球墨鑄鐵表面堆焊Inconel 625高溫合金的微觀組織與性能*

童 健， 朱志雄， 劉愛軍， 鐘志宏， 宋奎晶

（合肥工業大學 材料科學與工程學院， 合肥 230009）

0 前 言

鑄鐵屬于鐵基高碳多元合金， 碳元素含量一般在2.11%以上。 其中， 球墨鑄鐵是應用最廣泛且綜合性能最優異的一類鑄鐵材料， 具有優良的綜合機械性能， 包括優異的切削加工性能、 較高的強度、 較好的韌性以及良好的耐磨性和沖擊性能，高性能球墨鑄鐵還具有優異的耐腐蝕性， 可與某些高性能合金鋼的性能相媲美， 被廣泛應用在機械制造、 石油化工和交通運輸等領域[1-2]。 球墨鑄鐵通常應用于極端環境， 服役過程中不斷經受腐蝕磨損， 往往會導致部件失效[3]。 因此， 對球墨鑄鐵進行修復以及表面強化， 以提高球墨鑄鐵件的使用性能， 意義重大。

冷金屬過渡焊 （cold metal transfer， CMT） 是基于短路過渡的一種MIG 焊接工藝， 能精確控制送絲速度以及焊絲回抽速度， 熔滴借助焊絲的回抽力進行轉移， 在熔滴轉移過程中， 焊接電流基本為零， 極大的降低了焊接過程中的熱輸入， 避免熔滴飛濺， 確保焊接質量[4-5]。 通常情況下， 使用電弧焊焊接鑄鐵件， 其接頭質量難以控制， 較大的熱輸入會在接頭處產生大量硬脆組織和較高的熱應力， 極易形成裂紋等焊接缺陷[6]。 而CMT 焊接因其獨特的電弧控制方式可解決熱輸入過大的問題， 還能實現大型鑄件的焊接， 提高工作效率。

Inconel 625 是一種固溶強化型合金， 具有優異的耐腐蝕性、 強度高、 焊接性好等特點， 合金成分主要是Ni 元素， Ni 可促進碳元素石墨化，進而使材料具有良好的抗裂性能， 抑制碳元素在界面處的擴散， 降低裂紋產生的趨勢[7]。

本研究采用CMT 焊接方法， 利用Inconel 625 合金焊絲在球墨鑄鐵表面進行堆焊試驗， 并對堆焊后試樣的微觀組織及力學性能進行分析，以期為工程應用提供借鑒。

1 試驗材料與方法

基體材料為QT500-7 球墨鑄鐵， 其尺寸為200 mm×200 mm×10 mm， 化學成分見表1， 主要組織為鐵素體、 珠光體和均勻分布的球狀石墨相， 顯微組織如圖1 所示。 焊絲采用Inconel 625合金焊絲， 直徑為1 mm， 化學成分見表2。

表1 QT500-7 球墨鑄鐵基體的化學成分 %

圖1 QT500-7 球墨鑄鐵基體的顯微組織

表2 Inconel 625 合金焊絲化學成分 %

試驗采用由Fronius 公司生產的TPS-5000型CMT 焊機， 并配備ABB 焊接機器人。 堆焊試驗工藝參數見表3， 保護氣體為氬氣（99.99%），氣體流量為15-20 L/min， 道間搭接率為45%，道間溫度保持在80～100 ℃， 試驗采用單層堆焊的方式進行焊接。 試驗結果顯示， 熔覆層表面平坦連續， 經過滲透檢測未發現焊接裂紋等宏觀缺陷， 滲透檢測結果如圖2 所示。

表3 堆焊成形工藝參數

圖2 熔覆層滲透檢測結果

線切割堆焊試樣以制取金相試樣。 經打磨、拋光后， 分別采用4%硝酸酒精溶液和氯化鐵鹽酸硝酸水溶液 （10 g FeCl3+10 mL HCl+10 mL HNO3+10 mL H2O） 對界面區和熔覆層進行腐蝕，采用Leica DM-4000 光學顯微鏡觀察金相組織；采用Regulus 8230 掃描電鏡對試樣的組織及化學成分進行分析； 采用XRF-1800 型X 射線熒光光譜儀對熔覆層物相進行分析； 采用HXZ-1000 型維氏顯微硬度儀對截面顯微硬度進行測試， 施加載荷為500 g， 加載時間為10 s， 相鄰硬度測試點間距為0.2 mm， 近熔合線處硬度測試點間距為0.05 mm； 采用萬能材料試驗機進行剪切強度測試， 壓縮速率1 mm/min； 根據ASTM/G 48標準配置10% FeCl3溶液進行腐蝕試驗， 每組試驗分3 次進行， 每次腐蝕時間為24 h。

2 試驗結果與分析

2.1 微觀組織分析

熔覆層與基體界面結合區顯微組織形貌如圖3 所示， 可以將界面結合區分為兩個典型的區域： 部分熔化區 （PMZ） 和熱影響區 （HAZ）。部分熔化區的顯微組織形貌如圖3 （b） 和圖3 （c）所示， 可以發現萊氏體組織和針狀馬氏體組織是部分熔化區的典型特征。 萊氏體組織呈現斷續狀分布， 并且主要呈現圓形分布。 堆焊層熔覆過程中， 部分熔化區金屬迅速熔化， 石墨相迅速溶解并伴隨著碳元素的擴散過程， 因此部分石墨相完全溶解， 在原來石墨相的位置形成富碳區域， 在隨后的快速凝固過程中， 富碳區形成萊氏體組織， 而遠離石墨相周圍的區域由于碳元素的擴散造成碳元素含量增加， 形成馬氏體組織。 圖中可以發現在未完全溶解的石墨相周圍存在“殼” 狀結構[8]， 即內層為萊氏體組織， 外層為馬氏體組織， 這是由于在熔覆過程中， 溫度迅速升高， 石墨相在高溫作用下發生部分溶解擴散， 造成石墨相周圍碳元素含量增加， 形成富碳區， 而遠離石墨相區域擴散的碳元素含量較少， 在冷卻凝固過程中， 石墨相周圍因碳元素含量高而形成萊氏體組織， 外層由于碳含量相對較低形成馬氏體組織。熱影響區主要為石墨相、 珠光體組織和少量的馬氏體組織， 在熱循環過程中， 基體中的鐵素體部分奧氏體化， 而在隨后的冷卻過程中， 熱影響區冷卻速度較緩慢， 使得奧氏體向珠光體轉變， 最后在石墨相周圍形成珠光體組織， 而馬氏體主要在原珠光體位置上形成， 且靠近部分熔化區。

圖3 熔覆層與基體界面結合區顯微組織形貌

圖4 所示為Inconel 625 焊絲單道焊成型獲得的熔覆層截面形貌。 可以看出， 熔覆層的組織主要由近界面的胞狀晶、 底部的柱狀晶、 中部的樹枝晶和頂部的等軸晶組成[9]， 其組織形貌如圖4所示， 在不同的區域由于熱流方向不同會呈現沿不同方向生長的枝晶組織。 在近界面處， 由于與基體接觸， 且有良好的導熱性， 同時過冷度較大，因此易形成胞狀晶； 而之后過冷度下降， 生長方式變為枝晶狀生長， 生長方向沿著熱流方向擇優生長， 所以可以明顯看到枝晶的生長方向并不統一； 而在熔覆層表面， 由于與空氣接觸， 冷卻速度加快， 出現等軸晶生長， 晶粒尺寸分布均勻。

圖4 單道堆焊組織形貌

圖5 所示為Inconel 625 焊絲單層多道焊成型獲得的相鄰焊道間中部的截面組織形貌。 采用單層多道焊堆焊的組織與單道焊的組織規律類似， 都是由界面處的胞狀晶、 中部的樹枝晶和頂部的等軸晶組成， 但是在相鄰焊道間， 后一道焊縫會的熱輸入會對前一道焊縫產生類似熱處理的作用， 形成明顯的分界線， 如圖5 （a） 所示。在前一道焊縫處， 在熱量作用下部分形成重熔區， 重熔區會經歷再結晶過程， 樹枝晶轉變為等軸晶， 使晶粒更加均勻， 其形貌如圖5 （b） 所示， 而后道焊縫的組織方向性更加明顯， 垂直于熔合界面， 沿著熱流方向以柱狀晶的形式外延生長， 其形貌如圖5 （c） 所示。

圖5 熔覆層相鄰焊道間組織形貌

為確定熔覆層的物相組成， 對熔覆層進行X射線衍射分析， 結果如圖6 所示， 發現熔覆層主要物相為富鎳固溶體γ-Ni 和M23C6 碳化物[10]。

圖6 堆焊層XRD 圖譜

2.2 熔覆層化學成分分布情況

堆焊的本質是異種材料的連接， 基體與焊絲在冶金結合的過程中， 由于材料成分的差異， 基體與熔覆層之間會發生元素遷移， 造成稀釋作用， 使得熔覆層性能的下降。 Ni 元素可以促進碳元素石墨化， 具有良好的抗裂性， 能夠減弱碳元素向界面處擴散的趨勢， 有效抑制白口的產生； 而Cr 元素具有強化作用， 能顯著提高熔覆層的耐腐蝕性能， 因此在保證良好冶金結合的基礎上， 減少熔覆層與基體之間的元素遷移至關重要。堆焊試樣熔合線附近的元素分布情況如圖7 所示，可以觀察到熔覆層和基體中3 種主要元素的遷移和擴散情況。 由圖7 可知， 基體和熔覆金屬在熔合線附近存在突變區， 從熔覆層到基體方向， Ni和Cr 元素含量迅速下降， Fe 元素含量大幅上升。堆焊過程中， 基體材料表面與熔覆層金屬熔化并部分混合， 在基體與熔覆金屬之間會形成較高的濃度梯度， 元素間發生相互擴散， 并且由于在凝固過程中熔覆層金屬較基體側溫度高， 可能造成基體側的擴散范圍較小。 3 種元素的擴散范圍很小， 基本未發生元素的遷移過程， 稀釋率小， 較好的保持了熔覆層金屬的性能。

圖7 熔覆層與基體界面區域元素分布

2.3 顯微硬度分析

熔覆層與基體截面顯微硬度分布如圖8 所示，可以看出， 熔覆層的硬度分布均勻， 平均硬度值為260HV～330HV， 基體的平均硬度為170HV～230 HV， 熔覆層的平均硬度明顯大于基體平均硬度， 這是由于熔覆層中含Nb、 Ni、 Cr 和Mo 元素在熔覆層凝固過程中可能生成了M23C6、 MC 等碳化物相[11]。 從圖8 中可以看出， 最高硬度存在于熔合線附近， 而熔合線附近的顯微硬度對組織依賴性強， 由于界面處含碳量較高， 且冷卻條件特殊，石墨相中的碳元素在高溫作用下迅速溶解并發生擴散， 形成富碳區， 在快速冷卻的作用下形成大量的萊氏體和馬氏體組織， 提高了顯微硬度， 最高可達890.9HV。 圖中存在一處硬度值顯著下降的區域， 可能是因為成型過程在反復熱循環作用下，部分碳化物在基體側析出， 從而降低了硬度。

圖8 熔覆層與基體截面硬度分布特征

2.4 剪切試驗分析

界面結合性能是堆焊試驗的一個重要性能指標， 為了研究基體與熔覆層之間的界面結合情況， 對堆焊后的試樣進行剪切試驗。 結果顯示，試樣的剪切強度高于380 MPa， 遠高于國標GB/T 8165—2008 中的要求 （210 MPa）， 說明熔覆層與基體之間具有良好的冶金結合。

對剪切試樣的斷口進行掃描電子顯微分析，結果如圖9 所示， 可以看出斷口中有明顯的河流花樣， 呈現明顯的脆性斷裂特征。 圖中可以發現較多細小的石墨相均勻分布在斷口處， 這些石墨相主要是由于碳在鎳元素中的溶解度低， 在隨后的冷卻過程中沿晶界析出， 分布在熔合界面區域。 在基體與熔覆層的界面處未發現明顯的開裂， 這主要是因為這些石墨相通常通過機械結合的方式與基體結合， 所以石墨相與基體和熔覆層之間往往會存在明顯的空隙， 而裂紋通常會在這些微小空隙處產生[12]， 從圖9 中可以看出撕裂紋通常從石墨相處開始萌生， 并從石墨相周圍向外擴展。

圖9 剪切斷口組織形貌特征

2.5 耐腐蝕性分析

利用10% FeCl3溶液對試樣進行腐蝕試驗，分析基體與熔覆層的耐蝕性。 每組選用3 個試樣， 求得腐蝕速率平均值為試樣的最終腐蝕速率。 腐蝕速率v 的計算公式[13]為

式中： τ——失重， g；

A——試樣表面積， m2；

t——試驗時間， h。

不同腐蝕時間下基體和熔覆層的腐蝕速率如圖10 所示。 由圖10 可以看出， 熔覆層的耐腐蝕性明顯優于基體。 在腐蝕初期， 熔覆層腐蝕速率較大， 隨著腐蝕的進行， 熔覆層腐蝕速率趨于穩定，腐蝕速率降低， 而基體的腐蝕速率降低后又突然增大， 可能是由于樣品表面腐蝕坑增大了與腐蝕液的接觸面積， 導致腐蝕速率增大。

圖10 不同腐蝕時間下基體和熔覆層的腐蝕速率

3 結 論

（1） 采用CMT 工藝在球墨鑄鐵表面堆焊Inconel 625 高溫合金， 堆焊成形界面區域可分為部分熔化區 （PMZ） 和熱影響區 （HAZ）， PMZ區域主要組織為萊氏體、 馬氏體組織和少量未完全溶解的石墨相， HAZ 主要由石墨相、 珠光體及少量馬氏體組織構成。

（2） 熔覆層組織主要由近界面處的胞狀晶、底部的柱狀晶、 中部的樹枝晶和頂部的等軸晶組成， 在不同區域由于熱流方向的變化會呈現不同的枝晶取向； 后一道焊縫對前一道焊縫有熱處理的作用， 使前道焊縫的樹枝晶組織再結晶為細小的等軸晶組織。

（3） 熔覆層主要由富鎳固溶體γ-Ni 和M23C6碳化物所構成， 界面區基本未發生明顯的元素擴散遷移， 稀釋率小。

（4） 熔覆層顯微硬度明顯高于基體， 在界面結合處由于萊氏體和馬氏體組織的形成造成硬度的顯著提高， 最高達890.9HV。

（5） 堆焊試樣界面剪切強度高于380 MPa，具有良好的結合性能； 斷裂機制為脆性和韌性混合斷裂， 裂紋通常會從石墨相周圍的空隙處產生并向外擴展； 熔覆層耐腐蝕性明顯強于基體。