固溶時效態GH925/Inconel625異種合金焊接力學性能研究*

張玉碧，楊曉亮，趙晨旭，張煊旸

(1. 河南工程學院 電氣信息工程學院， 鄭州, 451191；2. 重慶材料研究院有限公司 重慶 400707)

0 引 言

隨著可開采的陸地、淺層、優質油氣資源不斷減少，化石能源開發方向正逐漸由陸地轉向海洋、淺層轉向深地、優質油氣資源轉向含有CO2、H2s、Cl-等強腐蝕介質的油氣資源，如川東北普光、羅家寨等氣田[1]。含硫油氣開發環境具有高溫、高壓、高腐蝕特點，工程用鉆桿、鉆鋌和連接件等關鍵部件對材料提出極高的要求，鎳基合金因具有高強度、耐高溫和高耐蝕等特點，尤其是高溫高壓下具有較好的抗應力腐蝕性能，成為國內外高含硫油氣工程的主要用材之一[2]。GH925合金(國際編號UNS N09925)作為一種國產化Ni-Fe-Cr基合金，合金通過添加Mo、Cu、Al、Ti等沉淀強化元素，Ti、Al、Nb元素與Ni結合，經鍛后直接時效或固溶時效能彌散析出強化相γ′-Ni3(TiAl)和γ″-Ni3(TiAl) 強化合金，極限強度可以達到1 100 MPa[3]；就耐蝕性而言， Ni、Mo、Cu結合使材料在還原性介質中具備優良的耐蝕性；元素Cr通過形成Cr2O3氧化物保護膜，使合金具有較強的抗氧化性[4]。此外，實驗表明GH925合金在含硫酸性油氣環境中，具有優異的抗硫化物應力腐蝕和應力腐蝕開裂性能[5]。因此，在鉆井裝備(鉆桿、鉆鋌、連接件)、測井儀器(傳感器載體)及井下工具(爪、鉤、掛、套筒等)有著廣泛的應用。

鑒于GH925合金廣泛應用，其焊接性能也是材料加工性能的一個重要方面。由于鎳合金導熱性和熔液流動性差，鎳基合金在焊接過程中會產生一系列問題：(1)S、Si 雜質元素與Ni反應形成低熔點Ni-NiS晶間液膜熱裂紋[6]。(2)基體Ni(1 446 ℃)與其氧化物NiO (2090 ℃)熔點差異較大，熔敷金屬流動性差，極易形成夾渣、氣孔和咬邊等缺陷[7]。(3)鎳合金的液相區狹窄(1 287～1 446 ℃)，過冷產生Laves等低熔點有害相，導致焊接強度下降[8]。

目前，鎳基合金焊接主要還是采用傳統的熔化焊[9-11](包含手工電弧焊、鎢極氣體保護焊(TIG)、熔化極氣體保護焊(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]及擴散焊[19]在一些特殊場合也得到應用。傳統熔化焊由于技術成熟、操作靈活、適應性強、成本較低，應用更為廣泛。在GH925合金國產化工程中，其制備工藝、力學性能、耐腐蝕性等都開展了深入研究[3-4]，但其焊接性能還未有涉及。本實驗采用傳統MIG焊方法，以經濟型無藥皮625專用焊絲做熔化極，對GH925合金焊接性能進行研究，為該合金工程化應用提供技術支持。

1 實 驗

1.1 焊接材料

焊接母材選用商用GH925合金，經真空熔煉+電渣重熔制得鑄錠，(1 150±10)℃高溫擴散退火與(1 000±10)℃等溫旋轉鍛造水冷后制得鍛棒，經過1 000 ℃×2 h固溶爐中冷卻750 ℃×8 h時效強化，空冷。再機加工成φ12 mm×120 mm圓棒，合金原始組織見圖1。試樣磨削成X型漏斗形坡口(見圖2)，并用丙酮清洗備用。采用MIG手工焊接，焊絲采用Special Metal公司開發的Inconel Filler metal 625合金專用焊絲(參考標準AWS A5.14 ERNiCrMo-3, UNS N06625)，直徑2.4 mm，焊條使用前330 ℃×1h烘干。焊機為國產逆變式直流弧焊/氬弧兩用焊機(中國北京，型號ZX7-400STG)，焊接電流選取50～80 A范圍，焊接道次時間間隔(T=1～2 s)，試驗焊接電流和焊接電壓為一元化控制，焊接電壓無法調節。焊接采用氬氣保護，送氣流量為(12±0.5)L/min。焊后試樣經打磨、拋光，用甲醇(100 mL)+鹽酸(100 mL)+5 g CuCl2飽和溶液侵蝕30 s，進行組織觀察。母材GH925合金與焊絲625合金的原始成分和力學性能對比分別見表1和表2。

表1 GH925/625合金的化學成分(質量分數，%)Table 1 Chemicalcompositions of GH925 and 625 alloys (wt.%)

表2 GH925合金與焊絲625合金的室溫力學性能Table 2 Mechanical properties of GH925 alloy and 625 welding wire (25 ℃)

圖1 GH925合金固溶時效原始組織Fig.1 Original microstructure of GH925 alloy

圖2 焊接坡口示意圖Fig.2 Illustrator of welding groove

1.2 焊接成分設計

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結構)，通過合金化元素Al、Ti、Nb析出合金強化相Ni3(TiAl)(γ′)和Ni3(TiAlNb)(γ″)。其中γ″不穩定，在高溫(723.5～879 ℃)轉變為針狀或片狀δ相[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結構)，其中原子半徑較大的Nb、Mo元素固溶于基體中引發晶格畸變，起到釘扎固溶強化作用。625合金成分相對基材925合金而言，元素Ni、Mo、Nb含量增加，Fe、Cu、Ti、Al下降。從熱力學角度看，固溶元素Ni、Mo、Cu在合金成分范圍內可以互溶，焊接凝固時可以形成奧氏體γ相。Nb含量增加有利于強化相γ″形成，促進δ相析出。焊絲熔合會減少Ti、Al含量，可以適當抑制強化相γ′、γ″和δ相的析出。另外，焊材中增加固溶強化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，從成分設計上，焊縫基體相仍為奧氏體γ相，同時有適量強化相析出，獲得力學性能優良的焊縫組織。

2 結果與討論

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(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，無焊接裂紋、氣孔缺陷，熔合良好。

縱向圖3(a)、(c)、(e)為沒有T時的焊接組織圖，在焊接電流50 A時，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(FZ)晶粒形態以平面結晶為主，但晶界處有大量片狀δ相析出。電流增大至65 A時(圖3c)，晶粒邊界的δ相析出減弱，從金相截面看，在晶內有白色點狀δ相析出，晶粒形態可能轉變為胞狀晶。焊接電流增加至80 A時，晶界處δ相析出變化不大，但在熔合線兩側出現大量聚集的枝晶狀析出。此時電流變大，過冷度增加，熔池結晶以枝晶析出為主，熔合線附近組織呈現周期帶狀、循環對流特征。由放大圖可知，WZ晶內δ相析出顆粒增大。

相同電流下，焊接電流為50 A+T時(T表示存在道次間時間間隔，下同，圖3(b))，可以清晰看出平面晶晶界，焊縫無明顯析出相。65 A+T時(圖3d)，析出相分布仍細小均勻，沿熔合線靠近BM一側，有少量的δ相聚集析出。80 A+T時(圖3(f))，MZ區域內δ相析出劇烈，同時熔合線靠近BM一側，有δ相呈帶狀大量析出，析出量顯著增強。

圖4給出了析出相的能譜圖，其中point 1和2代表MZ區白色析出相(見圖3(c)和(e))，point 3和4代表BM區白色析出相 (見圖3(d)和(f))。從能譜上看，析出相所含元素基本相同，測得的元素含量見表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含量遠高于BM區，這與焊絲自身Nb、Mo元素含量較高有關。但從元素Fe分布開看，WZ析出相Fe含量(25%)遠大于625焊絲的原始Fe含量(0.2%)，說明在焊接過程中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。依據δ相Ni3(TiAlNb)化學式，析出相原子比例并非δ相嚴格計量比化合物，而是一種類似(NiFeCr)17(TiAlNbMnMo)3型復雜化合物。研究認為熔池液相凝固時，Ni晶格點位置換為Fe、Cr原子形成置換固溶體，進而在熱力學上形成一種富NbTiAl類似δ相結構的復雜化合物。這種現象在718鎳基合金焊接中枝晶凝固時也發現了(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, BM: 基體;Y2: 表示試樣編號, 50 A: 焊接電流, T: 焊接道次間隔時間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 能譜測得圖3中各點的成分(at%)Table 3 The composition of each point in Fig.3 measured by EDS (at%)

2.2 焊接力學性能

圖5給出了基體GH925、焊絲625合金和焊縫測得的力學性能，可見在不同焊接電流下，焊縫強度介于925合金與625合金原始強度之間，大電流情況下，焊縫強度超過焊絲原始強度，這與925合金熔合產生的合金化析出強化有關，有效改善了焊縫強度。

圖5 GH925合金與焊材625合金在不同焊接參數下焊縫的力學性能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，焊縫的抗拉強度先增大后減小，在65 A時達到最大值。從焊縫組織分析來看，在50 A低電流下，為保證焊材充分熔化，焊接速度較慢，焊接停留時間較長，導致熱影響區變大(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出現(圖3(a))，這對合金強度和塑性都不利。當電流達到65 A時，焊縫的強度達到最大，從組織上看，合金δ析出物形態表現為顆粒狀，均勻分布于基體材料中，具有明顯的彌散強化效果，當焊接參數為65 A+T時，接近焊縫位置出現δ析出物聚集析出區，這與焊接時該區域在焊槍經過時反復加熱，熱影響時間過長導致δ析出物大量析出，但這種細化顆粒狀析出對焊縫強度影響不大，有助于強度的提高(δb達到了830 MPa)，接頭的抗拉強度達到GH925母材的70%，焊絲抗拉強度的1.15倍。當焊接電流達到80 A時，焊接熱能輸入增加，熱影響加大，可以明顯看出熔融組織結晶晶粒增大，靠近熔合線附近形成了枝晶組織；同時晶界處析出物加劇，顆粒聚集長大，這種情況下導致焊縫強度顯著下降。當參數為80 A+T時，靠近熔合區2～5 mm處有δ相帶狀析出，這與焊接過程的熱影響溫度密切相關，圖6給出了利用宏觀有限元模型計算得到的焊接過程焊縫橫截面區域的溫度場分布，可見距離熔合區2 mm以外，焊縫溫度正處于δ相析出溫度的范圍(723.5～879 ℃)內，導致該區域出現δ相帶狀析出。但對比分析發現，相同電流強度下，通過增加道次間的時間間隔T，可以有效減小焊接熱影響，增加焊縫強度，獲得更好的焊縫組織。

圖6 焊接過程焊縫橫截面區域的溫度場分布Fig.6 Distribution of temperature field in a cross section of welding zone

3 結 論

GH925合金采用Inconel Filler 625專用焊絲，得到焊縫無裂紋氣孔缺陷，熔合良好。采用焊接電壓-焊接電流一元化控制的氬氣保護MIG焊接，焊接電流在50～80 A變化時，隨著電流增加，焊縫強度先增加后減小。焊接電流65 A+T(T=1～2 s)，獲得焊縫力學性能最好，最大焊縫抗拉強度達到830 MPa，達到母材強度的70%。在較小焊接電流(50 A)時，低線能量下焊接速率較低，焊縫晶粒增大，晶體形態以平面晶為主，沿晶界δ相片狀析出增多，有多邊化晶界形態出現。在65和80 A焊接電流時，沿熔合線靠近GH925母材一側2～3 mm處會出現δ相帶狀劇烈析出區，經焊接溫度場模擬計算該溫區對應δ相析出溫度范圍，導致δ相大量析出。成分測定表明析出物并非嚴格的計量比化合物，而是一種類似δ相的(NiFeCr)17(TiAlNbMnMo)3型復雜化合物。GH925合金選擇焊接參數應盡量增大焊接速度，減小焊接電流，焊接道次間有1～2 s時間間隔，有利于減少δ相的帶狀析出，獲得較好的焊接力學性能。