0.   引言

深海油氣鉆采管道及閥門等零部件多采用合金鋼材料,通過在其表面或內壁制備防護涂層以滿足使用要求[1]。Inconel 625合金作為一種海洋防腐涂層材料,具有優異的耐氧化、還原介質腐蝕性能,可滿足海洋油氣鉆采及輸送設備的耐腐蝕要求[2]。近年來,電弧堆焊[3-4]、等離子弧堆焊[5]以及激光熔覆[6-8]等技術常被用于在鐵基材料表面制備Inconel 625合金涂層,其中非熔化極惰性氣體鎢極保護電弧焊（TIG）因效率高、工藝穩定、成本低而在工業生產過程中得到廣泛應用[9]。在堆焊冶金過程中,基材中的鐵元素會擴散進入Inconel 625合金堆焊層,顯著降低堆焊層的耐腐蝕性能,影響堆焊層質量。因此,控制堆焊層鐵元素的含量,即控制稀釋率是優化堆焊工藝的核心問題。 

研究[10-13]表明,在TIG堆焊Inconel 625合金時,焊接電流超過180 A和焊接速度超過150 mm·min−1（即較大的熱輸入）條件下能獲得良好的堆焊成形。然而,較大的熱輸入容易引起較高的稀釋率,且不符合節能、高效的工藝生產需求。熱輸入受焊接電流、電壓和焊接速度影響,通過降低焊接電流來減小熱輸入時還需考慮電壓和焊接速度的協同影響。此外,脈沖TIG工藝可以在較低熱輸入下保證良好的成形質量[14]。作者使用ERNiCrMo-3合金焊絲,在低電流（峰值/基值電流為160 A/95 A）和不同焊接速度條件下采用熱絲脈沖TIG工藝在AISI 4130鋼表面制備Inconel 625合金堆焊層,研究了工藝參數對堆焊層成形及顯微組織的影響,為Inconel 625合金的增材制造提供理論和技術支持。 

1.   試樣制備與試驗方法

基材采用AISI 4130熱軋鋼板,化學成分（質量分數/%,下同）為0.80~1.10Cr,0.15~0.25Mo,0.28~0.33C,0.40~0.60Mn,0.15~0.30Si,0.04S,0.035P,余Fe；焊絲采用進口ERNiCrMo-3合金焊絲,化學成分為20.0~23.0Cr,8.0~10.0Mo,3.15~4.15Nb,≤5.0Fe,≤0.4Al,≤0.4Ti,≤0.1C,≤0.5Mn,≤0.5Si,≤0.015S,≤0.02P,≤0.5其他元素,余Ni。 

設計低電流（峰值/基值電流為160 A/95 A）堆焊工藝,探討成形可行性及不同焊接速度對堆焊層成形質量的影響規律,并以高電流（峰值/基值電流為190 A/110 A）條件下的堆焊層作為對照。兩種電流條件下的工藝參數如表1所示,送絲速度均為210 cm·min−1,焊接電壓根據鎢針到基板的距離（3 mm）及焊接速度由設備自動控制在11.5 V±0.5 V。由于電壓波動范圍較小,試驗時默認焊接電壓恒定。按照上述參數,采用WSM-315D型直流鎢極氬弧焊機搭配半自動TIG焊接小車、自動送絲系統、熱絲系統以及基板預熱系統在鋼板表面制備單道堆焊層,堆焊前將基板預熱至200 ℃,通過熱絲電源（熱絲電流40 A,電壓9.5 V）在焊接瞬間接通預熱焊絲。采用單道堆焊確定的堆焊工藝參數（峰值/基值電流為160 A/95 A、焊接速度為240 mm·min-1)進行3層10道搭接試驗,搭接率為30%。 

采用電火花線切割機在成形較好的堆焊層部位取樣分析。金相試樣經過鑲嵌、研磨和拋光后,用質量分數為10%的草酸溶液進行電解腐蝕,采用DM2700M型光學顯微鏡（OM）觀察顯微組織,用配套軟件測量堆焊層寬度、高度及熔深。采用Hitachi TM-3000型掃描電子顯微鏡（SEM）觀察微觀形貌,用附帶的X-stream-2型能譜分析儀（EDS）進行微區成分分析。采用HXS-1000AY型顯微維氏硬度計測試截面硬度,沿深度方向每隔0.2 mm取點測試,相同深度測3個點取平均值,載荷均為0.98 N,保載時間均為15 s；在距表面1.05 mm深度處,每隔0.2 mm取點測試,取平均值,以此作為堆焊層的顯微硬度。 

2.   試驗結果與討論

2.1   工藝參數對堆焊成形的影響

由圖1可知：不同工藝參數下的單道堆焊層的表面成形均較好,堆焊層連續度較高,表面及焊趾均未觀察到明顯的飛邊、夾渣及缺陷；隨著焊接速度的降低,堆焊層寬度增加,熱影響區增大；相比于高電流條件下,低電流條件下的堆焊層較窄,堆焊層表面粗糙度更大。隨著焊接電流的增大,作用于焊材及工件上的電弧力和熱輸入均增大：一方面,熱輸入增大使得熔池范圍增加,即堆焊層寬度增大；另一方面,熔池在電弧攪拌及熱作用下混合得更加均勻,堆焊層成形更加均勻,飛濺減少,表面更加平滑。 

圖  1  不同焊接速度、不同峰值/基值電流下堆焊層表面的宏觀形貌

Figure  1.  Surface macromorphology of cladding layer under different welding speeds and different peak/base currents

由圖2可知,不同工藝參數下的堆焊層均出現明顯的渦狀形貌。這是由于熔池內部在熱對流和電弧攪拌作用下,中心的高溫液體因熱膨脹由邊緣向上流動,而邊緣的低溫液體由中心向下流動,形成渦流結構；此外,隨著電弧的移動,熔池前端的液態金屬因來不及凝固而向后流動,補充至熔池后端,但在重力的影響下繼續向兩側流淌,最終在堆焊層頂部形成渦狀結構。堆焊層下端并未呈現標準的圓弧形,這與送絲位置在中心而絲材直徑小于電弧寬度有關。對比可知,較低電流下的堆焊層弧形輪廓半徑較小。 

圖  2  不同焊接速度、不同峰值/基值電流條件下堆焊層截面的OM形貌

Figure  2.  OM morphology of cladding layer cross-section under different welding speeds and different peak/base currents

熔深與堆焊層高度的比值反映母材稀釋率的大小。由圖3可知：隨著焊接速度的增加,不同峰值/基值電流下堆焊層的寬度以及熔深均呈降低趨勢,低電流下的堆焊層高度及熔深與高度之比均呈先降后升的趨勢,其中熔深與高度之比最大降幅達16%；高電流下堆焊層高度呈降低趨勢,熔深與高度之比先保持穩定,當焊接速度達到300 mm·min－1時下降。與高電流條件相比,較低電流下堆焊層各尺寸隨焊接速度的變化幅度更明顯,這主要是由于焊接電流降低,焊接速度對熱輸入的影響權重增大,即相比于高電流條件下,低電流條件下相同的焊接速度變化量對整體熱輸入的影響量更大,從而導致熔池尺寸變化幅度大。較低電流下堆焊層的寬度和熔深以及熔深與高度之比更低,堆焊層的高度更高。這主要是由于在較低電流作用下,電弧對母材的穿透作用明顯下降,絲材熔化后大量堆積在表面,形成高且窄的堆焊層。 

圖  3  不同焊接電流下堆焊層寬度、高度、熔深以及熔深與高度之比隨焊接速度的變化曲線

Figure  3.  Width (a), height (b), depth of fusion (c) and ratio of depth of fusion to height (d) vs welding speed curves of cladding layer

2.2   工藝參數對單道堆焊層顯微組織的影響

由圖4可知：不同工藝參數下堆焊層截面近熔池底部界面的組織均以平面晶為主,遠離熔池底部的組織均以胞狀晶、胞狀樹枝晶為主；隨著焊接速度的降低（熱輸入增大）,平面晶區范圍逐漸擴大,胞狀晶長度增加,并向柱狀晶或胞狀樹枝晶發展。熔池底部與母材緊密接觸,散熱好,溫度梯度大,同時結晶速率慢,因此形成了平面晶；隨著距熔池底部距離增大,溫度梯度減小,結晶速率增大,結晶形態發生改變。隨著焊接速度的降低,冷卻速率降低,結晶速率也降低,故平面晶得到更充分的發展,同時胞狀晶也得到充分發展成為柱狀或胞狀樹枝晶。對比可知：低電流下堆焊層截面近表面的組織以胞狀晶和胞狀樹枝晶為主,隨著焊接速度的降低,晶粒向胞狀晶發展；高電流下堆焊層組織以胞狀樹枝晶為主,隨著焊接速度的降低,晶粒變得粗短。這是由于低電流時冷卻速率快,液相溫度以上的停留時間縮短,不利于胞狀樹枝晶的發展；隨著焊接速度的降低,近表面層冷卻速率減慢,平行于焊接方向的散熱速率逐漸與垂直于表面由內至外的散熱速率接近,晶粒不再由內至外生長,而是朝各個方向均勻生長。 

圖  4  不同焊接電流、不同焊接速度下堆焊層截面近表面和近界面處的顯微組織

Figure  4.  Microstructure near surface (a, c) and near interface (b, d) of cladding layer cross-section underdifferent welding currents and different welding speeds

2.3   多道多層堆焊層組織和硬度

由圖5可知,3層10道堆焊層連續、致密,并且與基材結合良好,未發現明顯的孔洞、裂紋等缺陷。 

圖  5  3層10道堆焊層試樣截面的OM形貌

Figure  5.  OM morphology of cross-section of three-layer ten-pass cladding layer specimen

由圖6和表2可知：3層10道堆焊層搭接界面存在不同方向的樹枝晶,這與多道搭接過程中最快散熱方向有關；堆焊層/基材界面存在連續的平面晶中間層,在堆焊層一側主要為柱狀晶或樹枝晶,并且堆焊層一側組織中存在較多的析出物；由基材向堆焊層方向,鐵元素的質量分數由位置1處的86.55%下降到位置6處的8.09%,而其他合金元素的含量增加,其中鎳元素含量增長最快；堆焊層中存在白色顆粒狀物質（位置5）,經過EDS分析可知該白色顆粒狀物質富含鈮和鉬,推測為Laves相[15]。 

圖  6  3層10道堆焊層搭接界面和堆焊層/基材界面的SEM形貌

Figure  6.  SEM morphology of overlap interface (a) and cladding layer/base metal interface (b) of three-layer ten-pass cladding layer

由圖7可知：3層10道堆焊層截面近表面處的硬度較高（大于280 HV）,隨著深度的增加,硬度先降低（低于250 HV）后升高；從堆焊層/基材界面到熱影響區的硬度不斷提高（大于300 HV）。堆焊層顯微硬度在（280±20） HV,硬度較高且分布不均勻,后續需要進行退火處理。由圖8可知,熱影響區在快速冷卻的過程中產生了較多的板條馬氏體組織,故該區域的顯微硬度增加。 

圖  7  3層10道堆焊試樣截面顯微硬度分布

Figure  7.  Microhardness distribution on cross-section of three-layer ten-pass cladding sample

圖  8  3層10道堆焊試樣熱影響區的顯微組織

Figure  8.  Microstructure of heat affected zone of three-layer ten-pass cladding sample

3.   結論

（1）隨著焊接速度的增加,低電流條件下堆焊層的寬度和熔深降低,高度及熔深與高度之比先降后升,熔深與高度之比的最大降幅達16%。低電流條件下堆焊層的寬度、熔深及熔深與高度之比低于高電流條件下,堆焊層高度高于高電流條件下。低電流、低焊接速度可獲得窄且高,稀釋率低的堆焊層。 

（2）低電流條件下堆焊層截面近熔池底部界面的組織以平面晶為主,遠離熔池底部的組織以胞狀晶、胞狀樹枝晶為主,近表面的組織以胞狀晶和胞狀樹枝晶為主；隨著焊接速度的降低,近溶池底部界面的平面晶區范圍逐漸擴大,遠離熔池底部的胞狀晶長度增加,并向柱狀晶或胞狀樹枝晶發展,近表面的晶粒向胞狀晶發展。 

（3）在峰值/基值電流160 A/95 A、焊接速度240 mm·min−1和搭接率30%條件下制備的3層10道堆焊層連續、致密且界面無裂紋,顯微硬度在（280±20） HV,堆焊后需要進行退火處理以降低硬度。

文章來源——材料與測試網