王凌宇，鄒家生*，朱治愿，許祥平，陳遠健

(1.江蘇科技大學 材料科學與工程學院，鎮(zhèn)江 212100) (2.上海大西洋焊接材料有限責任公司，上海 200120)

對焊接結構來說，在多層多道焊時，層間溫度是焊接過程中的一個重要的工藝參數(shù)[1]，熔敷金屬的組織及性能與層間溫度有著緊密的聯(lián)系，層間溫度的變化會導致熔敷金屬的t8/5時間的變化，導致熔敷金屬的組織改變，進而影響熔敷金屬的力學性能[2-3].過高的層間溫度會使熱量難以擴散，使熔敷金屬的高溫停留時間增加，導致焊接組織粗大，降低熔敷金屬的力學性能[4-5]；層間溫度過低，會造成層與層之間的焊接時間間隔過長，導致成產效率降低，所以焊接過程中，控制好層間溫度至關重要[7].

目前，鎳基合金主要有Ni-Cu系、Ni-Cr系、Ni-Mo系、Ni-Fe-Cr系、Ni-Cr-Mo系，通過添加不同的合金元素，可以對鎳基固溶體起到時效強化、固溶強化、晶界強化等作用[8].熔敷金屬的微觀組織為鑄態(tài)組織，通常包括基體、強化相、析出相等[9].國內對鎳基材料的研究起步較晚，文獻[10]中研制出Ni-Fe-Cr系核電鎳基焊絲，研究了各化學元素對熔敷金屬性能的影響，其中增加焊絲中Mn元素的含量，熔敷金屬的沖擊韌性降低.文獻[11]研究了鎳基合金焊條HT-103的化學成分、力學性能、抗晶間腐蝕性能和抗熱裂紋性能.文獻[12]對鎳基合金焊縫的元素分布和微觀結構，發(fā)現(xiàn)熔合線附近的脆硬相會降低焊縫的力學性能.文獻[13]研究了鎳基合金K4750焊接接頭的組織及力學性能，發(fā)現(xiàn)Nb、Mo、Si和W易偏析到樹枝晶的晶界；鎳合金K4750焊縫熱處理后硬度提高，抗拉強度未出現(xiàn)明顯變化.文中以自主研制的ENiCrMo-3鎳基焊條和304不銹鋼為研究對象，通過在特定熱輸入條件下，采用不同的層間溫度進行試驗，研究層間溫度對于熔敷金屬組織及性能的影響規(guī)律，同時對熔敷金屬的析出相分析，從而得出最佳的層間溫度.

1 試驗材料與方法

試驗材料采用自主研發(fā)制造的ENiCrMo-3焊條(φ3.2 mm)，熔敷金屬的化學成分如表1，由于核電采用的配套材料較難購買，母材選用304不銹鋼(300 mm×150 mm×20 mm)，采用手工電弧焊的方法焊接試板，焊接工藝參數(shù)見表2，試板坡口角度為45°，在坡口及襯墊處堆焊隔離層3層，試板組對間隙為14 mm，如圖1.焊好之后，反變形控制在3～5°[14-15].焊接過程中，采用熱電偶測溫儀來測量道間溫度，施焊前，嚴格控制道間溫度.試樣按照ASTM A370-2017 標準進行加工，拉伸與沖擊試驗標準按照AWS B4.0M-2000(R2010) 標準執(zhí)行.拉伸試驗為全熔敷金屬拉伸，從焊縫的中心位置進行取樣，拉伸試樣尺寸示意如圖2；沖擊試樣的缺口開在焊縫中心位置，尺寸示意如圖3.

表1 熔敷金屬化學成分

表2 焊接工藝參數(shù)

圖1 熔敷金屬焊接示意(單位：mm)

圖2 拉伸試樣尺寸示意(單位：mm)

圖3 沖擊試樣尺寸示意(單位：mm)

試驗中金相試樣通過150～2 000目的砂紙進行打磨拋光，將拋光好的金相試用10%的草酸溶液進行電解腐蝕，電解電壓為10 V，電解時間為20 s.通過ZEISS Axio Oberver A3m倒置金相顯微鏡觀察，分析層間溫度對微觀組織的影響；采用ZEISS Merlin Compact型冷場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察熔敷金屬金相析出相及斷口形貌；采用XRD-6000衍射儀對熔敷金屬進行物相分析.

2 實驗結果與分析

2.1 熔敷金屬微觀結構分析

2.1.1 熔敷金屬顯微組織

熔敷金屬合金體系為Ni-Cr-Mo系，根據(jù)Ni-Cr-Mo等溫截面圖可知[16]，組織主要以γ相為基體，存在析出強化相與析出相[17-18].熔敷金屬金相組織如圖4，組織由奧氏體相和析出相構成，奧氏體相在熔敷金屬中主要作為基體相存在，是具有明顯方向性的柱狀晶.奧氏體柱狀晶的單方向生長特點，熔敷金屬冷卻速度較快，在柱狀晶內部出現(xiàn)成分偏析，晶界及晶內出現(xiàn)非平衡組織.層間溫度從25 ℃到60 ℃時，組織為柱狀晶，柱狀晶組織未見明顯粗大，但柱狀晶的支晶間距逐漸增大；當層間溫度為100 ℃時，開始出現(xiàn)柱狀樹枝晶，隨著層間溫度的升高，柱狀樹枝晶的二次枝晶間距未出現(xiàn)明顯變化.在金相圖中晶界及晶內存在黑色的粒狀小顆粒為析出物，析出物顆粒隨層間溫度溫度升高逐漸變大數(shù)量逐漸增多，如圖5.Cr、Nb、Mo等元素在奧氏體基體中溶解度較大，這些合金元素具有固溶強化的作用，形成沉淀強化相，可提高基體強度.但是鎳基合金具有較弱的溶碳能力，即使碳含量很低，焊條焊芯的含碳量僅為0.017%，仍然會在晶界及晶粒內部產生較多的碳化物析出，析出碳化物的及化學成分如圖6和表3(圖6中的區(qū)域A).

圖4 不同層間溫度熔敷金屬金相組織

圖5 不同層間溫度熔敷金屬析出物

圖6 析出相的EDS能譜圖

表3 析出相的化學成分

2.1.2 熔敷金屬的物相分析

根據(jù)XRD衍射圖譜(圖7)分析，熔敷金屬中可能存在的物相為Ni3Al、Ni4Mo、Ni3Nb、CrFe4、FeNi3，隨著掃描角度的增加，出現(xiàn)相同峰的晶面指數(shù)為(111)、(200)、(220)、(311)、(222)，可以分析出熔敷金數(shù)組織主要相為單一的奧氏體相，金屬中間相主要為Ni4Mo，金相組織中顏色不同的兩種柱狀晶為同一組織.隨著層間溫度的升高，XRD衍射圖譜并未出現(xiàn)新的衍射峰，衍射峰的強度，寬度沒有出現(xiàn)明顯變化，可以判斷出未產生新的物相.

圖7 不同層間溫度下的X射線衍射圖譜

圖8為元素分布的面掃圖，可以清晰地看到Nb元素在組織中的分布以及強化相的分布情況，結合XRD物相分析，可知強化相主要以Ni3Nb存在，還對強化相進行EDS能譜分析，還有一些析出的碳化物M6C及M23C，分析結果如表4及圖9.

圖8 特征區(qū)域面掃及元素分布

表4 析出相的化學成分

圖9 析出相的EDS能譜圖

2.2 熔敷金屬力學性能分析

2.2.1 熔敷金屬拉伸試驗結果與分析

在焊接電流100 A的情況下，層間溫度分別為25、60、100、150、200 ℃的熔敷金屬拉伸試驗結果如圖10，隨著層間溫度的升高，抗拉強度總體呈現(xiàn)出逐漸降低的趨勢，熔敷金屬的抗拉強度從815.5 MPa降到789 MPa.層間溫度為25 ℃時，抗拉強度最大為815.5 MPa；層間溫度為200 ℃時，抗拉強度最低為789 MPa，差值僅為26.5 MPa.延伸率在層間溫度100 ℃時，達到最低值37.75%，在150 ℃，延伸率達到最大值為39.5%，延伸率在較小的范圍內波動.層間溫度的變化未引起熔敷金屬微觀組織的明顯變化，組織略顯粗大，導致熔敷金屬的抗拉強度稍有下降.由此可知，抗拉強度和延伸率受層間溫度影響較小.

圖10 不同層間溫度拉伸試驗

2.2.2 熔敷金屬的室溫沖擊韌性

在給定的試驗條件下，隨著層間溫度的升高，熔敷金屬的沖擊吸收功先增大然后逐漸降低(圖11).當層間溫度為60 ℃時，熔敷金屬室溫沖擊吸收功最大，達到66.3 J，沖擊韌性較好.隨著層間溫度升高，沖擊吸收功逐漸降低，達到最低值54.0 J.沖擊韌性與微觀組織有著密不可分的關系，隨著層間溫度升高，導致熔敷金屬在t8/5時間延長，使柱狀晶組織變得粗大，但熔敷金屬組織仍為單一的奧氏體組織，所以層間溫度并未對沖擊韌性造成重要的影響，同時析出物顆粒的尺寸變大，不利于沖擊韌性；但層間溫度為25 ℃時，冷卻速度較快，熔敷金屬內部產生收縮應力，隨著層間溫度的升高，冷卻速度降低，內應力降低，有利于提高沖擊韌性，最終造成了熔敷金屬沖擊韌性先上升后下降.

圖11 不同層間溫度室溫沖擊吸收功

2.2.3 熔敷金屬的硬度分析

采用10 kgf的載荷，對熔敷金屬距上表面2 mm處選取20點，點與點的間距為1 mm進行硬度測試，以第一個硬度點為基準點建立硬度分布如圖12，熔敷金屬的顯微硬度值區(qū)間主要集中在220～250 HV之間，中心區(qū)域的顯微硬度值大于兩側區(qū)域，層間溫度為60 ℃時，顯微硬度較高，平均值最高，為245.9 HV；層間溫度為200 ℃，硬度值較低，平均值最低，為226.2 HV.在熔敷金屬中，Ni3Nb作為強化相存在基體中，使基體具有較高的硬度.隨著層間溫度升高，組織結構未發(fā)生改變，但會使高溫停留時間增加，使焊接組織變得粗大合金元素燒損降低熔敷金屬硬度.

圖12 不同層間溫度下的硬度分布

2.3 熔敷金屬斷口形貌分析

層間溫度為25、60、100、150、200 ℃的熔敷金屬沖擊宏觀斷口形貌如圖13，微觀斷口形貌如圖14.

圖13 沖擊斷口宏觀形貌

圖14 沖擊斷口微觀形貌

沖擊試樣V型缺口側受拉應力，另一側受壓應力，會在缺口處附近形成裂紋源.不同層間溫度的宏觀斷口均呈現(xiàn)纖維狀，截面上只有纖維區(qū)和剪切唇兩個區(qū)域，未出現(xiàn)放射區(qū)，說明熔敷金屬的塑性良好.層間溫度的變化對宏觀斷口的形貌無顯著影響，層間溫度為60 ℃的斷口宏觀形變量相對較大，表明沖擊韌性較好.

不同層間溫度的熔敷金屬試樣沖擊斷口SEM形貌如圖14，試樣纖維區(qū)為細小韌窩構成，呈典型的拋物線形，這些韌窩是長大的空洞核，韌窩具有一定的方向性，是在沖擊過程中內部形成具有滑移引起的滑移花樣，形狀比較規(guī)則，分布較均勻，呈現(xiàn)韌性斷裂模式.在較高倍數(shù)的SEM中發(fā)現(xiàn)，如圖14，斷口韌窩底部含有較多細小析出物顆粒，對材料的基體產生了時效強化的作用，個別韌窩中有較大的析出物顆粒，析出物顆粒主要為碳化物，析出顆粒的EDS能譜分析如圖15及表5(區(qū)域A)，析出物顆粒起阻止裂紋擴展的作用，斷口表現(xiàn)出非常好的韌性斷裂，表明斷裂機理為延性韌窩的微孔聚集型斷裂.在層間溫度是60 ℃時，沖擊試樣斷裂形成的韌窩數(shù)量更多，更細小，變形量更大，因此沖擊吸收功較高.隨著層間溫度的升高，韌窩逐漸變大且不規(guī)整，表明沖擊斷口形貌和沖擊吸收功數(shù)值相吻合.

圖15 層間溫度200 ℃沖擊斷口EDS能譜圖

表5 斷口析出物顆?；瘜W成分

3 結論

(1) 在給定的焊接參數(shù)下， ENiCrMo-3鎳基焊條熔敷金屬的綜合力學性能隨著層間溫度的升高而降低.

(2) 層間溫度為25、60 ℃時，熔敷金屬為單一的奧氏體柱狀晶組織，當層間溫度到達100 ℃時，出現(xiàn)柱狀樹枝晶，隨著層間溫度的升高，柱狀晶組織變得粗大；層間溫度的變化并未使熔敷金屬產生新的物相，金屬中間相主要為Ni4Mo，強化相主要為Ni3Nb.

(3) 層間溫度從25 ℃升到200 ℃，沖擊斷口均由細小的韌窩構成，韌窩底部析出顆粒，表明斷裂機理為延性韌窩的微孔聚集型斷裂，層間溫度的改變并未引起斷裂機理的改變.