穿孔型等离子弧自熔焊工艺对N6镍合金焊缝成形及性能的影响

柴廷玺， 徐宏彤， 王希靖， 张亮亮， 晏丽琴

(1.兰州城市学院，兰州 730070；2.省部共建有色金属先进加工与再利用国家重点实验室，兰州 730050)

0 前言

N6中Ni含量大于99.5%，具有较高强度、良好的延展性、机械加工性能及特殊的电、磁和热膨胀性能[1-2]，在大气、中性、碱性和微酸性溶液中耐蚀性较好[3]，因此，N6在石油化工、海洋、航空航天及核电站领域得到广泛的应用[4]。尤其是镍基合金在航空航天领域已成为航空发动机热端部件不可替代的关键材料[5]。N6基体为单相奥氏体，焊接热循环过程中不发生相变，其物理、化学性能与奥氏体不锈钢、低碳钢差异较大，焊接过程中出现如下问题[6-8]：熔池液态金属易溶解O，N，导致焊缝出现气孔；N6易与P，S结合形成低熔点共晶体，在焊接拉应力作用下产生结晶裂纹；同时镍合金由于自身特性，导致熔池金属不易润湿展开，造成焊缝成形差，熔深较浅，并且还不能像其他材料一样，通过增大焊接电流来增加熔池金属流动性，反而会增加焊缝裂纹敏感性[9]，同时镍合金过热倾向大，焊缝晶粒易粗化。焊接热循环是一个快速加热、冷却的过程，导致焊缝成分与组织不均，也成为焊接接头薄弱区域。

针对镍合金的焊接，国内外学者做了大量研究。杨国辉[10]对纯镍进行焊接试验，指出焊缝区容易出现气孔、裂纹，熔合线附近有方向性很强的晶粒长大倾向；陈静青等人[11]指出Inconel 690焊接性差，热导率较小高温停留时间长，导致焊缝晶粒过热形成粗大的柱状晶。崔巍等人[12]指出，采用TIG焊接Incoloy 825镍合金Ω环时，焊接电流过小，电弧不稳定，熔深浅，电流过大，易产生咬边、烧穿；焊速过快产生咬边，导致焊缝熔合不良。刘丰刚[13]研究了激光焊工艺参数对镍基合金GH3039焊缝成形的影响规律，指出焊缝熔宽随工作电流增大呈递增趋势，焊接速度增大，熔宽减小。雷玉成等人[14]指出激光功率一定，提高焊接速度，热输入下降，熔深减小。降低焊接速度可导致焊缝熔深增大，焊接速度过低会导致焊穿。张晓鸿等人[15]指出脉冲TIG焊基值电流增加，热输入增加，熔池融金属冷却速度变小，过冷度减小，晶核长大速度和形核率降低，造成形核率的增长率小于晶核长大速度的增长率，从而导致Inocnel 690焊缝晶粒粗大。Odaba等人[16]采用激光焊接Inconel 718平板，指出随焊接热输入增大，焊缝区晶粒表现长大倾向，同时发现焊缝晶粒细化可降低热裂纹敏感性。王涛等人[17]研究了脉冲TIG焊工艺对Inconel 601H晶粒尺寸的影响规律，指出基值电流从20 A增加到40 A，工件热输入增加，焊缝晶粒平均直径从71～74 μm增加到80～83 μm。宋建岭等人[18]研究了TIG熔钎焊工艺参数对镍基合金/不锈钢焊缝成形的影响，指出减小焊接电流值、增大焊接速度可有效控制焊接热输入，减少母材熔化量，焊缝成形得以保证。

由于镍合金N6自身特性影响，采用TIG，MIG等方法无法实现单面焊双面成形，若采用多层多道会严重影响焊接质量及生产效率，因此选择合理的焊接方法及工艺，才能得到组织、性能良好的焊接接头。该研究综合考虑了N6焊接性，采用等离子弧自熔焊方法对镍合金N6板施焊，焊后研究主要工艺参数对焊缝成形及力学性能的影响，为提高镍合金N6焊接接头质量及促进生产应用提供试验参考及理论依据。

1 试验材料与方法

试验材料采用尺寸为100 mm× 50 mm×6.0 mm的热轧镍合金N6试板，其化学成分、物理性能和力学性能分别见表1和表2。

表1 镍合金N6化学成分 (质量分数,%)

表2 镍合金N6的物理与力学性能

试验采用等离子弧焊设备对厚度6.0 mm镍合金N6板材进行焊接工艺试验，等离子气体、保护气体均采用99.99%高纯氩气。试验前依次采用200～2 000号不同型号砂纸打磨试板待焊区以去除氧化膜，然后用无水乙醇清洗打磨区去除油污。焊接过程要求单面焊双面成形，采用对接接头，开I形破口，中心预留1.0 mm间隙。采用3水平3因素正交优化设计方法，选出最优焊接工艺参数，改变主要参数(焊接电流、焊接速度、离子气流量)进行焊接工艺试验。焊后使用线切割机，将不同参数所得接头切割制备金相试样，经不同号砂纸打磨、抛光、清洗，然后用蒸馏水:硝酸:冰醋酸比例为1∶5∶5的混合腐蚀液浸蚀，使用金相显微镜观察微观组织，测量焊缝熔宽、熔深；用万能材料试验机测试不同参数所得接头的抗拉强度；使用扫描电镜观察拉伸试样断口。通过以上试验分析，研究工艺参数对N6等离子弧自熔焊焊缝成形及力学性能的影响。

2 结果与分析

2.1 正交试验设计

采用SPSS软件进行正交试验设计，正交试验采用3水平3因素正交表，见表3，选取焊接电流、焊接速度、离子气流量作为因素，每个因素取3个水平。

表3 3水平3因素表

表4为试验方案及接头抗拉强度，可看出，当焊接工艺参数为I=175 A，v=190 mm/min，Q=1.5 L/min时，焊接接头抗拉强度281 MPa，达到母材的80%。方差分析表明，影响焊接接头抗拉强度因素主次排序：因素A、因素C、因素B。每个因素的最佳水平：因素A取175 A，因素B取190 mm/min，因素C取1.5 L/min。正交试验设计所得最优焊接工艺参数为：焊接电流175 A，焊接速度190 mm/min，离子气流量1.5 L/min；采用此参数试焊，接头抗拉强度可达302 MPa，接头系数达到87.3%，接头力学性能明显提升，表明正交试验设计所得的等离子弧自熔焊工艺参数是可靠且有效的。图1为最优焊接工艺参数所得的焊缝宏观形貌，焊缝成形美观，无咬边、裂纹、气孔等缺陷。

表4 试验方案及抗拉强度

图1 焊缝宏观形貌

2.2 焊接电流对焊缝成形影响

以最优焊接工艺参数为基础，仅改变焊接电流值，分析焊接电流对焊缝成形的影响，结果如图2、图3所示。图2焊缝气孔数量少，成形较好，图2a焊缝成形较好，图2b存在咬边，表面轻微凹陷，图2c焊缝表面严重下凹，背面余高增大。焊接电流从170 A增加到190 A，焊缝正面余高逐渐降低而背面余高增大，焊缝截面从“碗状”逐渐变为“酒杯状”。增大焊接电流，熔宽从6.78 mm增至8.04 mm，熔深从5.1 mm增至5.22 mm，焊缝熔宽、熔深随焊接电流的增大而增大。当焊接电流小于某一数值，电弧不稳定无法形成小孔，焊缝出现未焊透。当电流增加到190 A，熔池金属由于小孔直径过大发生过熔透，这是由于等离子弧焊过程中，熔池液体金属在表面张力、温差导致的表面张力差、熔池重力、等离子流力、熔池金属密度差所产生的流动力等多种力共同作用下保持平衡，因此，作用在熔池液态金属上的各种力共同决定了熔池形状及凝固后的焊缝形貌，其中表面张力、等离子流力、温差引起的表面张力差、熔池金属密度差所产生的流动力利于增加焊缝正面余高，减小下凹，而重力则利于焊缝凹陷，重力与熔池自身质量及熔池小孔直径有关，小孔直径越小，支撑的液体金属面积越大，重力影响越小，熔池凹陷也越不明显。包峰等人[19-20]研究发现，增大焊接电流，电弧功率增大，熔池质量增加，重力增大，但是弧柱中心温度变化不大，高温区向外扩展，熔池整体温度升高，熔池中心与边缘温度梯度变小，导致表面张力降低，而温度梯度变小导致熔池凝固过程中的时空差减小，等离子流力作用也减弱。随着表面张力与等离子流力作用减弱，熔池重力的作用变得明显，导致凝固后焊缝下凹，如图2c所示。

图2 不同焊接电流对应焊缝截面形貌

图3 焊接电流对焊缝成形的影响

2.3 焊接速度对焊缝成形的影响

其他焊接工艺参数不变，改变焊接速度，分析焊接速度对焊缝成形的影响。从图4可以看出，图4a、图4b所示焊缝成形美观，但存在少量且尺寸细小的气孔；图4c焊缝存在咬边，图4d焊缝成形极差且存在大量内部气孔和未焊透缺陷；从图5看出，随焊接速度从160 mm/min增至180 mm/min，熔宽从7.2 mm降至6.9 mm，熔深从5.2 mm降到4.92 mm。一定范围内，焊缝熔宽、熔深随焊接速度的增大而降低，焊接速度过大，焊接热输入严重下降，出现未焊透、气孔等，降低接头性能。分析数据可得出，焊接速度改变主要影响焊接热输入，当焊接速度增大，焊接热输入降低，熔池中小孔直径随之减小；当焊接速度提高到200 L/min，熔池中小孔消失，电弧熔透能力变差，出现未焊透；同时增大焊接速度，使熔池金属向焊缝两侧铺展的时间缩短，焊缝出现咬边，如图4c所示。

图4 不同焊接速度对应焊缝截面形貌

图5 焊接速度对焊缝成形的影响

当焊接速度提高到200 mm/min，焊缝内部出现大量气孔，这与N6特性及焊接工艺有关：①焊接热循环过程中，N6熔池金属极易溶解H2，O2，N2气体，伴随冶金反应产生H2O，CO气体；②N6导热系数高于碳钢、不锈钢，固-液相温度间距较小，熔池液态金属流动性差，熔池金属结晶速度快；同时较高的焊接速度，降低了焊接热输入，熔池金属冷却速度加快，进一步加快熔池凝固速度，缩短熔池存在的时间。熔池存在时间t与焊接工艺参数关系[21]：

t=KUI/v

(1)

式中：K为常数；U为电弧电压；I为焊接电流；v为焊接速度。根据式(1)可知，适当增加熔池存在时间可减小焊缝气孔，增加熔池存在时间可通过增大电弧功率或降低焊接速度实现。但焊接电流过大，焊接热输入增大导致液态金属比表面积增大，吸收氢气的量增大，反而增大了出现气孔的倾向。电弧电压提高导致熔池保护性能变差，增大焊缝中氮气孔倾向。焊接速度提高，熔池结晶速度加快，熔池存在时间下降，气孔倾向增大。气孔削弱焊缝有效工作截面，也会引起应力集中。焊速增大，焊缝金属吸收能量降低，熔池金属表面张力减小，同时焊接热输入过低，熔化金属量少且熔池底部液态金属量过少，此时表面张力无法克服熔池重力及电弧压力的作用，焊缝背部形成“驼峰”，如图6箭头所示。因此焊接速度过大，焊缝易产生咬边、气孔、背面“驼峰”等缺陷。

2.4 离子气流量对焊缝成形的影响

改变离子气流量，分析离子气流量对焊缝成形的影响。从图7看出，Q=1.0 L/min时，焊缝背面未焊透；Q=1.5 L/min时，焊缝成形美观；当Q增加到2.0 L/min，2.5 L/min，焊缝成形差且存在咬边、气孔。从图8看出，Q从1.0 L/min增至2.5 L/min，熔宽从8.14 mm增至8.52 mm，熔深从4.64 mm增至5.41 mm；Q=2.0 L/min，焊缝熔深增大同时伴随这大量内部气孔。说明离子气流量对熔深有较大影响，Q决定了等离子弧流力与熔透能力，Q增大，等离子弧能量密度提高，熔透能力增强，焊接热输入增大，熔池尺寸随之增大；但Q过大导致熔池中小孔直径过大，焊缝成形变差，气孔增多，反而降低接头强度。

图7 不同离子气流量对应的焊缝截面

图8 离子气流量对焊缝成形的影响

2.5 焊接热输入对焊缝组织、性能影响

2.5.1 宏观形貌

表5为焊接工艺参数，图9为不同热输入所对应的焊缝背面形貌。焊接热输入对焊缝组织与性能有影响。当焊接热输入较低(E=1.50 kJ/mm)，焊缝背面未焊透；E增至1.75 kJ/mm，焊接热输入仍较低，焊缝吸收能量也较低，熔池金属表面张力减小，同时由于E过低，熔化金属量减少，熔池底部液态金属量也随之减少，此时熔池金属表面张力无法克服熔池重力及电弧压力作用，致使焊缝背部形成“驼峰”，如图9c所示；当E=1.86 kJ/mm时，焊缝背面余高、熔宽尺寸均匀，焊缝成形美观；当E增至2.14 kJ/mm，E过大，焊缝背面塌陷。根据2.2节所述内容，焊接热输入增大，熔池金属表面张力与等离子流力作用减弱，熔池重力作用增强，焊接热源下移，熔池过热，发生液态金属过熔透，致使焊缝背面成形变差，焊缝背面余高较高，发生凹陷，同时焊缝正面出现咬边。

表5 焊接工艺参数

图9 不同焊接热输入对应焊缝背面形貌

2.5.2 微观组织

图10为N6母材的微观组织，母材为单相奥氏体组织，表现为均匀、细小的等轴晶，平均晶粒度9.9。N6镍合金在焊接过程中，加热、冷却过程不发生相变。

图10 N6母材微观组织

图11为不同焊接热输入对应的焊缝微观组织，从图11、表5看出，焊缝表现为粗大柱状晶组织。焊缝区晶粒随焊接热输入增大而增大，焊接热输入从1.50 kJ/mm增至2.14 kJ/mm，对应焊缝区平均晶粒度从5.9降至2.3。根据奥氏体晶粒长大热力学和动力学可知，晶粒长大是一个晶粒吞并、晶界迁移过程，奥氏体晶粒长大与晶界迁移的难易程度有关，晶界迁移主要原因是存在驱动力，而驱动力与第二相粒子的晶界钉扎作用及原子的活动能力有关[22]。焊缝晶粒尺寸随焊接热输入增大而长大，这是因为：①N6为单相奥氏体组织，冷却过程不发生相变，加热过程中长大的晶粒在冷却过程中不会有相变引起的重结晶细化作用，因此N6焊缝区晶粒粗化程度比有固态相变的金属更严重；②焊接热输入增大，焊缝金属吸收的能量增大，驱动力增加，晶界迁移速率加快，促使奥氏体晶粒长大；③焊接热输入增大，熔池中第二相粒子(少量的C，N化物粒子)发生溶解，对晶界迁移的钉扎作用变弱，无法有效抑制奥氏体晶粒长大[23]。

图11 不同焊接热输入对应的微观组织

2.5.3 力学性能

图12表明，随焊接热输入增大，接头抗拉强度呈先增大后减小趋势。焊接热输入小于1.75 kJ/ mm，未焊透是抗拉强度低的主要原因；焊接热输入大于2.14 kJ/mm，接头抗拉强度降至192 MPa，此时焊接热输入过大，熔池金属过热发生过熔透，导致凝固后焊缝背面余高较高，成形变差，出现咬边、凹陷；较大焊接热输入导致焊缝区晶粒急剧长大，强度与晶粒尺寸关系符合Hall-Petch公式[24]，由公式可知，焊缝强度与晶粒尺寸的平方根成反比，即焊缝区粗大的柱状晶组织也会降低焊接接头的强度。

图12 焊接热输入与抗拉强度的关系

3 结论

(1)采用等离子弧自熔焊可实现6.0 mm N6板材的单面焊双面成形工艺，焊接接头质量良好，抗拉强度为302 MPa，接头系数达到87.3%；焊缝成形美观且无咬边、气孔、凹陷等；最优参数为：焊接电流175 A，焊接速度170 mm/min，离子气流量1.5 L/min。

(2)改变主要焊接工艺参数，导致N6焊缝成形及力学性能发生改变。焊缝熔宽、熔深随焊接电流、离子气流量增大而增大，而随焊接速度增大而下降；焊接速度过大，焊接热输入下降，熔宽、熔深尺寸减小，焊缝产生咬边、气孔、背面产生“驼峰”。N6为单相奥氏体，冷却过程没有相变引起的重结晶细化作用，焊缝晶粒粗化程度比有固态相变的金属更严重，随焊接热输入增，焊缝晶粒度从5.9降至2.3，晶粒长大，焊接接头抗拉强度呈现先先升高后下降的趋势。