張玉碧，楊曉亮，趙晨旭，張煊旸

(1. 河南工程學院 電氣信息工程學院， 鄭州, 451191；2. 重慶材料研究院有限公司 重慶 400707)

0 引 言

隨著可開采的陸地、淺層、優(yōu)質(zhì)油氣資源不斷減少，化石能源開發(fā)方向正逐漸由陸地轉向海洋、淺層轉向深地、優(yōu)質(zhì)油氣資源轉向含有CO2、H2s、Cl-等強腐蝕介質(zhì)的油氣資源，如川東北普光、羅家寨等氣田[1]。含硫油氣開發(fā)環(huán)境具有高溫、高壓、高腐蝕特點，工程用鉆桿、鉆鋌和連接件等關鍵部件對材料提出極高的要求，鎳基合金因具有高強度、耐高溫和高耐蝕等特點，尤其是高溫高壓下具有較好的抗應力腐蝕性能，成為國內(nèi)外高含硫油氣工程的主要用材之一[2]。GH925合金(國際編號UNS N09925)作為一種國產(chǎn)化Ni-Fe-Cr基合金，合金通過添加Mo、Cu、Al、Ti等沉淀強化元素，Ti、Al、Nb元素與Ni結合，經(jīng)鍛后直接時效或固溶時效能彌散析出強化相γ′-Ni3(TiAl)和γ″-Ni3(TiAl) 強化合金，極限強度可以達到1 100 MPa[3]；就耐蝕性而言， Ni、Mo、Cu結合使材料在還原性介質(zhì)中具備優(yōu)良的耐蝕性；元素Cr通過形成Cr2O3氧化物保護膜，使合金具有較強的抗氧化性[4]。此外，實驗表明GH925合金在含硫酸性油氣環(huán)境中，具有優(yōu)異的抗硫化物應力腐蝕和應力腐蝕開裂性能[5]。因此，在鉆井裝備(鉆桿、鉆鋌、連接件)、測井儀器(傳感器載體)及井下工具(爪、鉤、掛、套筒等)有著廣泛的應用。

鑒于GH925合金廣泛應用，其焊接性能也是材料加工性能的一個重要方面。由于鎳合金導熱性和熔液流動性差，鎳基合金在焊接過程中會產(chǎn)生一系列問題：(1)S、Si 雜質(zhì)元素與Ni反應形成低熔點Ni-NiS晶間液膜熱裂紋[6]。(2)基體Ni(1 446 ℃)與其氧化物NiO (2090 ℃)熔點差異較大，熔敷金屬流動性差，極易形成夾渣、氣孔和咬邊等缺陷[7]。(3)鎳合金的液相區(qū)狹窄(1 287～1 446 ℃)，過冷產(chǎn)生Laves等低熔點有害相，導致焊接強度下降[8]。

目前，鎳基合金焊接主要還是采用傳統(tǒng)的熔化焊[9-11](包含手工電弧焊、鎢極氣體保護焊(TIG)、熔化極氣體保護焊(MIG)及埋弧焊等)。另外，高能束焊[12-15](激光焊、等離子焊、電子束焊等)、釬焊[16]及擴散焊[19]在一些特殊場合也得到應用。傳統(tǒng)熔化焊由于技術成熟、操作靈活、適應性強、成本較低，應用更為廣泛。在GH925合金國產(chǎn)化工程中，其制備工藝、力學性能、耐腐蝕性等都開展了深入研究[3-4]，但其焊接性能還未有涉及。本實驗采用傳統(tǒng)MIG焊方法，以經(jīng)濟型無藥皮625專用焊絲做熔化極，對GH925合金焊接性能進行研究，為該合金工程化應用提供技術支持。

1 實 驗

1.1 焊接材料

焊接母材選用商用GH925合金，經(jīng)真空熔煉+電渣重熔制得鑄錠，(1 150±10)℃高溫擴散退火與(1 000±10)℃等溫旋轉鍛造水冷后制得鍛棒，經(jīng)過1 000 ℃×2 h固溶爐中冷卻750 ℃×8 h時效強化，空冷。再機加工成φ12 mm×120 mm圓棒，合金原始組織見圖1。試樣磨削成X型漏斗形坡口(見圖2)，并用丙酮清洗備用。采用MIG手工焊接，焊絲采用Special Metal公司開發(fā)的Inconel Filler metal 625合金專用焊絲(參考標準AWS A5.14 ERNiCrMo-3, UNS N06625)，直徑2.4 mm，焊條使用前330 ℃×1h烘干。焊機為國產(chǎn)逆變式直流弧焊/氬弧兩用焊機(中國北京，型號ZX7-400STG)，焊接電流選取50～80 A范圍，焊接道次時間間隔(T=1～2 s)，試驗焊接電流和焊接電壓為一元化控制，焊接電壓無法調(diào)節(jié)。焊接采用氬氣保護，送氣流量為(12±0.5)L/min。焊后試樣經(jīng)打磨、拋光，用甲醇(100 mL)+鹽酸(100 mL)+5 g CuCl2飽和溶液侵蝕30 s，進行組織觀察。母材GH925合金與焊絲625合金的原始成分和力學性能對比分別見表1和表2。

表1 GH925/625合金的化學成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 1 Chemicalcompositions of GH925 and 625 alloys (wt.%)

表2 GH925合金與焊絲625合金的室溫力學性能Table 2 Mechanical properties of GH925 alloy and 625 welding wire (25 ℃)

圖1 GH925合金固溶時效原始組織Fig.1 Original microstructure of GH925 alloy

圖2 焊接坡口示意圖Fig.2 Illustrator of welding groove

1.2 焊接成分設計

由表1可知，基材GH925合金為Ni-Cr-Fe基合金，基體相為奧氏體γ相(Fcc結構)，通過合金化元素Al、Ti、Nb析出合金強化相Ni3(TiAl)(γ′)和Ni3(TiAlNb)(γ″)。其中γ″不穩(wěn)定，在高溫(723.5～879 ℃)轉變?yōu)獒槧罨蚱瑺瞀南郲3](圖1所示)。焊絲625合金為Ni-Cr基固溶合金，基體相也為奧氏體γ相(Fcc結構)，其中原子半徑較大的Nb、Mo元素固溶于基體中引發(fā)晶格畸變，起到釘扎固溶強化作用。625合金成分相對基材925合金而言，元素Ni、Mo、Nb含量增加，F(xiàn)e、Cu、Ti、Al下降。從熱力學角度看，固溶元素Ni、Mo、Cu在合金成分范圍內(nèi)可以互溶，焊接凝固時可以形成奧氏體γ相。Nb含量增加有利于強化相γ″形成，促進δ相析出。焊絲熔合會減少Ti、Al含量，可以適當抑制強化相γ′、γ″和δ相的析出。另外，焊材中增加固溶強化Mo、Nb等元素，還可以提高單相奧氏體焊縫的抗熱裂紋能力，有效抑制GH925合金焊縫多邊化晶界的形成。因此，從成分設計上，焊縫基體相仍為奧氏體γ相，同時有適量強化相析出，獲得力學性能優(yōu)良的焊縫組織。

2 結果與討論

2.1 焊縫組織成分

圖3(a)-(f)給出了試樣在不同焊接電流下宏觀組織和微觀形貌，圖3中黑線為625合金焊縫區(qū)(welding zone, 圖中表示為WZ)和基體(base metal，圖中表示為BM)大致分界線，T表示焊接道次間有1～2 s的時間間隔。由圖中可看出焊縫組織均勻，基體相為奧氏體γ相，有白色析出物，無焊接裂紋、氣孔缺陷，熔合良好。

縱向圖3(a)、(c)、(e)為沒有T時的焊接組織圖，在焊接電流50 A時，較低電流，熱輸入較小，溫差變化較為緩和，冷卻速度較低，熔合區(qū)(FZ)晶粒形態(tài)以平面結晶為主，但晶界處有大量片狀δ相析出。電流增大至65 A時(圖3c)，晶粒邊界的δ相析出減弱，從金相截面看，在晶內(nèi)有白色點狀δ相析出，晶粒形態(tài)可能轉變?yōu)榘麪罹?。焊接電流增加?0 A時，晶界處δ相析出變化不大，但在熔合線兩側出現(xiàn)大量聚集的枝晶狀析出。此時電流變大，過冷度增加，熔池結晶以枝晶析出為主，熔合線附近組織呈現(xiàn)周期帶狀、循環(huán)對流特征。由放大圖可知，WZ晶內(nèi)δ相析出顆粒增大。

相同電流下，焊接電流為50 A+T時(T表示存在道次間時間間隔，下同，圖3(b))，可以清晰看出平面晶晶界，焊縫無明顯析出相。65 A+T時(圖3d)，析出相分布仍細小均勻，沿熔合線靠近BM一側，有少量的δ相聚集析出。80 A+T時(圖3(f))，MZ區(qū)域內(nèi)δ相析出劇烈，同時熔合線靠近BM一側，有δ相呈帶狀大量析出，析出量顯著增強。

圖4給出了析出相的能譜圖，其中point 1和2代表MZ區(qū)白色析出相(見圖3(c)和(e))，point 3和4代表BM區(qū)白色析出相 (見圖3(d)和(f))。從能譜上看，析出相所含元素基本相同，測得的元素含量見表3。由表3可知，析出相主成分為Ni、Cr、Fe 3種元素原子占比分別達到84.73%、85.16%、86.95%、86.0%，其他為微量元素Ti、Al、Nb、Mn、Mo。其中， WZ析出相Nb、Mo含量遠高于BM區(qū)，這與焊絲自身Nb、Mo元素含量較高有關。但從元素Fe分布開看，WZ析出相Fe含量(25%)遠大于625焊絲的原始Fe含量(0.2%)，說明在焊接過程中WZ和BM之間存在大量Fe原子遷移，這與Fe-Ni 之間有較大的固溶度相關。依據(jù)δ相Ni3(TiAlNb)化學式，析出相原子比例并非δ相嚴格計量比化合物，而是一種類似(NiFeCr)17(TiAlNbMnMo)3型復雜化合物。研究認為熔池液相凝固時，Ni晶格點位置換為Fe、Cr原子形成置換固溶體，進而在熱力學上形成一種富NbTiAl類似δ相結構的復雜化合物。這種現(xiàn)象在718鎳基合金焊接中枝晶凝固時也發(fā)現(xiàn)了(NiCrFe)型富Nb 相的析出[15]。

圖3 GH925/625合金焊接接頭橫截面的宏觀-微觀組織圖(WZ: 焊縫區(qū), BM: 基體;Y2: 表示試樣編號, 50 A: 焊接電流, T: 焊接道次間隔時間T=1～2 s)Fig.3 Micro-macro structure of cross section of GH925/625 welded joints (WZ: welding zone, BM: base metal; Y2: sample number, 50 A: welding current, T: welding pass interval time T=1～2 s)

圖4 析出相的能譜成分圖Fig.4 Energy spectrum diagrams of the precipitated phase

表3 能譜測得圖3中各點的成分(at%)Table 3 The composition of each point in Fig.3 measured by EDS (at%)

2.2 焊接力學性能

圖5給出了基體GH925、焊絲625合金和焊縫測得的力學性能，可見在不同焊接電流下，焊縫強度介于925合金與625合金原始強度之間，大電流情況下，焊縫強度超過焊絲原始強度，這與925合金熔合產(chǎn)生的合金化析出強化有關，有效改善了焊縫強度。

圖5 GH925合金與焊材625合金在不同焊接參數(shù)下焊縫的力學性能Fig.5 Mechanical properties of welding film of different welding parameters between of GH925 alloy and filler 625 alloy

從焊接電流上看，從50 A到80 A，隨著電流增大，焊縫的抗拉強度先增大后減小，在65 A時達到最大值。從焊縫組織分析來看，在50 A低電流下，為保證焊材充分熔化，焊接速度較慢，焊接停留時間較長，導致熱影響區(qū)變大(圖3b)，焊縫晶粒較大(圖3(a))，可以看出δ相沿晶界析出物較多，焊縫晶界有多邊化形態(tài)出現(xiàn)(圖3(a))，這對合金強度和塑性都不利。當電流達到65 A時，焊縫的強度達到最大，從組織上看，合金δ析出物形態(tài)表現(xiàn)為顆粒狀，均勻分布于基體材料中，具有明顯的彌散強化效果，當焊接參數(shù)為65 A+T時，接近焊縫位置出現(xiàn)δ析出物聚集析出區(qū)，這與焊接時該區(qū)域在焊槍經(jīng)過時反復加熱，熱影響時間過長導致δ析出物大量析出，但這種細化顆粒狀析出對焊縫強度影響不大，有助于強度的提高(δb達到了830 MPa)，接頭的抗拉強度達到GH925母材的70%，焊絲抗拉強度的1.15倍。當焊接電流達到80 A時，焊接熱能輸入增加，熱影響加大，可以明顯看出熔融組織結晶晶粒增大，靠近熔合線附近形成了枝晶組織；同時晶界處析出物加劇，顆粒聚集長大，這種情況下導致焊縫強度顯著下降。當參數(shù)為80 A+T時，靠近熔合區(qū)2～5 mm處有δ相帶狀析出，這與焊接過程的熱影響溫度密切相關，圖6給出了利用宏觀有限元模型計算得到的焊接過程焊縫橫截面區(qū)域的溫度場分布，可見距離熔合區(qū)2 mm以外，焊縫溫度正處于δ相析出溫度的范圍(723.5～879 ℃)內(nèi)，導致該區(qū)域出現(xiàn)δ相帶狀析出。但對比分析發(fā)現(xiàn)，相同電流強度下，通過增加道次間的時間間隔T，可以有效減小焊接熱影響，增加焊縫強度，獲得更好的焊縫組織。

圖6 焊接過程焊縫橫截面區(qū)域的溫度場分布Fig.6 Distribution of temperature field in a cross section of welding zone

3 結 論

GH925合金采用Inconel Filler 625專用焊絲，得到焊縫無裂紋氣孔缺陷，熔合良好。采用焊接電壓-焊接電流一元化控制的氬氣保護MIG焊接，焊接電流在50～80 A變化時，隨著電流增加，焊縫強度先增加后減小。焊接電流65 A+T(T=1～2 s)，獲得焊縫力學性能最好，最大焊縫抗拉強度達到830 MPa，達到母材強度的70%。在較小焊接電流(50 A)時，低線能量下焊接速率較低，焊縫晶粒增大，晶體形態(tài)以平面晶為主，沿晶界δ相片狀析出增多，有多邊化晶界形態(tài)出現(xiàn)。在65和80 A焊接電流時，沿熔合線靠近GH925母材一側2～3 mm處會出現(xiàn)δ相帶狀劇烈析出區(qū)，經(jīng)焊接溫度場模擬計算該溫區(qū)對應δ相析出溫度范圍，導致δ相大量析出。成分測定表明析出物并非嚴格的計量比化合物，而是一種類似δ相的(NiFeCr)17(TiAlNbMnMo)3型復雜化合物。GH925合金選擇焊接參數(shù)應盡量增大焊接速度，減小焊接電流，焊接道次間有1～2 s時間間隔，有利于減少δ相的帶狀析出，獲得較好的焊接力學性能。