早在 1954 年，，美国 Union Carbide 公司的 Ｒob-ert Gage 就发现，，经过压缩的电弧能量越发集中，，电弧温度和射流速度大幅度提高［1］ 。这种电弧很快被用于切割有色金属，，随后进一步的试验钻研证实，，这种压缩电弧也可用于焊接。等离子弧拥有能量集中、、射流速度大、、电弧力强的个性，，因而与激光焊和电子束焊同被归入到高能密度焊［2］ ; 目前等离子焊能够焊碳钢、、不锈钢、、镍及其合金、、钛及其合金、、镁及其合金、、铸青铜、、铝青铜等［3］ 。

工业纯镍 N6 拥有良好的耐蚀性，，较高的电真空机能和电磁节制机能，，同时拥有良好的焊接机能、、加工机能及很好的机械机能，，宽泛利用于化工、、机械电子、、食品等方面，，因而纯镍是工业上利用最宽泛的资料之一。

工业纯镍 N6 的利用不成预防要涉及到焊接加工。钻研批注: N6 固液相温度区间小，，流动性小，，液态时容易溶化 H 2 ，，O 2 ，，CO 2 等气体且电阻率大、、热导率低，，焊接时易形成热裂纹、、气孔以及焊接过热导致晶粒迅速长大等缺点，，因而拔取合理的焊接工艺是保障焊缝质量的关键 ［4 －6］ 。而目前国内外对镍及镍合金焊接工艺和组织机能方面的钻研和

报道重要集中在镍基高温合金及镍基耐蚀合金方面，，重要选取激光焊接、、焊条电弧焊、、氩弧焊等焊接步骤，，而关于纯镍的焊接报道很少 ［7］ 。因而工业纯镍 N6 等离子焊接钻研为该种资料的现实利用提供了尝试数据和理论基础。

1、、实 验

1.1 材 料

尝试资料选取经过固溶和；；た掌嘶鹑却χ煤蟮娜仍纯镍 N6 板材(重要化学成分见表 1)，，尺寸为300 mm ×100 mm ×6 mm，，选取“I”型坡口，，对接方式。填充 Φ1． 0 mm 商标 EＲNi-1 焊丝，，表 2为焊丝化学成分，，；；て逖∪ 95% 氩气 +5% 氢气：：：附忧岸允园宕盖谢荡蚰トコ砺垩趸，，再用丙酮擦拭，，去除理论的油污、、杂质。

1. 2 方 法

本尝试选取一套以 PLC 作为节制主题克己小型化等离子弧焊系统，，从而实现对焊接过程的自动节制［8］ ：：：附邮焙盖沟匚晃植槐，，夹持工件的工作台水平移动，，要求一次焊透，，单面焊双面成形。对 6 mm 厚 N6 进行大量焊接工艺尝试，，确定最优等离子焊接工艺参数(表 3)。文中尝试的；；て辶髁烤 16 ～18 L·min－1 。每个参数做 3 组测抗拉

强度并取均匀值：：：负笃揪莨 GB/T2651-2008加工尺度拉伸试样，，在岛津 AG-10TA 型全能试验机上测试焊接接头的力学机能; 沿垂直于焊缝方向切割制成金相试样，，焊接接头选取10 ml 蒸馏水、、50ml 硝酸、、50 ml 冰醋酸混合溶液进行侵蚀; 选取MeF 3 大型金相显微镜进行焊缝微观组织分析，，JSM-6700F 型扫描电镜(SEM)对拉伸断口进行 SEM 与能

谱(EDS)分析; 在 HX-1000TM 型显微硬度计上测试焊接接头的显微硬度。选取 D8 ADVANCE 型 X 射线衍射仪(XＲD)对焊缝进行物相分析。

2、、了局与会商

2.1 焊缝外观成型

对两种最优工艺参数下的焊接接头的外观描摹进行对比分析。分析批注，，二者均选取最优焊接工艺参数的情况下，，不填丝焊缝出现咬边、、气孔、、焊缝塌陷等缺点; 填丝焊缝外观成型优良且焊缝高低理论均陆续、、平坦、、鱼鳞状波纹均匀，，理论无显著咬边、、气孔、、裂纹等缺点(图 1)。这是由于填充焊丝能够补充焊接过程中的资料的烧损，，溶解后作为填充金属与溶解后的母材一路形成焊缝：：：杆恐泻邢富Я５脑(Al，，Ti)，，钻研批注向焊缝中参与细化晶粒的元素能够有效提高焊缝金属的抗裂性。

2.2 焊接接头力学机能分析

对最优焊接工艺参数下的不填丝、、填丝接头进行力学机能测试。了局批注，，不填丝接头抗拉强度 240 MPa，，达到母材(尝试测得为 341 MPa)的70． 5 %，，延长率 23%; 填丝接头抗拉强度为 333MPa，，达到母材强度的 97.6%，，延长率 57%; 尝试了局批注，，填充焊丝的焊接接头的力学机能要显著优于不填丝接头的力学机能。

2.3 焊接接头金相组织分析

图 2 为 6 mm 厚 N6 填丝与不填丝等离子焊缝分歧区域的微观组织。图 2(a)为 N6 母材显微组织，，其基体为奥氏体，，组织阐发为均匀且藐小的等轴晶，，由于 N6 板材经过热轧，，晶粒中出现退火孪晶; 图 2(b)为填丝焊缝的熔合区，，即焊缝金属与母材的分界限; 如图 2(c)所示，，N6 填丝焊缝组织阐发为等轴晶，，晶粒较小且均匀，，这是由于等离子焊接过程中填充焊丝，，大量添补了焊接熔池中易烧损的合金元素，，以至熔池中成分过冷度增长，，进一步促使熔池中晶体的异质形核：：：杆恐 Ti(2.0%～3.5%)含量远高于母材 (0.056%)的，，也

为熔池中晶体的异质形核提供了大量的难熔质点，，使晶粒得到细化; 钻研批注［9-10］ ，，熔焊步骤下，，焊接熔池的结晶过程是晶核形成与晶核长大的过程，，由于焊接熔池中的液态金属处于过热状态，，自觉形核可能性较小，，异质形核是熔池液态金属凝固的重要 机 制。图 2 ( d) 为 填 丝 接 头 热 影 响 区(HAZ)，，该区域晶粒比焊缝区晶粒粗壮，，由于热影响区内的变形晶粒在焊接加热后产生重结晶，，并在储能的驱动下重新形核长大形成等轴晶，，在焊接过程中，，热影响区温度过高，，其中部门晶粒产生二次再结晶，，并通过晶界迁徙，，归并周围的晶粒，，形成较粗壮晶粒; 但是该区域的晶粒并没有过度长大，，这可能是由于填充焊丝以来有效地削减了熔池的过热度，，热影响区的晶粒长大情况能够得到肯定的克制。图 2(e)为不填丝接头的焊缝区，，组织为粗壮的奥氏体晶粒，，这是由于要实现 6 mm厚板材的一次焊透，，必须选取较高的热输入，，等离子弧焊的电弧能量集中且 N6 焊接过程中易过热，，热输入较大，，热影响区温度过高，，其中部门晶粒产生二次再结晶，，形成粗壮晶粒，，该区域成为不填丝接头的幽微区域。图 2(f)为不填丝接头的热影响区，，该区域晶粒比焊缝区晶粒藐小且巨细不均，，靠近焊缝晶粒较靠近母材的晶粒粗壮。从微观组织能够看出，，填丝接头热影响区的晶粒比不填丝接头热影响区的晶粒藐小，，组织更均匀且热影响区也较窄。

2.4 焊接接头析出物及相的组成

焊接接头的 X 射线衍射图谱如图 3 所示。图 3(a)为不填丝焊缝的 X 射线衍射图谱，，重要为 γ(Fe)相; 图 3(b)为填丝焊缝的 X 射线衍射图谱，，焊缝中的相组成与母材类似，，重要为奥氏体基体 γ相，，同时析出以 Ni 3 (Al，，Ti)C 为主的 γ'相，，这注明该合金在焊接过程中没有产生二次相变，，焊缝金属维持母材原有的奥氏体相，，只是焊缝中的奥氏体微观描摹与母材分歧。γ'相是面心立方有序结构相，，γ'相是特殊的金属间化合物相，，它在 γ-γ'组织中，，通过绕过和切割粒子机制，，与位错相互作用，，起到很强的强化作用，，γ'相强度随温度升高而增长。此外，，γ'相固有的塑性使它自身不会成为断裂源［11］ ：：：阜熘 Al，，Ti 元素重要来自于焊丝。

焊丝中存在 Al(1． 5%)，，Ti(2. 0%～ 3. 5%)元素，，其中 Al 是强烈的脱氧元素之一，，故用 Al 作为脱氧剂，，能够有效地克制在熔池中产生的 CO 气体的化学反映，，提高抗 CO 气孔的能力; 别的，，Al 还能和 N 化合而起固氮作用，，故也能削减氮气孔。Ti也一种强烈的脱氧元素，，且能和 N 化合成 TiN 而起固氮作用，，提高焊缝金属抗氮气孔的能力，，基于此原因填丝焊缝中没有气孔存在。用扫描电子显微镜以及能谱分析对填丝接头析出物进行显微组织观察(图 4，，表 4)，，图 4(a)中A 处为含 C，，Si 的化合物; 图 4(b)中 B 处为球形的富含 C，，N 元素的氧化物; 图4(c)中 C 处析出物是尺寸或许为 3 μm 呈多边形的 TiN，，其中，，可能还含有少量碳形成的 Ti(C，，N) ［12］ ，，但是由于含量较少，，故无法检测出。浚能够以为 TiN 粒子可能由于钢液的成分升沉使部门 N，，Ti 溶度积大于临界溶度积，，而在两相区中的液相析出，，故尺寸较小(1~3μm) ［13］ 。TiN 的溶化度较小，，在钢中常能看到液态

析出的大颗多边形粒子，，尺寸为微米级，，在以来的热处置中也不溶化，，对阻 止 晶 粒 粗 化 没 有 作用［13 －14］ 。图 4(d)中 D 为背散射电子像，，EDS 分析批注 C，，Ti 元素含量较高，，能够判定该碳化物为MC 型碳化物，，尺寸通常在 1.5 ～7.0 μm 之间。

2.5 断口分析

对拉伸断口进行 SEM 分析。图 5(a)为不填丝接头的断口描摹，，观察到断口上存在显著的河道状花腔，，能够判断接头断裂大局为解理断裂，，属于典型的脆性断裂; 图5(b)为填丝焊接接头拉伸断口，，能够观察到断口上存在的纤维区和放射区均较粗糙，，放射区领域较大，，以脆性断裂为主，，断口部门存在韧窝描摹，，韧窝大而浅且断口处有二次相析出，，能够判断拉伸断口属于脆性-韧窝混合性断裂。同时能够在断口上观察到同化物或第二相粒子的存在。

对断口上的同化物或第二相粒子进行 SEM 及EDS 分析，，如图 6 及表 5 所示。这些同化物重要是由 C，，Si 元素组成的硬脆化合物，，这些同化物或第二相粒子在断裂中起着很重要的作用; 质点越大，，裂纹萌生的几率越高［15］ 。

可能正是因同化物或第二相粒子的存在，，拉伸时在应力的作用下，，这些二次相与基体金属界面脱离形成细小的裂纹，，而后这些细小的裂纹在应力的作用下不休长大，，并且荟萃在一路产生新的孔洞，，最终导致焊接接头的断裂，，这些韧窝内的二次析出相，，应该是焊接接头拉伸断裂的裂纹发源地。

2. 6 接头显微硬度

对焊接接头进行显微硬度测定，，以焊缝为中心向母材移动，，别离测试两种焊缝的显微硬度散布图。载荷250N，，加载功夫15s，，每隔1 mm 取点测试。曲线图如图 7 所示。

焊接接头显微硬度测试批注，，二者母材硬度的变动趋向根基一致，，为热轧态组织，，晶粒藐小均匀，，硬度较高; 两种接头硬度最低值均呈此刻焊接热影响区，，这是由于热影响区受到电弧的热作用容易过热，，导致晶粒粗壮，，进而导致硬度降落，，但从图7 中看出，，填丝接头热影响区的硬度要高于不填丝接头的硬度，，这是由于填充焊丝能够有效的削减熔池过热度，，晶粒长大情况能够得到肯定克制，，晶粒不会过于粗壮，，但是焊接过程中，，不填丝接头的热影响区会过热，，导致晶粒粗壮。

凭据单晶和多晶资料位错塞积理论总结出来的资料屈服强度 (或硬度) 与晶粒尺寸的关系，，即 Hall-Petch 公 式 ［16］ ，，用 硬 度 表 示 可 改 写 成:

HV = H o + kd－1/2 ，，式中 d 为晶粒直径，，HV 为资料的显微硬度，，H o 和 k 对分歧资料别离为分歧的常数，，这是持久以来提高金属资料强度的领导法规之一。显微硬度中 k 值(即屈服应力随 d－1/2 变动的函数曲线的斜率)显然与资料所蕴含的缺点及资料理论的光洁度等有关，，并与资料的密度有直接关系 ［17］ 。凭据 H-P 公式能够诠释填丝接头热

影响区显微硬度高于不填丝接头热影响区硬度的原因。

3、、结 论

1． 选取填丝等离子焊接能实现 N6 的焊接，，在不开坡口的前提下能够实现单面焊双面成形，，焊缝成形优良且无显著焊接缺点，，能够获得高质量的焊接接头。

2． 工业纯镍 N6 进行填充焊丝焊接以来，，焊接接头力学机能有较大的提升; 填充 EＲNi-1 焊丝等离子焊接与不填丝焊接的焊缝区与母材的相组成无性质区别，，填充焊丝更利于解除焊接过程中的热裂纹和气孔偏差，，焊丝中的 Ti，，Al 元素都能够提高晶间液相的流动性与结晶温度，，从而缩小结晶温度区间，，同时能够细化焊缝晶粒; 热影响区较窄，，填充焊丝能够有效地削减熔池过热度，，晶粒长大情况能够得到肯定克制。

3． 填丝焊接接头断口为混合断裂，，不填丝接头为脆性断裂，，二者断口处均存在含有 C，，Si 元素的析出物，，正是这些析出物成为焊接接头拉伸断裂的裂纹发源地。

4． 工业纯镍 N6 焊接时易出现裂纹、、气孔、、晶粒粗壮等缺点，，别的 N6 热导率低在焊接过程中易过热，，导致焊缝晶粒迅速长大，，N6 晶粒一旦粗化后，，很难用热处置的步骤来改善，，严重影响焊接接头的机械机能和耐蚀机能，，因而纯镍 N6 在焊接时应严格节制焊接热输入。

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