脈沖TIG 焊FeCrAl 合金板材焊接接頭的組織及性能

董浩，王恒霖，商鑫亭，王鐵軍，曹睿，閆英杰

(1.中國(guó)鋼研科技集團(tuán)有限公司，安泰科技股份有限公司，北京 100081；2.河北省熱等靜壓技術(shù)創(chuàng)新中心，河北 涿州 072750；3.蘭州理工大學(xué)，有色金屬先進(jìn)加工與再利用省部共建國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，蘭州 730050)

0 前言

采用氧化物彌散強(qiáng)化（Oxide dispersion strengthened，ODS）的FeCrAl 合金，通過(guò)粉末冶金技術(shù)向其中添加穩(wěn)定的Y2O3稀土氧化物顆粒[1]。在不影響材料本身的組織及耐腐蝕性的同時(shí)，可以顯著提高材料的室溫及高溫力學(xué)性能[2]。因?yàn)镕eCrAl 本身具備優(yōu)異的抗氧化及耐腐蝕性，使得FeCrAl 合金焊接結(jié)構(gòu)常應(yīng)用在高溫、強(qiáng)腐蝕性的環(huán)境中，所以在長(zhǎng)時(shí)間的服役過(guò)程中，需保證焊接結(jié)構(gòu)的完整性[3]。核電反應(yīng)堆的包殼管材料以及反應(yīng)堆的結(jié)構(gòu)材料中的Cr 含量大致在9%～15%，但是隨著Cr 含量的升高材料的抗腐蝕能力提高，F(xiàn)eCrAl 合金本身整體的脆性增加，嚴(yán)重降低材料的高溫性能。通常含20%以上Cr 含量的FeCrAl合金大部分應(yīng)用于電加熱領(lǐng)域，少部分應(yīng)用在輕水反應(yīng)堆中[4-6]。目前應(yīng)用在輕水反應(yīng)堆中的ODS 合金材料的焊接主要以固相焊接方法為主，高能束焊接方法為輔[7]，可以有效避免焊縫中氧化物顆粒發(fā)生明顯的聚集長(zhǎng)大，同時(shí)保證焊接接頭中有一定數(shù)量的氧化物顆粒分布，避免在服役過(guò)程中由焊縫中氧化物顆粒的缺失或聚集導(dǎo)致焊接接頭的力學(xué)性能急劇下降[8-9]。針對(duì)電加熱領(lǐng)域及輕水反應(yīng)堆中的復(fù)雜焊接結(jié)構(gòu)及不同接頭類型的需求，研究傳統(tǒng)的TIG 焊接方法也是十分必要的。為滿足不同焊接結(jié)構(gòu)和接頭類型的需求，該文研究了TIG 焊接FeCrAl 合金的組織及性能。

1 試驗(yàn)材料和方法

首先使用Ar+N2混合進(jìn)行氣霧化制備FeCrAl合金板材所需的合金粉末，然后通過(guò)粉末冶金技術(shù)制備成FeCrAl 合金錠材再經(jīng)過(guò)多道次軋制，最終制成4.5 mm 厚的FeCrAl 合金板材，表1 為FeCrAl 合金板材的具體化學(xué)成分。

表1 FeCrAl 合金板材的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

在焊接大尺寸板材、較長(zhǎng)焊縫時(shí)，焊接過(guò)程中將板材翻轉(zhuǎn)再進(jìn)行另外一面焊接，這種方法使焊接的工作效率降低、不利于焊接質(zhì)量的穩(wěn)定性且操作難度較大。針對(duì)板厚大于4 mm 的板材可以采用預(yù)制坡口，然后使用小焊接熱輸入進(jìn)行多層多道焊接。采用小熱輸入可以減小晶粒長(zhǎng)大的驅(qū)動(dòng)力，從而得到更加細(xì)小的焊縫組織，于是進(jìn)行P-TIG-01 焊接試驗(yàn)。焊接試板尺寸為80 mm×40 mm×4.5 mm，預(yù)制V形坡口，單側(cè)坡口角度為30°，預(yù)留1 mm 鈍邊防止產(chǎn)生燒穿缺陷，坡口幾何尺寸如圖1a 所示，坡口實(shí)物圖如圖1b 所示。

圖1 P-TIG-01 焊接試樣的坡口形式

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 焊縫及熱影響區(qū)熱處理前后的組織

與普通直流或者交流焊接相比，采用脈沖電流焊接有利于細(xì)化焊縫晶粒，優(yōu)化焊縫的組織結(jié)構(gòu)，增加等軸晶的數(shù)量，細(xì)化焊接接頭的晶粒尺寸。脈沖電流焊接的焊縫與其焊接時(shí)的熱輸入有關(guān)。脈沖焊接時(shí)的電流波形是在一定的基值電流基礎(chǔ)上以一定的周期向外輸出脈沖電流。

基值電流主要的作用是對(duì)母材（BM）進(jìn)行預(yù)熱，而脈沖電流階段的熱輸入才是真正形成熔池實(shí)現(xiàn)焊接的。短時(shí)的大電流脈沖形成的熔池可以快速凝固，基值電流的預(yù)熱作用有利于減小焊接過(guò)程中熔池的溫度梯度，在較小的溫度梯度下，焊縫（WZ）的金屬具有較大的過(guò)冷度從而更容易形成等軸晶組織。在焊接過(guò)程中進(jìn)行熔池振蕩使正在凝固的晶粒破裂，此外還能促使熔池內(nèi)的對(duì)流傳熱[10]。P-TIG-01 接頭試樣1 顯微組織如圖2 所示。圖2a 中焊接接頭的組織以柱狀晶為主。圖2e～圖2g 為焊接接頭的第一道WZ 組織，基本全部為等軸晶組織，這種等軸晶組織對(duì)焊接結(jié)構(gòu)的力學(xué)性能是有益的。經(jīng)統(tǒng)計(jì)，焊態(tài)PTIG-01 接頭WZ 平均晶粒尺寸為139 μm，柱狀晶組織占比為74.2%，熱影響區(qū)（HAZ）平均晶粒尺寸為44 μm。主要是由于焊接過(guò)程中基值電流相當(dāng)于對(duì)BM 進(jìn)行預(yù)熱處理，減小結(jié)晶前沿的溫度梯度，使得焊接熔池的傳熱較為均勻，增加熔池凝固結(jié)晶過(guò)冷效果進(jìn)而細(xì)化WZ 晶粒尺寸，再者外加焊接電磁場(chǎng)進(jìn)行WZ 熔池?cái)嚢?，皆基于熔池振蕩理論進(jìn)行WZ 組織調(diào)控[10]。通常電流脈沖引起焊接電弧力發(fā)生變化，對(duì)熔池有振蕩作用，使得凝固過(guò)程中的枝晶破碎，促進(jìn)了等軸晶的形成和細(xì)化。

圖2 P-TIG-01 接頭的宏觀形貌和顯微組織

試樣2 在850 ℃保溫60 min，然后進(jìn)行淬火處理后的組織如圖3 所示。采用Nano Measurer 1.2 軟件對(duì)焊接接頭WZ 及HAZ 的晶粒尺寸進(jìn)行統(tǒng)計(jì)，將其長(zhǎng)軸與短軸的平均值用于表示每個(gè)晶粒的尺寸，長(zhǎng)軸與短軸差值越小，越趨于等軸晶，反之則為柱狀晶組織。

圖3 P-TIG-01-PWHT 接頭的宏觀形貌和顯微組織

P-TIG-01 接 頭 試 樣1 與P-TIG-01-PWHT 接 頭 試樣2 的晶粒尺寸對(duì)比見(jiàn)表2，焊后整體焊接接頭的WZ 及HAZ 晶粒尺寸減小，經(jīng)統(tǒng)計(jì)熱處理后試樣2的WZ 平均晶粒尺寸為134 μm。

P-TIG-01 接頭試樣1 與P-TIG-01-PWHT 接頭試樣2 中柱狀晶和等軸晶的百分比見(jiàn)表3。柱狀晶組織占比降低為66.8%，HAZ 平均晶粒尺寸為38 μm。這是因?yàn)樵谳^大晶粒附近通過(guò)再結(jié)晶得到細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，進(jìn)而細(xì)化焊接接頭的晶粒尺寸。在較大晶粒附近晶粒取向較為單一，為再結(jié)晶提供足夠的成分、能量起伏，并且再結(jié)晶的晶粒通常具有各向異性的特征。

表3 P-TIG-01 與P-TIG-01-PWHT 接頭晶粒百分比（%）

如圖3b、圖3d、圖3e、圖3g 所示的HAZ 由原始BM 的軋制態(tài)的條狀組織組成，熱處理后變?yōu)榱说容S組織。在熱處理的過(guò)程中，首先在較大的晶粒內(nèi)部出現(xiàn)細(xì)小的晶粒，隨著時(shí)間的不斷累積，新出現(xiàn)的細(xì)小的晶粒相繼生成并不斷長(zhǎng)大，直至由軋制態(tài)的細(xì)長(zhǎng)的纖維狀晶粒完全轉(zhuǎn)變成新的等軸晶組織，使得最終的平均晶粒尺寸變小。由于形變較大導(dǎo)致FeCrAl合金板材的形變儲(chǔ)能變大，這種形變儲(chǔ)能主要由彈性應(yīng)變和畸變能組成，其中畸變能主要由空位和位錯(cuò)組成。由于經(jīng)過(guò)軋制的金屬塑性變形較大，其自由能升高，在熱力學(xué)上處于不穩(wěn)定的亞穩(wěn)態(tài)，具有向變形前穩(wěn)定態(tài)轉(zhuǎn)變的趨勢(shì)。焊接過(guò)程中熔池屬于非平衡凝固，組織處于不穩(wěn)定狀態(tài)。在常溫下原子的擴(kuò)散能力較小，經(jīng)過(guò)熱處理加熱，保溫時(shí)間的延長(zhǎng)過(guò)程賦予原子能量使原子的驅(qū)動(dòng)力變大，從高能位置向低能位置偏移，使焊接過(guò)程產(chǎn)生的內(nèi)應(yīng)力釋放，整體從亞穩(wěn)態(tài)向穩(wěn)定態(tài)轉(zhuǎn)變，最終表現(xiàn)為焊接接頭的組織和性能發(fā)生變化。轉(zhuǎn)變的主要驅(qū)動(dòng)力為金屬內(nèi)部的能量降低，這一過(guò)程通常是在熱處理的過(guò)程中的一個(gè)自發(fā)的過(guò)程，最終使得焊接接頭組織變得均勻穩(wěn)定。

2.2 焊縫氧化物顆粒的分布情況

P-TIG-01-PWHT 接頭WZ 氧化物顆粒分布如圖4所示。圖4a 為P-TIG-01-PWHT 接頭WZ 氧化物顆粒的分布，WZ 整體氧化物顆粒分布均勻。圖4b 為WZ局部的氧化物顆粒放大，可以看出WZ 中的氧化物顆粒由原始的納米級(jí)氧化物轉(zhuǎn)變?yōu)槠骄叽? μm 的氧化物顆粒，說(shuō)明在焊接過(guò)程中發(fā)生了氧化物顆粒的聚集，使得焊后氧化物顆粒尺寸變大。并且局部區(qū)域有亞微米級(jí)的孔洞出現(xiàn)，因?yàn)檠趸镱w粒是不能被液態(tài)的WZ 金屬潤(rùn)濕的[11]，所以在金相制備及腐蝕的過(guò)程中，氧化物顆粒從基體中脫落最終造成孔洞。

圖4 P-TIG-01-PWHT 接頭WZ 氧化物顆粒分布

2.3 拉伸性能與斷口形貌

對(duì)P-TIG-01-PWHT 試樣2 進(jìn)行力學(xué)性能測(cè)試，測(cè)試結(jié)果如圖5 所示。P-TIG-01-PWHT 試樣2 的最大抗拉強(qiáng)度值為502 MPa，平均抗拉強(qiáng)度值為499 MPa。P-TIG-01-PWHT 試樣2 的力學(xué)性能為FeCrAl 合金板材抗拉強(qiáng)度值的65.4%。主要原因是在制備P-TIG-01-PWHT 試樣2 時(shí)采用了脈沖電流。在焊接熱輸入相同的情況下，由于脈沖電流的基值電流對(duì)母材的預(yù)熱作用及脈沖作用攪拌熔池，使得在焊縫凝固的過(guò)程中，溫度梯度變小，焊接接頭的晶粒尺寸變小，提高了整個(gè)焊接接頭的力學(xué)性能。P-TIG-01-PWHT 接頭的拉伸斷口側(cè)面如圖6 所示，可以發(fā)現(xiàn)焊接接頭的斷裂位置為焊縫中部。

圖6 P-TIG-01-PWHT 接頭斷口側(cè)面宏觀形貌

如圖7 所示，P-TIG-01-PWHT 接頭斷裂模式為脆性斷裂，局部表現(xiàn)出河流狀花樣。

圖7 P-TIG-01-PWHT 接頭的拉伸斷口

P-TIG-01-PWHT 接頭拉伸斷口元素分布如圖8 所示，斷口的解理面放大可以看出有大量的氧化物顆粒聚集，這些聚集的氧化物顆粒富Y，Zr，O 元素。在焊接高溫的作用下，焊縫金屬中的氧化物顆粒在熔化的液態(tài)焊縫金屬中進(jìn)行重新分布發(fā)生聚集，說(shuō)明脈沖電流僅僅可以改變焊縫金屬的組織，并不能改變氧化物顆粒的分布狀態(tài)。

3 結(jié)論

（1）通過(guò)脈沖TIG 焊FeCrAl 合金板時(shí)，得益于小焊接熱輸入以及脈沖電流的加入，使得凝固過(guò)程中的枝晶破碎，可以明顯細(xì)化焊縫的晶粒尺寸，降低柱狀晶組織的占比。

（2）經(jīng)過(guò)熱處理后，焊接接頭焊縫的平均晶粒尺寸減小，柱狀晶組織占比降低，有利于提高焊接接頭的力學(xué)性能。熱處理后焊接接頭最大抗拉強(qiáng)度值為502 MPa，達(dá)到母材強(qiáng)度的65.4%。

（3）焊接過(guò)程中發(fā)生了氧化物顆粒聚集，導(dǎo)致焊后焊縫的氧化物顆粒尺寸變大。說(shuō)明脈沖電流僅僅可以改變焊縫金屬的組織，并不能改變氧化物顆粒的分布狀態(tài)。