早在 1954 年，美國 Union Carbide 公司的 Ｒob-ert Gage 就發現，經過壓縮的電弧能量更加集中，電弧溫度和射流速度大幅度提高［1］ 。這種電弧很快被用于切割有色金屬，隨后進一步的試驗研究證實，這種壓縮電弧也可用于焊接。等離子弧具有能量集中、射流速度大、電弧力強的特性，因此與激光焊和電子束焊同被歸入到高能密度焊［2］ ; 目前等離子焊可以焊碳鋼、不銹鋼、鎳及其合金、鈦及其合金、鎂及其合金、鑄青銅、鋁青銅等［3］ 。

工業純鎳 N6 具有優良的耐蝕性，較高的電真空性能和電磁控制性能，同時具有優良的焊接性能、加工性能及很好的機械性能，廣泛應用于化工、機械電子、食品等方面，因此純鎳是工業上應用最廣泛的材料之一。

工業純鎳 N6 的應用不可避免要涉及到焊接加工。研究表明: N6 固液相溫度區間小，流動性小，液態時容易溶解 H 2 ，O 2 ，CO 2 等氣體且電阻率大、熱導率低，焊接時易形成熱裂紋、氣孔以及焊接過熱導致晶粒迅速長大等缺陷，因此選取合理的焊接工藝是保證焊縫質量的關鍵 ［4 －6］ 。而目前國內外對鎳及鎳合金焊接工藝和組織性能方面的研究和

報道主要集中在鎳基高溫合金及鎳基耐蝕合金方面，主要采用激光焊接、焊條電弧焊、氬弧焊等焊接方法，而關于純鎳的焊接報道很少 ［7］ 。因此工業純鎳 N6 等離子焊接研究為該種材料的實際應用提供了實驗數據和理論基礎。

1、實 驗

1.1 材 料

實驗材料采用經過固溶和保護氣氛退火熱處理后的熱軋純鎳 N6 板材(主要化學成分見表 1)，尺寸為300 mm ×100 mm ×6 mm，采用“I”型坡口，對接方式。填充 Φ1． 0 mm 牌號 EＲNi-1 焊絲，表 2為焊絲化學成分，保護氣體采用 95% 氬氣 +5% 氫氣。焊接前對試板待焊區進行機械打磨去除表面氧化層，再用丙酮擦拭，去除表面的油污、雜質。

1. 2 方 法

本實驗采用一套以 PLC 作為控制核心自制小型化等離子弧焊系統，從而實現對焊接過程的自動控制［8］ 。焊接時焊槍位置保持不變，夾持工件的工作臺水平移動，要求一次焊透，單面焊雙面成形。對 6 mm 厚 N6 進行大量焊接工藝實驗，確定最優等離子焊接工藝參數(表 3)。文中實驗的保護氣體流量均為 16 ～18 L·min－1 。每個參數做 3 組測抗拉

強度并取平均值。焊后根據國標 GB/T2651-2008加工標準拉伸試樣，在島津 AG-10TA 型萬能試驗機上測試焊接接頭的力學性能; 沿垂直于焊縫方向切割制成金相試樣，焊接接頭采用10 ml 蒸餾水、50ml 硝酸、50 ml 冰醋酸混合溶液進行腐蝕; 采用MeF 3 大型金相顯微鏡進行焊縫微觀組織分析，JSM-6700F 型掃描電鏡(SEM)對拉伸斷口進行 SEM 與能

譜(EDS)分析; 在 HX-1000TM 型顯微硬度計上測試焊接接頭的顯微硬度。采用 D8 ADVANCE 型 X 射線衍射儀(XＲD)對焊縫進行物相分析。

2、結果與討論

2.1 焊縫外觀成型

對兩種最優工藝參數下的焊接接頭的外觀形貌進行對比分析。分析表明，二者均采用最優焊接工藝參數的情況下，不填絲焊縫出現咬邊、氣孔、焊縫塌陷等缺陷; 填絲焊縫外觀成型良好且焊縫上下表面均連續、平整、魚鱗狀波紋均勻，表面無明顯咬邊、氣孔、裂紋等缺陷(圖 1)。這是因為填充焊絲可以補充焊接過程中的材料的燒損，熔化后作為填充金屬與熔化后的母材一起形成焊縫。焊絲中含有細化晶粒的元素(Al，Ti)，研究表明向焊縫中加入細化晶粒的元素可以有效提高焊縫金屬的抗裂性。

2.2 焊接接頭力學性能分析

對最優焊接工藝參數下的不填絲、填絲接頭進行力學性能測試。結果表明，不填絲接頭抗拉強度 240 MPa，達到母材(實驗測得為 341 MPa)的70． 5 %，延伸率 23%; 填絲接頭抗拉強度為 333MPa，達到母材強度的 97.6%，延伸率 57%; 實驗結果表明，填充焊絲的焊接接頭的力學性能要明顯優于不填絲接頭的力學性能。

2.3 焊接接頭金相組織分析

圖 2 為 6 mm 厚 N6 填絲與不填絲等離子焊縫不同區域的微觀組織。圖 2(a)為 N6 母材顯微組織，其基體為奧氏體，組織表現為均勻且細小的等軸晶，由于 N6 板材經過熱軋，晶粒中出現退火孿晶; 圖 2(b)為填絲焊縫的熔合區，即焊縫金屬與母材的分界線; 如圖 2(c)所示，N6 填絲焊縫組織表現為等軸晶，晶粒較小且均勻，這是由于等離子焊接過程中填充焊絲，大量彌補了焊接熔池中易燒損的合金元素，致使熔池中成分過冷度增加，進一步促使熔池中晶體的異質形核。焊絲中 Ti(2.0%～3.5%)含量遠高于母材 (0.056%)的，也

為熔池中晶體的異質形核提供了大量的難熔質點，使晶粒得到細化; 研究表明［9-10］ ，熔焊方法下，焊接熔池的結晶過程是晶核形成與晶核長大的過程，由于焊接熔池中的液態金屬處于過熱狀態，自發形核可能性較小，異質形核是熔池液態金屬凝固的主要 機 制。圖 2 ( d) 為 填 絲 接 頭 熱 影 響 區(HAZ)，該區域晶粒比焊縫區晶粒粗大，由于熱影響區內的變形晶粒在焊接加熱后發生重結晶，并在儲能的驅動下重新形核長大形成等軸晶，在焊接過程中，熱影響區溫度過高，其中部分晶粒發生二次再結晶，并通過晶界遷移，吞并周圍的晶粒，形成較粗大晶粒; 但是該區域的晶粒并沒有過度長大，這可能是因為填充焊絲以后有效地減少了熔池的過熱度，熱影響區的晶粒長大狀況可以得到一定的抑制。圖 2(e)為不填絲接頭的焊縫區，組織為粗大的奧氏體晶粒，這是因為要實現 6 mm厚板材的一次焊透，必須采用較高的熱輸入，等離子弧焊的電弧能量集中且 N6 焊接過程中易過熱，熱輸入較大，熱影響區溫度過高，其中部分晶粒發生二次再結晶，形成粗大晶粒，該區域成為不填絲接頭的薄弱區域。圖 2(f)為不填絲接頭的熱影響區，該區域晶粒比焊縫區晶粒細小且大小不均，靠近焊縫晶粒較靠近母材的晶粒粗大。從微觀組織可以看出，填絲接頭熱影響區的晶粒比不填絲接頭熱影響區的晶粒細小，組織更均勻且熱影響區也較窄。

2.4 焊接接頭析出物及相的組成

焊接接頭的 X 射線衍射圖譜如圖 3 所示。圖 3(a)為不填絲焊縫的 X 射線衍射圖譜，主要為 γ(Fe)相; 圖 3(b)為填絲焊縫的 X 射線衍射圖譜，焊縫中的相組成與母材類似，主要為奧氏體基體 γ相，同時析出以 Ni 3 (Al，Ti)C 為主的 γ'相，這說明該合金在焊接過程中沒有發生二次相變，焊縫金屬保持母材原有的奧氏體相，只是焊縫中的奧氏體微觀形貌與母材不同。γ'相是面心立方有序結構相，γ'相是特殊的金屬間化合物相，它在 γ-γ'組織中，通過繞過和切割粒子機制，與位錯相互作用，起到很強的強化作用，γ'相強度隨溫度升高而增加。此外，γ'相固有的塑性使它本身不會成為斷裂源［11］ 。焊縫中 Al，Ti 元素主要來自于焊絲。

焊絲中存在 Al(1． 5%)，Ti(2. 0%～ 3. 5%)元素，其中 Al 是強烈的脫氧元素之一，故用 Al 作為脫氧劑，可以有效地抑制在熔池中產生的 CO 氣體的化學反應，提高抗 CO 氣孔的能力; 另外，Al 還能和 N 化合而起固氮作用，故也能減少氮氣孔。Ti也一種強烈的脫氧元素，且能和 N 化合成 TiN 而起固氮作用，提高焊縫金屬抗氮氣孔的能力，基于此原因填絲焊縫中沒有氣孔存在。用掃描電子顯微鏡以及能譜分析對填絲接頭析出物進行顯微組織觀察(圖 4，表 4)，圖 4(a)中A 處為含 C，Si 的化合物; 圖 4(b)中 B 處為球形的富含 C，N 元素的氧化物; 圖4(c)中 C 處析出物是尺寸大概為 3 μm 呈多邊形的 TiN，其中，可能還含有少量碳形成的 Ti(C，N) ［12］ ，但是由于含量較少，故無法檢測出。可以認為 TiN 粒子可能由于鋼液的成分起伏使局部 N，Ti 溶度積大于臨界溶度積，而在兩相區中的液相析出，故尺寸較小(1~3μm) ［13］ 。TiN 的溶解度較小，在鋼中常能看到液態

析出的大顆多邊形粒子，尺寸為微米級，在以后的熱處理中也不溶解，對阻 止 晶 粒 粗 化 沒 有 作用［13 －14］ 。圖 4(d)中 D 為背散射電子像，EDS 分析表明 C，Ti 元素含量較高，可以判定該碳化物為MC 型碳化物，尺寸一般在 1.5 ～7.0 μm 之間。

2.5 斷口分析

對拉伸斷口進行 SEM 分析。圖 5(a)為不填絲接頭的斷口形貌，觀察到斷口上存在明顯的河流狀花樣，可以判斷接頭斷裂形式為解理斷裂，屬于典型的脆性斷裂; 圖5(b)為填絲焊接接頭拉伸斷口，可以觀察到斷口上存在的纖維區和放射區均較粗糙，放射區范圍較大，以脆性斷裂為主，斷口局部存在韌窩形貌，韌窩大而淺且斷口處有二次相析出，可以判斷拉伸斷口屬于脆性-韌窩混合性斷裂。同時可以在斷口上觀察到夾雜物或第二相粒子的存在。

對斷口上的夾雜物或第二相粒子進行 SEM 及EDS 分析，如圖 6 及表 5 所示。這些夾雜物主要是由 C，Si 元素組成的硬脆化合物，這些夾雜物或第二相粒子在斷裂中起著很重要的作用; 質點越大，裂紋萌生的幾率越高［15］ 。

可能正是因夾雜物或第二相粒子的存在，拉伸時在應力的作用下，這些二次相與基體金屬界面脫離形成微小的裂紋，然后這些微小的裂紋在應力的作用下不斷長大，并且聚集在一起產生新的孔洞，最終導致焊接接頭的斷裂，這些韌窩內的二次析出相，應該是焊接接頭拉伸斷裂的裂紋發源地。

2. 6 接頭顯微硬度

對焊接接頭進行顯微硬度測定，以焊縫為中心向母材移動，分別測試兩種焊縫的顯微硬度分布圖。載荷250N，加載時間15s，每隔1 mm 取點測試。曲線圖如圖 7 所示。

焊接接頭顯微硬度測試表明，二者母材硬度的變化趨勢基本一致，為熱軋態組織，晶粒細小均勻，硬度較高; 兩種接頭硬度最低值均出現在焊接熱影響區，這是因為熱影響區受到電弧的熱作用容易過熱，導致晶粒粗大，進而導致硬度下降，但從圖7 中看出，填絲接頭熱影響區的硬度要高于不填絲接頭的硬度，這是因為填充焊絲可以有效的減少熔池過熱度，晶粒長大狀況可以得到一定抑制，晶粒不會過于粗大，但是焊接過程中，不填絲接頭的熱影響區會過熱，導致晶粒粗大。

根據單晶和多晶材料位錯塞積理論總結出來的材料屈服強度 (或硬度) 與晶粒尺寸的關系，即 Hall-Petch 公 式 ［16］ ，用 硬 度 表 示 可 改 寫 成:

HV = H o + kd－1/2 ，式中 d 為晶粒直徑，HV 為材料的顯微硬度，H o 和 k 對不同材料分別為不同的常數，這是長期以來提高金屬材料強度的指導規律之一。顯微硬度中 k 值(即屈服應力隨 d－1/2 變化的函數曲線的斜率)顯然與材料所包含的缺陷及材料表面的光潔度等有關，并與材料的密度有直接關系 ［17］ 。根據 H-P 公式可以解釋填絲接頭熱

影響區顯微硬度高于不填絲接頭熱影響區硬度的原因。

3、結 論

1． 采用填絲等離子焊接能實現 N6 的焊接，在不開坡口的條件下可以實現單面焊雙面成形，焊縫成形良好且無明顯焊接缺陷，可以獲得高質量的焊接接頭。

2． 工業純鎳 N6 進行填充焊絲焊接以后，焊接接頭力學性能有較大的提升; 填充 EＲNi-1 焊絲等離子焊接與不填絲焊接的焊縫區與母材的相組成無本質區別，填充焊絲更利于消除焊接過程中的熱裂紋和氣孔傾向，焊絲中的 Ti，Al 元素都可以提高晶間液相的流動性與結晶溫度，從而縮小結晶溫度區間，同時可以細化焊縫晶粒; 熱影響區較窄，填充焊絲可以有效地減少熔池過熱度，晶粒長大狀況可以得到一定抑制。

3． 填絲焊接接頭斷口為混合斷裂，不填絲接頭為脆性斷裂，二者斷口處均存在含有 C，Si 元素的析出物，正是這些析出物成為焊接接頭拉伸斷裂的裂紋發源地。

4． 工業純鎳 N6 焊接時易出現裂紋、氣孔、晶粒粗大等缺陷，另外 N6 熱導率低在焊接過程中易過熱，導致焊縫晶粒迅速長大，N6 晶粒一旦粗化后，很難用熱處理的方法來改善，嚴重影響焊接接頭的機械性能和耐蝕性能，因此純鎳 N6 在焊接時應嚴格控制焊接熱輸入。

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