Inconel 690/321不锈钢异种金属焊接接头组织与性能研究

2020-09-10黄卫东伍建文芦丽莉潘学荣

电焊机 2020年7期

黄卫东伍建文芦丽莉潘学荣

摘要：针对Inconel 690/321不锈钢异种金属多层多道焊接中可能出现裂纹、未焊透、未熔合等缺陷，并伴随出现劣化组织，导致接头性能降低的问题，通过金相组织分析、化学成分分析和显微硬度测试，开展了异种金属焊接接头组织与性能研究。结果表明：各区域均为正常的焊接组织，无明显的焊接缺陷，劣化区中有TiC，但接头硬度整体偏低，塑性良好;在多层多道焊过程中，后道层对前道层焊缝区的回火作用改善了组织，性能未受明显影响。

关键词：Inconel 690;321不锈钢;异种金属焊接;组织;性能

中图分类号：TG457.11 文献标志码：A 文章编号：1001-2303（2020）07-0141-06

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2020.07.22

0 前言

氩弧焊因焊接稳定、热量集中、弧柱温度高、焊接生产效率高、电极损耗小、操作方便、成本低廉等诸多优点被广泛应用于核电设备制造、特种设备维修等实际工程中[1]。我国自主研发的某型号小堆中，两个关键设备的连接正是由Inconel 690合金与321不锈钢异种金属焊接完成的。该焊接结构属于大尺寸环形端接的特殊结构，焊缝采用自动添丝氩弧焊连续施焊365°，经由100余道层焊接完成。

因多层多道焊，加之异种金属的冶金不连续和热物理性能差异性等问题，焊接过程中接头易产生裂纹、未焊透、未熔合等缺陷，伴随出现较差的微观组织，导致接头性能降低。由于该焊接接头结构在工程应用中长期处于热、力、辐照及冷却剂循环腐蚀的复杂工况环境下，往往是系统及设备的薄弱部位，焊接过程中产生的微观缺陷很可能随着接头在实际运行中扩大，继而导致结构出现破坏性缺陷。然而，目前关于Inconel 690合金与321不锈钢异种金属氩弧焊接的研究较少，大多数都是单一地研究Inconel 690合金或者321不锈钢氩弧焊组织与性能。文中对该异种金属氩弧焊接接头组织与性能开展研究，为该接头的工艺优化以及在未来工程的应用提供实验依据。

1 试件及焊接工艺

采用与实际工程一致的材料、结构和工艺制造试件。试件由两个大型设备端接而成，其材料分别是321奥氏体不锈钢和Inconel 690合金，焊缝填充材料为镍基690类焊材ERNiCrFe-7A，焊缝结构如图1所示。焊缝及其附近为一环形结构，外径约为323 mm，内径约为215 mm，坡口角度约20°，深度约为30 mm。

采用手工氩弧焊打底与全自动TIG焊结合的焊接方式。手工氩弧焊的工艺参数为：焊接电流100～150 A，背保气流量为（10～25）×2 L/min，焊枪气压0.20～0.40 MPa，焊丝直径φ2.0 mm;全自动TIG焊工艺参数如表1所示，焊丝直径为φ1.0 mm。焊接顺序为从上往下看沿顺时针方向，第1道焊缝为手工打底焊，其余道焊缝为全自动TIG焊，共计112道。采用XRD方法测试试件表面残余应力，并与ANSYS有限元模拟结果进行对比。

2 试验过程

对试件进行取样、磨样、抛光、浸蚀，在金相显微镜下进行金相检验。

（1）取样。从焊接件切割出1个宽30 mm的完整截面作为试样，包括母材基体、热影响区和焊缝。切割中保持冷却，防止试样过热，试样表面粗糙度（Ra）加工至0.8 μm（▽7）。

（2）磨样。制备显微磨片的试样表面首先经过120#～1200#金相水磨砂纸研磨，研磨时需注意用水冷却，避免磨面过热。在制备显微磨片时，试样被检验表面的边缘应不倒圆角。

（3）抛光。用抛光剂对研磨后的试样进行抛光至光亮无痕，去除细微磨痕及表面变形层，在100倍金相显微镜下观察无任何细微磨痕。然后用清水冲洗干净，热风吹干。

（4）浸蚀。选用10%草酸水溶液，电压2～6 V、电流0.05～0.3 A/cm2对试样截面浸蚀，阴极采用不锈钢板。

3 金相检验

奥氏体不锈钢321与镍基合金690母材的组织照片如图2所示。可以看出，两侧母材组织均为正常的奥氏体组织，晶界清晰完整，且奥氏体组织有一端终止于晶内的不完全退火孪晶，镍基合金组织发现有贯穿晶内的完整退火孪晶。

奥氏体不锈钢321与镍基合金690异种金属熔敷区金相组织如图3所示。可以看出，异种金属焊接熔敷区组织以柱状晶为主，为典型的铸态组织，晶界清晰，晶粒均匀细小，且未发现裂纹、气孔、未熔合等焊接缺陷。

异种金属焊接接头不锈钢侧热影响区金相组织如图4所示。可以看出，热影响区组织与其基体相比，晶粒有明显的长大现象，且受热长大晶粒数量较多，粗晶与细晶相互混合。

异种金属焊接接头不锈钢侧熔合区金相组织如图5所示。经观察可知，无裂纹、气孔、未熔合和未焊透缺陷，未见明显缺陷组织，但是沿熔合线发现絮状析出物，形成一条明显的析出带。

4 元素成分分析

经观察接头不同位置的金相组织，发现奥氏体不锈钢侧热影响区存在絮状物。为探究该絮状物成分，分别选取不锈钢侧焊缝区15个点（其中4～10号位于熔合线上）和析出带上7个点（除6号点外均位于絮状物处）在SEM（扫描电镜）下进行观察，如图6、图7所示。

由图6、图7可知，奥氏体不锈钢侧熔合线组织为典型的柱状晶，向焊缝中心生长，焊缝与母材熔合良好。焊缝区15个点位和析出带7个点位的成分偏低的Ti和Mn元素成分比例如圖8所示，成分偏高的Cr、Fe、Ni元素成分比例如图9所示。

由图8、图9可知，熔合线侧两侧各元素成分变化趋势为：（1）从熔敷区到热影响区，Mn、Ti、Fe元素成分比例呈现不断增加趋势，Cr、Ni元素成分比例呈现不断降低趋势;（2）Mn、Ti、Cr变化速率较为缓慢，Fe、Ni变化速率较快;（3）所有元素成分比例的梯度变化最为显著的点在4～10号之间，即熔合线上;（4）不在絮状物上的6号点Ti元素明显低于其他点，絮状物质Ti含量明显偏高，高于不锈钢常量元素Ti的比例。

分析上述现象的原因：（1）由于原先的焊材与母材的Ti、Cr、Mn、Fe、Ni元素存在明显的元素浓度差，在焊接高温熔池环境下，熔合线两侧的异种金属间具有明显化学成分浓度差的活泼元素就发生从高浓度向低浓度迁移的现象，321不锈钢中的较高含量的Mn、Ti、Fe元素向焊缝迁移，而焊缝中较高含量的Cr、Ni元素向母材迁移，因而导致从1～15号点位Mn、Ti、Fe元素成分比例呈现不断增加趋势，Cr、Ni元素成分比例呈现不断降低趋势。（2）又由于ERNiCrFe-7A焊材与321不锈钢异种材料间Mn、Ti、Cr元素比例成分差异不足1倍，而Fe、Ni元素比例成分差异达5～8倍，较高的元素浓度差导致元素迁移速率更快，因此在变化速率上Mn、Ti、Cr较为缓慢，而Fe、Ni较快。（3）在焊接加热过程中，熔合线是焊材与母材熔化混合的区域，属于液、固两相之间，以铁基为主的321不锈钢和以镍基为主的690合金在熔合线处互熔，两种材料成分比例平均分配，因此所有元素成分比例的梯度变化最显著点位于熔合线上。（4）Ti元素偏析，部分聚集于絮状物上。

5 性能分析

熔合线靠近母材一侧有析出带，熔合线为整个接头最易发生脆性断裂的部位，通过测定接头各个区域的硬度，分析接头的性能状况。

检测显微硬度的仪器为日本的FM-700，测试钻头载荷500 gf，钻头下压时间10 s，最终打出对角线约长62.33 μm的正方形，不同位置的测试及所测数据如图 10～图 14所示。

由图可知，不锈钢母材的硬度约为212 HV，焊缝中心的硬度约为189 HV，析出带的硬度约为221 HV，熔合线靠近熔敷区的硬度约为198 HV，从焊缝中心到析出带的硬度总体上呈递增趋势。分析以上数据可得出：（1）熔敷区的硬度整体小于不锈钢母材的硬度;（2）从焊缝中心到析出带总体上硬度呈递增的趋势;（3）析出带的硬度略高于不锈钢母材以及熔敷区。

分析出现以上结果可能的原因：

（1）通常镍基合金的硬度应大于铁基的不锈钢，但是焊缝组织在退火再结晶阶段会发生硬度和强度大幅降低、塑性提高的现象[3]，并且在多层多道焊过程中，后道层对前道层焊缝区的回火作用改善了焊缝组织，降低了硬度，因而焊缝硬度小于不锈钢母材的硬度。

（2）原先焊材的C含量为0.01%，321不锈钢的C含量为0.08%，浓度差近7倍，在焊接熔融过程中发生C元素的迁移，大量C元素从321不锈钢侧迁移到靠近到焊缝，导致焊缝中心到析出带总体上硬度呈现递增趋势[4]。

（3）析出带絮状物质的Ti元素浓度较高，C元素在迁移过程中处于氩气气氛中，由于钨极火花放电产生的高温，C作为还原剂，与Ti发生了合成反应生成了微小的球型TiC化合物[5]。

尽管在接头劣化区生成了导致接头变硬、塑性降低的劣化物质TiC，但焊缝区组织正常，析出带硬度约为220 HV，整个接头硬度分布在180～230 HV，硬度偏低，塑性良好，表明了多层多道焊过程中，后道层对前道层焊缝区的回火作用改善了组织，性能未受明显影响。

6 结论

（1）焊接接头母材组织均为奥氏体组织，并且伴有孪晶;焊缝区以柱状晶为主，为典型的铸态组织;不锈钢侧熔合线附近有絮状析出物;热影响区有明显的晶粒长大现象;焊缝区均无裂纹、未焊透、气孔等缺陷。

（2）不锈钢母材的硬度约为212 HV，焊缝中心的硬度约为189 HV，不锈钢侧的熔合线硬度约为198 HV。

（3）熔敷区的硬度整体小于不锈钢母材的硬度，从焊缝中心到熔合线总体上呈现硬度递增的趋势，熔合线的硬度略高于不锈钢母材以及熔敷区。

参考文献：

[1] 中国机械工程学会焊接学会. 焊接手册第2卷材料的焊接[M]. 北京：机械工业出版社，2007.

[2] 马瑞. 镍基合金焊接熔池凝固过程微观组织模拟[D]. 黑龙江：哈尔滨工业大学，2010.