脉冲TIG 焊FeCrAl 合金板材焊接接头的组织及性能

董浩，王恒霖，商鑫亭，王铁军，曹睿，闫英杰

(1.中国钢研科技集团有限公司，安泰科技股份有限公司，北京 100081；2.河北省热等静压技术创新中心，河北 涿州 072750；3.兰州理工大学，有色金属先进加工与再利用省部共建国家重点实验室，兰州 730050)

0 前言

采用氧化物弥散强化（Oxide dispersion strengthened，ODS）的FeCrAl 合金，通过粉末冶金技术向其中添加稳定的Y2O3稀土氧化物颗粒[1]。在不影响材料本身的组织及耐腐蚀性的同时，可以显著提高材料的室温及高温力学性能[2]。因为FeCrAl 本身具备优异的抗氧化及耐腐蚀性，使得FeCrAl 合金焊接结构常应用在高温、强腐蚀性的环境中，所以在长时间的服役过程中，需保证焊接结构的完整性[3]。核电反应堆的包壳管材料以及反应堆的结构材料中的Cr 含量大致在9%～15%，但是随着Cr 含量的升高材料的抗腐蚀能力提高，FeCrAl 合金本身整体的脆性增加，严重降低材料的高温性能。通常含20%以上Cr 含量的FeCrAl合金大部分应用于电加热领域，少部分应用在轻水反应堆中[4-6]。目前应用在轻水反应堆中的ODS 合金材料的焊接主要以固相焊接方法为主，高能束焊接方法为辅[7]，可以有效避免焊缝中氧化物颗粒发生明显的聚集长大，同时保证焊接接头中有一定数量的氧化物颗粒分布，避免在服役过程中由焊缝中氧化物颗粒的缺失或聚集导致焊接接头的力学性能急剧下降[8-9]。针对电加热领域及轻水反应堆中的复杂焊接结构及不同接头类型的需求，研究传统的TIG 焊接方法也是十分必要的。为满足不同焊接结构和接头类型的需求，该文研究了TIG 焊接FeCrAl 合金的组织及性能。

1 试验材料和方法

首先使用Ar+N2混合进行气雾化制备FeCrAl合金板材所需的合金粉末，然后通过粉末冶金技术制备成FeCrAl 合金锭材再经过多道次轧制，最终制成4.5 mm 厚的FeCrAl 合金板材，表1 为FeCrAl 合金板材的具体化学成分。

表1 FeCrAl 合金板材的化学成分（质量分数，%）

在焊接大尺寸板材、较长焊缝时，焊接过程中将板材翻转再进行另外一面焊接，这种方法使焊接的工作效率降低、不利于焊接质量的稳定性且操作难度较大。针对板厚大于4 mm 的板材可以采用预制坡口，然后使用小焊接热输入进行多层多道焊接。采用小热输入可以减小晶粒长大的驱动力，从而得到更加细小的焊缝组织，于是进行P-TIG-01 焊接试验。焊接试板尺寸为80 mm×40 mm×4.5 mm，预制V形坡口，单侧坡口角度为30°，预留1 mm 钝边防止产生烧穿缺陷，坡口几何尺寸如图1a 所示，坡口实物图如图1b 所示。

图1 P-TIG-01 焊接试样的坡口形式

2 试验结果与分析

2.1 焊缝及热影响区热处理前后的组织

与普通直流或者交流焊接相比，采用脉冲电流焊接有利于细化焊缝晶粒，优化焊缝的组织结构，增加等轴晶的数量，细化焊接接头的晶粒尺寸。脉冲电流焊接的焊缝与其焊接时的热输入有关。脉冲焊接时的电流波形是在一定的基值电流基础上以一定的周期向外输出脉冲电流。

基值电流主要的作用是对母材（BM）进行预热，而脉冲电流阶段的热输入才是真正形成熔池实现焊接的。短时的大电流脉冲形成的熔池可以快速凝固，基值电流的预热作用有利于减小焊接过程中熔池的温度梯度，在较小的温度梯度下，焊缝（WZ）的金属具有较大的过冷度从而更容易形成等轴晶组织。在焊接过程中进行熔池振荡使正在凝固的晶粒破裂，此外还能促使熔池内的对流传热[10]。P-TIG-01 接头试样1 显微组织如图2 所示。图2a 中焊接接头的组织以柱状晶为主。图2e～图2g 为焊接接头的第一道WZ 组织，基本全部为等轴晶组织，这种等轴晶组织对焊接结构的力学性能是有益的。经统计，焊态PTIG-01 接头WZ 平均晶粒尺寸为139 μm，柱状晶组织占比为74.2%，热影响区（HAZ）平均晶粒尺寸为44 μm。主要是由于焊接过程中基值电流相当于对BM 进行预热处理，减小结晶前沿的温度梯度，使得焊接熔池的传热较为均匀，增加熔池凝固结晶过冷效果进而细化WZ 晶粒尺寸，再者外加焊接电磁场进行WZ 熔池搅拌，皆基于熔池振荡理论进行WZ 组织调控[10]。通常电流脉冲引起焊接电弧力发生变化，对熔池有振荡作用，使得凝固过程中的枝晶破碎，促进了等轴晶的形成和细化。

图2 P-TIG-01 接头的宏观形貌和显微组织

试样2 在850 ℃保温60 min，然后进行淬火处理后的组织如图3 所示。采用Nano Measurer 1.2 软件对焊接接头WZ 及HAZ 的晶粒尺寸进行统计，将其长轴与短轴的平均值用于表示每个晶粒的尺寸，长轴与短轴差值越小，越趋于等轴晶，反之则为柱状晶组织。

图3 P-TIG-01-PWHT 接头的宏观形貌和显微组织

P-TIG-01 接 头 试 样1 与P-TIG-01-PWHT 接 头 试样2 的晶粒尺寸对比见表2，焊后整体焊接接头的WZ 及HAZ 晶粒尺寸减小，经统计热处理后试样2的WZ 平均晶粒尺寸为134 μm。

P-TIG-01 接头试样1 与P-TIG-01-PWHT 接头试样2 中柱状晶和等轴晶的百分比见表3。柱状晶组织占比降低为66.8%，HAZ 平均晶粒尺寸为38 μm。这是因为在较大晶粒附近通过再结晶得到细小的再结晶晶粒，进而细化焊接接头的晶粒尺寸。在较大晶粒附近晶粒取向较为单一，为再结晶提供足够的成分、能量起伏，并且再结晶的晶粒通常具有各向异性的特征。

表3 P-TIG-01 与P-TIG-01-PWHT 接头晶粒百分比（%）

如图3b、图3d、图3e、图3g 所示的HAZ 由原始BM 的轧制态的条状组织组成，热处理后变为了等轴组织。在热处理的过程中，首先在较大的晶粒内部出现细小的晶粒，随着时间的不断累积，新出现的细小的晶粒相继生成并不断长大，直至由轧制态的细长的纤维状晶粒完全转变成新的等轴晶组织，使得最终的平均晶粒尺寸变小。由于形变较大导致FeCrAl合金板材的形变储能变大，这种形变储能主要由弹性应变和畸变能组成，其中畸变能主要由空位和位错组成。由于经过轧制的金属塑性变形较大，其自由能升高，在热力学上处于不稳定的亚稳态，具有向变形前稳定态转变的趋势。焊接过程中熔池属于非平衡凝固，组织处于不稳定状态。在常温下原子的扩散能力较小，经过热处理加热，保温时间的延长过程赋予原子能量使原子的驱动力变大，从高能位置向低能位置偏移，使焊接过程产生的内应力释放，整体从亚稳态向稳定态转变，最终表现为焊接接头的组织和性能发生变化。转变的主要驱动力为金属内部的能量降低，这一过程通常是在热处理的过程中的一个自发的过程，最终使得焊接接头组织变得均匀稳定。

2.2 焊缝氧化物颗粒的分布情况

P-TIG-01-PWHT 接头WZ 氧化物颗粒分布如图4所示。图4a 为P-TIG-01-PWHT 接头WZ 氧化物颗粒的分布，WZ 整体氧化物颗粒分布均匀。图4b 为WZ局部的氧化物颗粒放大，可以看出WZ 中的氧化物颗粒由原始的纳米级氧化物转变为平均尺寸2 μm 的氧化物颗粒，说明在焊接过程中发生了氧化物颗粒的聚集，使得焊后氧化物颗粒尺寸变大。并且局部区域有亚微米级的孔洞出现，因为氧化物颗粒是不能被液态的WZ 金属润湿的[11]，所以在金相制备及腐蚀的过程中，氧化物颗粒从基体中脱落最终造成孔洞。

图4 P-TIG-01-PWHT 接头WZ 氧化物颗粒分布

2.3 拉伸性能与断口形貌

对P-TIG-01-PWHT 试样2 进行力学性能测试，测试结果如图5 所示。P-TIG-01-PWHT 试样2 的最大抗拉强度值为502 MPa，平均抗拉强度值为499 MPa。P-TIG-01-PWHT 试样2 的力学性能为FeCrAl 合金板材抗拉强度值的65.4%。主要原因是在制备P-TIG-01-PWHT 试样2 时采用了脉冲电流。在焊接热输入相同的情况下，由于脉冲电流的基值电流对母材的预热作用及脉冲作用搅拌熔池，使得在焊缝凝固的过程中，温度梯度变小，焊接接头的晶粒尺寸变小，提高了整个焊接接头的力学性能。P-TIG-01-PWHT 接头的拉伸断口侧面如图6 所示，可以发现焊接接头的断裂位置为焊缝中部。

图6 P-TIG-01-PWHT 接头断口侧面宏观形貌

如图7 所示，P-TIG-01-PWHT 接头断裂模式为脆性断裂，局部表现出河流状花样。

图7 P-TIG-01-PWHT 接头的拉伸断口

P-TIG-01-PWHT 接头拉伸断口元素分布如图8 所示，断口的解理面放大可以看出有大量的氧化物颗粒聚集，这些聚集的氧化物颗粒富Y，Zr，O 元素。在焊接高温的作用下，焊缝金属中的氧化物颗粒在熔化的液态焊缝金属中进行重新分布发生聚集，说明脉冲电流仅仅可以改变焊缝金属的组织，并不能改变氧化物颗粒的分布状态。

3 结论

（1）通过脉冲TIG 焊FeCrAl 合金板时，得益于小焊接热输入以及脉冲电流的加入，使得凝固过程中的枝晶破碎，可以明显细化焊缝的晶粒尺寸，降低柱状晶组织的占比。

（2）经过热处理后，焊接接头焊缝的平均晶粒尺寸减小，柱状晶组织占比降低，有利于提高焊接接头的力学性能。热处理后焊接接头最大抗拉强度值为502 MPa，达到母材强度的65.4%。

（3）焊接过程中发生了氧化物颗粒聚集，导致焊后焊缝的氧化物颗粒尺寸变大。说明脉冲电流仅仅可以改变焊缝金属的组织，并不能改变氧化物颗粒的分布状态。