊過(guò)程中，后道層對(duì)前道層焊縫區(qū)的回火作用改善了組織，性能未受明顯影響。

6 結(jié)論

（1）焊接接頭母材組織均為奧氏體組織，并且伴有孿晶;焊縫區(qū)以柱狀晶為主，為典型的鑄態(tài)組織;不銹鋼側(cè)熔合線附近有絮狀析出物;熱影響區(qū)有明顯的晶粒長(zhǎng)大現(xiàn)象;焊縫區(qū)均無(wú)裂紋、未焊透、氣孔等缺陷。

（2）不銹鋼母材的硬度約為212 HV，焊縫中心的硬度約為189 HV，不銹鋼側(cè)的熔合線硬度約為198 HV。

（3）熔敷區(qū)的硬度整體小于不銹鋼母材的硬度，從焊縫中心到熔合線總體上呈現(xiàn)硬度遞增的趨勢(shì)，熔合線的硬度略高于不銹鋼母材以及熔敷區(qū)。

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