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(nèi)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(yōu)異的耐氧化、還原介質(zhì)腐蝕性能,可滿足海洋油氣鉆采及輸送設(shè)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(shù)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(wěn)定、成本低而在工業(yè)生產(chǎn)過程中得到廣泛應(yīng)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(zhì)量。因此,控制堆焊層鐵元素的含量,即控制稀釋率是優(yōu)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(jié)能、高效的工藝生產(chǎn)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(xié)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(zhì)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(shù)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(shù)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(zhì)量分數(shù)/%,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(shè)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(zhì)量的影響規(guī)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(shù)如表1所示,送絲速度均為210 cm·min−1,焊接電壓根據(jù)鎢針到基板的距離（3 mm）及焊接速度由設(shè)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(shù),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(tǒng)、熱絲系統(tǒng)以及基板預熱系統(tǒng)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(shù)（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(jīng)過鑲嵌、研磨和拋光后,用質(zhì)量分數(shù)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(qū)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(jié)果與討論

2.1   工藝參數(shù)對堆焊成形的影響

由圖1可知：不同工藝參數(shù)下的單道堆焊層的表面成形均較好,堆焊層連續(xù)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(qū)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(shù)下的堆焊層均出現(xiàn)明顯的渦狀形貌。這是由于熔池內(nèi)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(jié)構(gòu)；此外,隨著電弧的移動,熔池前端的液態(tài)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(xù)向兩側(cè)流淌,最終在堆焊層頂部形成渦狀結(jié)構(gòu)。堆焊層下端并未呈現(xiàn)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(guān)。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(wěn)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(quán)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(shù)對單道堆焊層顯微組織的影響

由圖4可知：不同工藝參數(shù)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(qū)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(fā)展。熔池底部與母材緊密接觸,散熱好,溫度梯度大,同時結(jié)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(jié)晶速率增大,結(jié)晶形態(tài)發(fā)生改變。隨著焊接速度的降低,冷卻速率降低,結(jié)晶速率也降低,故平面晶得到更充分的發(fā)展,同時胞狀晶也得到充分發(fā)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(fā)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(fā)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(nèi)至外的散熱速率接近,晶粒不再由內(nèi)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(xù)、致密,并且與基材結(jié)合良好,未發(fā)現(xiàn)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(guān)；堆焊層/基材界面存在連續(xù)的平面晶中間層,在堆焊層一側(cè)主要為柱狀晶或樹枝晶,并且堆焊層一側(cè)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(zhì)量分數(shù)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(zhì)（位置5）,經(jīng)過EDS分析可知該白色顆粒狀物質(zhì)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(qū)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(xù)需要進行退火處理。由圖8可知,熱影響區(qū)在快速冷卻的過程中產(chǎn)生了較多的板條馬氏體組織,故該區(qū)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(qū)的顯微組織

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

3.   結(jié)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(qū)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(fā)展,近表面的晶粒向胞狀晶發(fā)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(xù)、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(wǎng)