不同工藝參數(shù)MIG焊Inconel 625熔覆層微觀組織研究*

2024-04-01 07:08:10李繼紅劉智博王森淼

焊管 2024年2期

馬克，程龍，李繼紅，毛威，劉智博，王森淼

（西安理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048）

0 前言

能源開采工業(yè)是現(xiàn)代社會(huì)經(jīng)濟(jì)發(fā)展的重要支柱產(chǎn)業(yè)之一，輸送管線長(zhǎng)期處于高溫、高壓及部分含硫化合物的腐蝕環(huán)境下，在輸送固體能源時(shí)，由于輸送物具有較高的硬度，不斷與管道內(nèi)壁產(chǎn)生摩擦與沖擊，管道內(nèi)壁在固體顆粒的長(zhǎng)期沖刷下會(huì)發(fā)生較為嚴(yán)重的磨損，最終使得管道壁厚減薄，甚至出現(xiàn)穿孔現(xiàn)象[1-2]。因此，在提高輸送管道表面耐蝕性的同時(shí)，增強(qiáng)管道的耐磨性對(duì)于提高生產(chǎn)效率、節(jié)約資源與安全生產(chǎn)具有重要意義。表面工程技術(shù)是提高傳統(tǒng)鋼鐵材料使用性能的理想手段，既可以滿足構(gòu)建所需要的特殊使用性能，同時(shí)降低了制造成本和難度，目前主要采用的表面工程技術(shù)有激光熔覆[3]、電弧熔覆[4]、熱噴涂[5]、冷噴涂[6]等諸多方法。其中，MIG[7-8]電弧熔覆材料熔融充分、熔覆過程中排氣浮渣充分、收縮應(yīng)力釋放充分、熔覆材料選擇范圍廣，易獲得較為完好的大面積熔覆層，已在工業(yè)生產(chǎn)中得到廣泛應(yīng)用，但該項(xiàng)表面工程技術(shù)熱輸入較大，基體變形量大，基體對(duì)熔覆層稀釋作用較為明顯[9]。因此如何在采用MIG 電弧熔覆方式的前提下，保證熔覆層的質(zhì)量，保證其良好的使用性能，成了研究者們亟待解決的重要問題。當(dāng)然不僅限于良好使用性能的合金，近年來各種前沿新材料也通過電弧熔覆、激光熔覆的方式制備成功，類似耐磨與耐蝕性能兼具的高熵合金熔覆層[10-12]、金屬/陶瓷復(fù)合涂層[13-15]等均顯示出該方法良好的應(yīng)用前景。

工程上常用的耐腐蝕耐磨熔覆材料以鎳基、鐵基[16-17]、鈷基[18-19]合金為主，其中Inconel 625鎳基合金具有良好的耐磨性、優(yōu)異的耐腐蝕性和耐高溫性能等優(yōu)點(diǎn)，在各類金屬面修復(fù)或改性領(lǐng)域被廣泛應(yīng)用，而Inconel 625鎳基合金熔覆制造過程中存在的成形困難[20]、元素偏析[21]、裂紋[22]等問題，會(huì)導(dǎo)致合金熔覆層性能無法滿足金屬表面改性或修復(fù)的需求。目前研究者們主要采用調(diào)整工藝參數(shù)、引入微量合金元素稀土氧化物或陶瓷顆粒等對(duì)其進(jìn)行強(qiáng)化，在獲得較高力學(xué)性能的同時(shí)減緩元素偏析現(xiàn)象。吳棟梁等[23]通過改變等離子熔覆技術(shù)的熔覆電流工藝參數(shù)對(duì)鎳基合金熔覆層的影響，研究了熔覆層的微觀組織、物相組成、摩擦磨損性能和耐腐蝕性能，結(jié)果表明，熔覆電流改變了Inconel 625涂層的組織形貌和γ-Ni相不同晶面的擇優(yōu)傾向，電流為80 A時(shí)可獲得組織均勻細(xì)小、結(jié)構(gòu)致密的鎳基合金涂層，涂層的腐蝕傾向最低，顯微硬度值最大，耐磨與耐腐蝕性最優(yōu)。Gao[24]采用激光熔覆技術(shù)制備了Nb含量分別為0、1.5%、3%和5%的Inconel 625 熔覆層，采用XRD、SEM、電化學(xué)測(cè)試等技術(shù)研究了不同Nb 含量對(duì)涂層相組成、顯微組織和耐蝕性的影響。結(jié)果表明，隨著Nb 含量的增加，涂層的表面結(jié)構(gòu)由枝晶向胞晶轉(zhuǎn)變。由于NbC的形成消耗了γ-Ni 相中的C，使更多的Cr 從碳化物狀態(tài)中釋放出來固溶于γ-Ni 相中，提高了γ-Ni 相在電解液中的鈍化能力。添加適量的Nb 是優(yōu)化涂層組織、提高涂層耐蝕性和顯微硬度的有效途徑。王曉玲[25]采用CMT 堆焊工藝制備Inconel 625 和1%La2O3/Inconel 625 鎳基合金熔覆層，研究添加La2O3對(duì)Inconel 625 堆焊試樣顯微組織、顯微硬度、拉伸強(qiáng)度及抗高溫氧化性能的影響，結(jié)果表明，添加La2O3的Inconel 625 堆焊試樣的金相組織明顯細(xì)化，且顯微組織由柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，Laves 相的尺寸更為粗大。由于添加了La2O3，Inconel 625 鎳基合金的顯微硬度從235.97HV0.3增加到246.53HV0.3，抗拉強(qiáng)度從543.12 MPa增加到564.25 MPa。在高溫氧化試驗(yàn)條件下，添加了La2O3的Inconel 625 鎳基合金熔覆層的氧化速率明顯小于未添加La2O3的熔覆層的氧化速率。

本試驗(yàn)采用牌號(hào)ERNiCrMo-3 的商用Inconel 625實(shí)心焊絲，利用MIG電弧熔覆方法制備三種不同熔覆電流的鎳基合金改性層，研究了不同電流熔覆層的微觀組織、物相組成和顯微硬度，為該方法在工程實(shí)際中的應(yīng)用提供一定的依據(jù)和參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

本試驗(yàn)以ERNiCrMo-3實(shí)心焊絲(北京金威焊材有限公司)為原料，焊絲成分見表1。

表1 ERNiCrMo-3實(shí)心焊絲的化學(xué)成分 %

將切割好的Q345基體試板固定在操作臺(tái)上，用合適的焊接夾緊裝置夾緊，防止焊接過程中試樣發(fā)生位置偏移。采用不同的工藝參數(shù)試焊，三組熔覆工藝參數(shù)見表2，熔覆完成后使用線切割機(jī)切取試樣分別進(jìn)行組織和性能分析。用5 g FeCl3+10 mL HCl溶液對(duì)金相試樣進(jìn)行表面腐蝕，在OLYMPUS-GX71型光學(xué)顯微鏡（OM）下觀察熔覆層的微觀組織，并使用帶有EDS 能譜儀的JSM—6700F型掃描電子顯微鏡（SEM）對(duì)微區(qū)組織形貌和元素分布情況進(jìn)行分析。使用XRD—7000 型X 射線衍射儀（XRD）分析涂層的物相組成，掃描范圍30°～95°，掃描速度為8°/min，步長(zhǎng)0.02 °。采用MHV—1000Z 型顯微維氏硬度計(jì)測(cè)試試樣的顯微硬度，選用的壓頭試驗(yàn)力為0.3 kgf，保壓時(shí)間為15 s，硬度測(cè)試打點(diǎn)位置如圖1所示。基體—熔覆層硬度測(cè)試方向從基體中心到熔覆層頂部，每隔0.2 mm測(cè)試一次，每個(gè)試樣測(cè)1列，每列19個(gè)測(cè)試點(diǎn)，熔覆層平均硬度測(cè)試方向從熔覆層左側(cè)至熔覆層右側(cè)，每隔0.2 mm測(cè)試一次，總共測(cè)試熔覆層底部、熔覆層中部、熔覆層頂部三行，每行15個(gè)測(cè)試點(diǎn)。

圖1 硬度測(cè)試位置示意圖

表2 三組熔覆工藝參數(shù)

2 結(jié)果與討論

2.1 宏觀形貌分析

單道堆焊時(shí)熔覆層截面宏觀形貌如圖2 所示，從圖2能夠看出堆焊層和基體之間的結(jié)合界面沒有氣孔、裂紋、夾雜等缺陷。為進(jìn)一步探究焊接電流對(duì)熔覆層宏觀形貌的影響，對(duì)單道熔覆層稀釋率進(jìn)行計(jì)算。稀釋率是指在熔覆中，由于熔化基材的混入而引起的熔覆合金成分的變化程度，其計(jì)算公式為

圖2 單道堆焊熔覆層宏觀形貌

式中：η——稀釋率，%；

A——母材熔化面積，mm2；

B——熔覆層面積，mm2。

表3 是利用Photoshop 計(jì)算的單道熔覆層稀釋率，從表3 發(fā)現(xiàn)不同電流熔覆層稀釋率有明顯變化，隨著電流的增大，母材融化的面積占熔覆層總面積比例逐漸變大，這是由于逐漸增大的焊接電流將導(dǎo)致更多的熱量輸入，同時(shí)電弧力變強(qiáng)，推動(dòng)了液態(tài)金屬流動(dòng)，加劇了母材和熔覆金屬的熔化，使熔池與基體的混合以及流動(dòng)更充分。

表3 單道熔覆層稀釋率

2.2 微觀組織分析

焊接過程中組織的生長(zhǎng)特征晶體形態(tài)演變?nèi)Q于成分過冷的程度。在熔池凝固時(shí)，晶體形態(tài)演變?nèi)鐖D3 所示，如果界面前沿存在嚴(yán)重的成分過冷，因?yàn)楣桃呵把刂械娜苜|(zhì)濃度梯度較大，擴(kuò)散速度快，所以界面前沿的液體在柱狀晶生長(zhǎng)的同時(shí)將自由成核并長(zhǎng)大。當(dāng)平面前沿液相中溶質(zhì)梯度較小，會(huì)形成等軸晶，所以Inconel 625 層頂部，晶體逐漸長(zhǎng)成星形等軸晶，而在熔覆層中部和底部多為柱狀晶，且與熔合線呈60°～90°。隨著熱輸入的增大，熔覆區(qū)域逐漸過熱，導(dǎo)致高溫下穩(wěn)定性較低的柱狀晶受熱長(zhǎng)大，形貌如圖3（a）和圖3（d）所示，在熔合線附近的區(qū)域，電流為170 A時(shí)，熔覆層底部的柱狀晶大小明顯小于電流為230 A 時(shí)熔覆層底部的柱狀晶。

圖3 熔覆層的晶體形態(tài)演變情況

為了探究不同熔覆層區(qū)域的組織形貌和元素分布情況，對(duì)熔覆層進(jìn)行SEM顯微組織形貌觀察和EDS成分分析，其SEM形貌如圖4所示。根據(jù)圖4（a）可知，熔覆層中存在深灰色基體、不規(guī)則亮白色區(qū)域和亮白色顆粒相。在熔覆層柱狀晶區(qū)域分別對(duì)枝晶間亮白色島鏈狀析出物、深灰色區(qū)域和亮白色顆粒相進(jìn)行EDS分析，結(jié)果見表4。根據(jù)表4可知，點(diǎn)1位置的物相接近M6C相，結(jié)合微觀組織形貌和成分，推測(cè)其為M6C相[15]。在合金凝固過程中，碳化物通常在晶界和枝晶間析出，有抑制晶粒長(zhǎng)大的作用，該相作為硬度較高的硬質(zhì)相，當(dāng)其分布在熔覆層中時(shí)具有顆粒強(qiáng)化作用，當(dāng)其分布在晶界時(shí)，對(duì)晶界有一定的釘扎作用，可以阻礙晶界滑移和位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高合金力學(xué)性能。而點(diǎn)2位置處的元素比為（Ni、Cr、Fe）：（Nb、Mo、Ti）=69.4∶30.6接近2∶1，元素組成及配比接近Laves（Ni，F(xiàn)e，Cr）2（Nb，Mo，Ti）相，結(jié)合微觀組織形貌，推測(cè)其為L(zhǎng)aves 相[15]。作為Inconel 625于凝固末期在晶界處析出的低熔點(diǎn)析出相，一定量的Laves 相對(duì)熔覆層綜合性能有所提高，過多的Laves 相產(chǎn)生會(huì)大量消耗原本用來固溶強(qiáng)化的Cr、Mo、Nb 等溶質(zhì)元素，會(huì)降低合金元素對(duì)γ 基體的固溶強(qiáng)化作用，并且提高Inconel 625熔覆過程中熱裂紋敏感性，在熔覆過程中需控制基體熔化程度，避免作為強(qiáng)Laves 相形成元素的Fe 元素大量進(jìn)入熔覆層，惡化熔覆層組織性能。點(diǎn)3位置的深灰色基體，其元素組成及配比接近Inconel 625 原始成分，判斷其為Inconel 625 γ基體。

圖4 熔覆層SEM分析結(jié)果

表4 不同位置的EDS分析結(jié)果

如圖4（a）熔覆層柱狀晶區(qū)的面掃圖，熔覆層中主要元素Ni、Cr、Mo、Nb均存在微觀偏析的現(xiàn)象，偏析現(xiàn)象較為嚴(yán)重的Mo和Nb，二者為k<1的正偏析元素，正偏析元素在凝固過程中會(huì)優(yōu)先從晶內(nèi)排出到晶界處，在晶界處富集，反之偏析現(xiàn)象較弱的Ni和Cr為k>1的負(fù)偏析元素，則會(huì)保持在晶內(nèi)，這與面掃結(jié)果相一致。

圖5為不同工藝參數(shù)Inconel 625熔覆層XRD圖。Inconel 625電弧熔覆層為面心立方（fcc）結(jié)構(gòu)的γ-Ni 固溶體相。熱輸入較大熔覆層的（111）、（200）和（311）晶面的三個(gè)主衍射峰向右移動(dòng)，對(duì)應(yīng)的衍射角逐漸增大。根據(jù)布拉格定律2dsinθ=nλ（n=1，2，3），熱輸入大的熔覆層晶面間距較小，衍射角θ與衍射峰位移和晶格畸變有關(guān)。上述現(xiàn)象差異主要?dú)w因于γ-Ni 基體中合金元素含量的差異。在金屬間相析出過程中，較大原子尺寸的Nb 和Mo 從γ-Ni 基體中析出形成沉淀物，導(dǎo)致γ-Ni基體晶格參數(shù)降低。因此，由于熱輸入較大的熔覆層具有較高的稀釋率，大量 Fe 原子吸引更多的Nb 和Mo 元素偏析到晶界處形成Laves 相，減弱了γ-Ni 基體晶格畸變程度，導(dǎo)致衍射角θ變大。此外，由于碳化物相和Laves相的含量較少，并未通過XRD檢測(cè)到。

圖5 熔覆層XRD分析結(jié)果

2.3 顯微硬度分析

為表征不同工藝參數(shù)對(duì)熔覆層的影響，對(duì)Q345 基體和三種不同焊接電流的熔覆層的顯微硬度進(jìn)行了測(cè)試，硬度測(cè)試結(jié)果如圖6所示，其中圖6（a）為四個(gè)試樣平均顯微硬度。從圖6（a）可以看出，隨著焊接電流的增加，熔覆層的顯微硬度逐漸降低，電流為170 A 時(shí)，熔覆層的平均硬度達(dá)到235.9HV0.3，各熔覆層相較于基體Q345硬度均有提高，然而隨著焊接電流的增大，熔覆層平均硬度逐漸減小，由于熱輸入的增大，熔覆層組織晶粒粗化，并且由于稀釋率的變化，熔覆層整體硬度下降程度與Fe 原子進(jìn)入熔覆層成正比，從而導(dǎo)致熔覆層力學(xué)性能下降。圖6（b）為不同焊接電流條件下基體-熔覆層界面的硬度變化曲線，焊接電流為170 A 時(shí)，基體至熔覆層的元素線掃描結(jié)果如圖7所示，根據(jù)圖6（b）和圖7可知，隨著測(cè)試點(diǎn)不斷地靠近熔合線，F(xiàn)e元素含量也在逐漸提高，基體稀釋對(duì)熔覆金屬的成分影響也就越大。當(dāng)然頂部與底部的硬度也受成分過冷程度的影響，熔覆層頂部的等軸晶晶粒與熔覆層底部晶粒相比較為細(xì)小，因此熔覆層頂部硬度較高，而熔覆層底部硬度較小，并且界面處未出現(xiàn)硬度突變現(xiàn)象，這與基體和熔覆層的主要元素有關(guān)，基體中大量含有的Fe 和熔覆層中主要存在的Ni 相互固溶度較高，基體中的Fe 大量擴(kuò)散到熔覆層中，熔覆材料的合金元素也會(huì)擴(kuò)散進(jìn)入基體，兩種材料的原子形成良好的冶金結(jié)合，緩解了異質(zhì)材料物理化學(xué)性質(zhì)差異大導(dǎo)致的結(jié)合界面連接脆化現(xiàn)象，有助于提高基體和熔覆層的界面結(jié)合強(qiáng)度。