固溶時(shí)效態(tài)GH925/Inconel625異種合金焊接力學(xué)性能研究*

張玉碧，楊曉亮，趙晨旭，張煊旸

(1. 河南工程學(xué)院 電氣信息工程學(xué)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(kāi)采的陸地、淺層、優(yōu)質(zhì)油氣資源不斷減少，化石能源開(kāi)發(fā)方向正逐漸由陸地轉(zhuǎn)向海洋、淺層轉(zhuǎn)向深地、優(yōu)質(zhì)油氣資源轉(zhuǎn)向含有CO2、H2s、Cl-等強(qiáng)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(kāi)發(fā)環(huán)境具有高溫、高壓、高腐蝕特點(diǎn)，工程用鉆桿、鉆鋌和連接件等關(guān)鍵部件對(duì)材料提出極高的要求，鎳基合金因具有高強(qiáng)度、耐高溫和高耐蝕等特點(diǎn)，尤其是高溫高壓下具有較好的抗應(yīng)力腐蝕性能，成為國(guó)內(nèi)外高含硫油氣工程的主要用材之一[2]。GH925合金(國(guó)際編號(hào)UNS N09925)作為一種國(guó)產(chǎn)化Ni-Fe-Cr基合金，合金通過(guò)添加Mo、Cu、Al、Ti等沉淀強(qiáng)化元素，Ti、Al、Nb元素與Ni結(jié)合，經(jīng)鍛后直接時(shí)效或固溶時(shí)效能彌散析出強(qiáng)化相γ′-Ni3(TiAl)和γ″-Ni3(TiAl) 強(qiáng)化合金，極限強(qiáng)度可以達(dá)到1 100 MPa[3]；就耐蝕性而言， Ni、Mo、Cu結(jié)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(guò)形成Cr2O3氧化物保護(hù)膜，使合金具有較強(qiáng)的抗氧化性[4]。此外，實(shí)驗(yàn)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(yīng)力腐蝕和應(yīng)力腐蝕開(kāi)裂性能[5]。因此，在鉆井裝備(鉆桿、鉆鋌、連接件)、測(cè)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(yīng)用。

鑒于GH925合金廣泛應(yīng)用，其焊接性能也是材料加工性能的一個(gè)重要方面。由于鎳合金導(dǎo)熱性和熔液流動(dòng)性差，鎳基合金在焊接過(guò)程中會(huì)產(chǎn)生一系列問(wèn)題：(1)S、Si 雜質(zhì)元素與Ni反應(yīng)形成低熔點(diǎn)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(diǎn)差異較大，熔敷金屬流動(dòng)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(guò)冷產(chǎn)生Laves等低熔點(diǎn)有害相，導(dǎo)致焊接強(qiáng)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(hù)焊(TIG)、熔化極氣體保護(hù)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(kuò)散焊[19]在一些特殊場(chǎng)合也得到應(yīng)用。傳統(tǒng)熔化焊由于技術(shù)成熟、操作靈活、適應(yīng)性強(qiáng)、成本較低，應(yīng)用更為廣泛。在GH925合金國(guó)產(chǎn)化工程中，其制備工藝、力學(xué)性能、耐腐蝕性等都開(kāi)展了深入研究[3-4]，但其焊接性能還未有涉及。本實(shí)驗(yàn)采用傳統(tǒng)MIG焊方法，以經(jīng)濟(jì)型無(wú)藥皮625專用焊絲做熔化極，對(duì)GH925合金焊接性能進(jìn)行研究，為該合金工程化應(yīng)用提供技術(shù)支持。

1 實(shí) 驗(yàn)

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?cái)U(kuò)散退火與(1 000±10)℃等溫旋轉(zhuǎn)鍛造水冷后制得鍛棒，經(jīng)過(guò)1 000 ℃×2 h固溶爐中冷卻750 ℃×8 h時(shí)效強(qiáng)化，空冷。再機(jī)加工成φ12 mm×120 mm圓棒，合金原始組織見(jiàn)圖1。試樣磨削成X型漏斗形坡口(見(jiàn)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(kāi)發(fā)的Inconel Filler metal 625合金專用焊絲(參考標(biāo)準(zhǔn)AWS A5.14 ERNiCrMo-3, UNS N06625)，直徑2.4 mm，焊條使用前330 ℃×1h烘干。焊機(jī)為國(guó)產(chǎn)逆變式直流弧焊/氬弧兩用焊機(jī)(中國(guó)北京，型號(hào)ZX7-400STG)，焊接電流選取50～80 A范圍，焊接道次時(shí)間間隔(T=1～2 s)，試驗(yàn)焊接電流和焊接電壓為一元化控制，焊接電壓無(wú)法調(diào)節(jié)。焊接采用氬氣保護(hù)，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(jìn)行組織觀察。母材GH925合金與焊絲625合金的原始成分和力學(xué)性能對(duì)比分別見(jiàn)表1和表2。

表1 GH925/625合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?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(xué)性能Table 2 Mechanical properties of GH925 alloy and 625 welding wire (25 ℃)

圖1 GH925合金固溶時(shí)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(shè)計(jì)

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(jié)構(gòu))，通過(guò)合金化元素Al、Ti、Nb析出合金強(qiáng)化相Ni3(TiAl)(γ′)和Ni3(TiAlNb)(γ″)。其中γ″不穩(wěn)定，在高溫(723.5～879 ℃)轉(zhuǎn)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(jié)構(gòu))，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(qiáng)化作用。625合金成分相對(duì)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(xué)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(shí)可以形成奧氏體γ相。Nb含量增加有利于強(qiáng)化相γ″形成，促進(jìn)δ相析出。焊絲熔合會(huì)減少Ti、Al含量，可以適當(dāng)抑制強(qiáng)化相γ′、γ″和δ相的析出。另外，焊材中增加固溶強(qiáng)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(shè)計(jì)上，焊縫基體相仍為奧氏體γ相，同時(shí)有適量強(qiáng)化相析出，獲得力學(xué)性能優(yōu)良的焊縫組織。

2 結(jié)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(shí)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(wú)焊接裂紋、氣孔缺陷，熔合良好。

縱向圖3(a)、(c)、(e)為沒(méi)有T時(shí)的焊接組織圖，在焊接電流50 A時(shí)，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(jié)晶為主，但晶界處有大量片狀δ相析出。電流增大至65 A時(shí)(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(diǎn)狀δ相析出，晶粒形態(tài)可能轉(zhuǎn)變?yōu)榘麪罹?。焊接電流增加?0 A時(shí)，晶界處δ相析出變化不大，但在熔合線兩側(cè)出現(xiàn)大量聚集的枝晶狀析出。此時(shí)電流變大，過(guò)冷度增加，熔池結(jié)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(duì)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(shí)(T表示存在道次間時(shí)間間隔，下同，圖3(b))，可以清晰看出平面晶晶界，焊縫無(wú)明顯析出相。65 A+T時(shí)(圖3d)，析出相分布仍細(xì)小均勻，沿熔合線靠近BM一側(cè)，有少量的δ相聚集析出。80 A+T時(shí)(圖3(f))，MZ區(qū)域內(nèi)δ相析出劇烈，同時(shí)熔合線靠近BM一側(cè)，有δ相呈帶狀大量析出，析出量顯著增強(qiáng)。

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(jiàn)圖3(c)和(e))，point 3和4代表BM區(qū)白色析出相 (見(jiàn)圖3(d)和(f))。從能譜上看，析出相所含元素基本相同，測(cè)得的元素含量見(jiàn)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(dá)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(yuǎn)高于BM區(qū)，這與焊絲自身Nb、Mo元素含量較高有關(guān)。但從元素Fe分布開(kāi)看，WZ析出相Fe含量(25%)遠(yuǎn)大于625焊絲的原始Fe含量(0.2%)，說(shuō)明在焊接過(guò)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(guān)。依據(jù)δ相Ni3(TiAlNb)化學(xué)式，析出相原子比例并非δ相嚴(yán)格計(jì)量比化合物，而是一種類似(NiFeCr)17(TiAlNbMnMo)3型復(fù)雜化合物。研究認(rèn)為熔池液相凝固時(shí)，Ni晶格點(diǎn)位置換為Fe、Cr原子形成置換固溶體，進(jìn)而在熱力學(xué)上形成一種富NbTiAl類似δ相結(jié)構(gòu)的復(fù)雜化合物。這種現(xiàn)象在718鎳基合金焊接中枝晶凝固時(shí)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(hào), 50 A: 焊接電流, T: 焊接道次間隔時(shí)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(cè)得圖3中各點(diǎn)的成分(at%)Table 3 The composition of each point in Fig.3 measured by EDS (at%)

2.2 焊接力學(xué)性能

圖5給出了基體GH925、焊絲625合金和焊縫測(cè)得的力學(xué)性能，可見(jiàn)在不同焊接電流下，焊縫強(qiáng)度介于925合金與625合金原始強(qiáng)度之間，大電流情況下，焊縫強(qiáng)度超過(guò)焊絲原始強(qiáng)度，這與925合金熔合產(chǎn)生的合金化析出強(qiáng)化有關(guān)，有效改善了焊縫強(qiáng)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(xué)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(qiáng)度先增大后減小，在65 A時(shí)達(dá)到最大值。從焊縫組織分析來(lái)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(shí)間較長(zhǎng)，導(dǎo)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(duì)合金強(qiáng)度和塑性都不利。當(dāng)電流達(dá)到65 A時(shí)，焊縫的強(qiáng)度達(dá)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(qiáng)化效果，當(dāng)焊接參數(shù)為65 A+T時(shí)，接近焊縫位置出現(xiàn)δ析出物聚集析出區(qū)，這與焊接時(shí)該區(qū)域在焊槍經(jīng)過(guò)時(shí)反復(fù)加熱，熱影響時(shí)間過(guò)長(zhǎng)導(dǎo)致δ析出物大量析出，但這種細(xì)化顆粒狀析出對(duì)焊縫強(qiáng)度影響不大，有助于強(qiáng)度的提高(δb達(dá)到了830 MPa)，接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到GH925母材的70%，焊絲抗拉強(qiáng)度的1.15倍。當(dāng)焊接電流達(dá)到80 A時(shí)，焊接熱能輸入增加，熱影響加大，可以明顯看出熔融組織結(jié)晶晶粒增大，靠近熔合線附近形成了枝晶組織；同時(shí)晶界處析出物加劇，顆粒聚集長(zhǎng)大，這種情況下導(dǎo)致焊縫強(qiáng)度顯著下降。當(dāng)參數(shù)為80 A+T時(shí)，靠近熔合區(qū)2～5 mm處有δ相帶狀析出，這與焊接過(guò)程的熱影響溫度密切相關(guān)，圖6給出了利用宏觀有限元模型計(jì)算得到的焊接過(guò)程焊縫橫截面區(qū)域的溫度場(chǎng)分布，可見(jiàn)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(dǎo)致該區(qū)域出現(xiàn)δ相帶狀析出。但對(duì)比分析發(fā)現(xiàn)，相同電流強(qiáng)度下，通過(guò)增加道次間的時(shí)間間隔T，可以有效減小焊接熱影響，增加焊縫強(qiáng)度，獲得更好的焊縫組織。

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

3 結(jié) 論

GH925合金采用Inconel Filler 625專用焊絲，得到焊縫無(wú)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(hù)MIG焊接，焊接電流在50～80 A變化時(shí)，隨著電流增加，焊縫強(qiáng)度先增加后減小。焊接電流65 A+T(T=1～2 s)，獲得焊縫力學(xué)性能最好，最大焊縫抗拉強(qiáng)度達(dá)到830 MPa，達(dá)到母材強(qiáng)度的70%。在較小焊接電流(50 A)時(shí)，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(shí)，沿熔合線靠近GH925母材一側(cè)2～3 mm處會(huì)出現(xiàn)δ相帶狀劇烈析出區(qū)，經(jīng)焊接溫度場(chǎng)模擬計(jì)算該溫區(qū)對(duì)應(yīng)δ相析出溫度范圍，導(dǎo)致δ相大量析出。成分測(cè)定表明析出物并非嚴(yán)格的計(jì)量比化合物，而是一種類似δ相的(NiFeCr)17(TiAlNbMnMo)3型復(fù)雜化合物。GH925合金選擇焊接參數(shù)應(yīng)盡量增大焊接速度，減小焊接電流，焊接道次間有1～2 s時(shí)間間隔，有利于減少δ相的帶狀析出，獲得較好的焊接力學(xué)性能。