Fe3Al填丝钨极氩弧焊技术优化

1.焊接性特点

采用填丝钨极氩弧焊对Fe₃Al进行焊接时，焊缝的快速凝固和冷却造成很大的应力，合金成分及焊接参数对焊接裂纹很敏感。Fe₃Al中添加Zr和B元素虽然能细化Fe₃Al母材的组织，但难以阻止焊接冷裂纹。板厚0.5mm的薄板用Cr5.45％、Nb0.97％、C0.05％（质量分数）的Fe₃Al基合金焊丝，在严格控制焊接速度及热输入的条件下才无焊接裂纹产生。厚度超过1mm的Fe₃Al板材，更需严格控制热输入，或采用焊前预热和焊后缓冷工艺，才能避免延迟裂纹。预热温度通常为300～350℃，焊后600～700℃×1h后热处理。

可采用Fe₃AlCr合金、中低碳CrMo钢、Cr25Ni13不锈钢以及Ni基合金作为钨极氩弧焊（TIG）的填充材料，进行Fe₃Al同种及异种材料的焊接。用中低碳CrMo钢焊丝作填充材料，焊缝成分连续变化，性能比较稳定，Fe₃Al表现出较好的焊接性。虽然Ni基合金本身具有较高的韧性，但焊后Fe₃Al接头区的裂纹倾向仍较严重，这是由于Ni基焊丝的线胀系数大，凝固时收缩量大，产生较大的应力所致。此外，Ni的加入使得熔合区成分、组织和相结构复杂化，熔池金属凝固时不能依附母材的半熔化晶粒形成联生结晶，而在熔合交界处形成组织分离区。同种材料、异种焊丝，在保证焊透的情况下，控制焊接电流和热输入，有利于提高Fe₃Al的抗裂性。

试验用Fe₃Al合金是经过真空熔炼成铸锭后，采用热轧-控温轧制工艺轧制成的板材，并经过1000℃均匀化退火。试板加工成厚度为8mm、5mm和2.5mm的板材。为了获得组织致密、性能良好的Fe₃Al金属间化合物，熔炼前将原料Fe用球磨机滚料除锈，原料Al用NaOH溶液清洗并进行烘干。熔炼过程中真空度达到1.33×10^－2Pa。试验用Fe₃Al基合金的化学成分及热物理性能见表13-19。

Fe₃Al基合金含有Cr、Nb、Zr等合金元素，显微组织由块状晶粒组成，在晶粒内部和边界分布有富含Cr、Nb的第二相粒子。这些第二相粒子阻碍位错沿晶界的运动，提高Fe₃Al的压缩变形速率，改善Fe₃Al的强度和塑、韧性。

表13-19Fe₃Al基合金的化学成分及热物理性能

Fe₃Al基合金由于脆性大、熔焊性差，冷热裂纹是其焊接时的主要问题。要求填充合金含有能提高Fe₃Al塑、韧性的合金元素，在焊接过程中通过合金过渡提高Fe₃Al熔合区的抗裂能力，避免焊接裂纹的产生。Cr是提高Fe₃Al塑性最有效的合金元素，Ni是常用的合金增韧元素。因此，可采用Fe-Cr-Ni合金系作为Fe₃Al焊接的填充材料，填丝直径2.5mm。

焊前将待焊试样表面经过机械加工，保证试样上、下表面平行。用化学方法去除试板和填充材料表面的氧化膜、油污和锈蚀等。

2.焊接工艺特点

在不预热条件下，采用填丝钨极氩弧焊（TIG焊）进行系列Fe₃Al／Fe₃Al、Fe₃Al／Q235钢和Fe₃Al／18-8不锈钢的对接焊试验。填丝钨极氩弧焊（TIG）采用的焊接参数见表13-20。

表13-20Fe₃Al填丝TIG焊采用的焊接参数

Cr含量对Fe₃Al的裂纹敏感性具有重要影响，焊接材料中Cr的质量分数以23％～26％为宜，保证有适量的Cr过渡到Fe₃Al熔合区中，提高接头的抗裂能力。受Fe₃Al热物理性能和焊缝成形等影响，Fe₃Al基合金焊接宜采用小电流、低速焊的焊接工艺。根据板厚不同，控制合适的焊接热输入。钨极氩弧焊（TIG焊）时，在流动的氩气作用下，焊缝的冷却速度快于焊条电弧焊，因此可适当增大一些热输入。

在钨极氩弧焊（TIG焊）中，热影响区组织受焊接热循环的影响晶粒粗大，其高温抗氧化性也由于焊接中Al元素的烧损而略低于Fe₃Al母材。接头区的抗拉强度低于母材，且断在热影响区过热区。过热区在焊接热循环的作用下，经历了焊接加热和随后的冷却过程，原本较高的有序化程度明显降低。即使经过焊后热处理，过热区的有序度也难以恢复。所以热影响区过热区的强度和硬度有所降低而成为接头的薄弱环节。与Fe₃Al母材相比，热影响区过热区的抗拉强度和断后伸长率有所下降。

焊接裂纹起源于Fe₃Al侧熔合区的部分熔化区，并在部分熔化区及Fe₃Al热影响区中扩展，只有少量裂纹扩展到焊缝中。裂纹的产生主要是由Fe₃Al的脆性本质、熔合区脆性相以及焊接应力引起的，主要包括以下几点：

1）Fe₃Al母材的晶粒状态。Fe₃Al的晶粒越细，越有利于防止焊接裂纹的产生。

2）焊接热输入。焊接热输入过小或较大，都容易导致焊接裂纹的产生。

3）部分熔化区中合金元素的偏析程度和脆性相数量。

4）Fe₃Al热影响区的微观组织结构。Fe₃Al热影响区中无序结构及B₂部分有序结构越多，越有利于防止裂纹的产生和扩展。

5）接头中扩散氢的含量。接头中扩散氢的含量越低，其抗裂能力越强。

3.Fe₃Al填丝TIG焊接头区的显微组织

Fe₃Al／18-8不锈钢填丝钨极氩弧焊焊缝的显微组织如图13-27所示。填充焊丝选用Cr25Ni13系奥氏体钢焊丝，焊缝组织主要由奥氏体和少量板条马氏体构成，奥氏体晶界有少量铁素体和侧板条铁素体。

图13-27 Fe₃Al／18-8不锈钢填丝钨极氩弧焊焊缝的显微组织

a）100× b）400×

为了判定Fe₃Al焊接接头区组织性能的变化，用显微硬度计对熔合区附近的显微硬度进行测定，试验中加载载荷为50gf（0.5N），加载时间为10s。

分别对Fe₃Al／18-8不锈钢和Fe₃Al／Q235钢接头熔合区附近的显微硬度进行测定，并给出相应的测定位置。Fe₃Al／18-8不锈钢接头区的显微硬度分布如图13-28和图13-29所示。Fe₃Al侧熔合区（FZ）附近的显微硬度高于热影响区及焊缝，最高显微硬度达580HM；Fe₃Al热影响区的显微硬度为330～400HM。

图13-28 Fe₃Al／18-8不锈钢接头Fe₃Al侧熔合区附近的显微硬度(www.xing528.com)

a）显微组织特征 b）显微硬度分布

Fe₃Al／18-8不锈钢扩散焊接头两侧显微硬度有很大差别，与Fe₃Al侧熔合区相比，18-8不锈钢侧熔合区的显微硬度有所降低，这是由于Fe₃Al侧熔合区附近Al含量较高，易形成高硬度的脆性Fe-Al相。Fe-Al系合金可能形成的金属间化合物的显微硬度和铝含量见表13-21。Fe₃Al侧熔合区尽管显微硬度较高，但并未出现FeAl₂、Fe₂Al₅等高硬度脆性相，焊接接头中生成的Fe-Al相可能是Fe₃Al和FeAl的混合组织。

图13-29 Fe₃Al／18-8不锈钢接头18-8不锈钢侧熔合区附近的显微硬度

a）显微组织特征 b）硬度分布

表13-21Fe-Al金属间化合物的显微硬度和铝含量

Fe₃Al／Q235钢接头熔合区附近的显微硬度分布如图13-30和图13-31所示。Fe₃Al侧熔合区及焊缝的硬度稍高于Q235钢侧，这主要受Fe-Al合金相的影响。与Fe₃Al／18-8不锈钢接头相比，Fe₃Al／Q235熔合区的硬度有所降低，表明除了受Fe-Al相影响外，焊缝中Cr、Ni等合金元素也对熔合区的硬度有一定的影响。Fe₃Al／18-8不锈钢焊缝中的Cr、Ni含量高于Fe₃Al／Q235钢焊缝，导致焊缝组织硬度偏高。Fe₃Al热影响区存在硬度低值区，显微硬度在350HM左右。

Fe₃Al／Fe₃Al焊缝中Al含量高于Fe₃Al／Q235钢接头，较多的Al元素固溶在α-Fe（Al）相中，导致焊缝的硬度偏高，显微硬度可达480HM左右。熔合区的硬度稍高于Fe₃Al／Q235钢接头Fe₃Al侧熔合区，稍低于Fe₃Al／18-8不锈钢接头。与Fe₃Al／Q235钢接头相似，Fe₃Al热影响区中也存在低硬度区，显微硬度约为325HM。

Fe₃Al热影响区存在一个硬度低值区，即局部软化区。在高温下Al从Fe₃Al侧扩散到焊缝，导致Fe₃Al热影响区组织结构发生变化。由于Al元素的缺失，使热影响区部分区域的组织不再是DO₃有序结构，而是无序结构。与DO₃有序结构相比，无序结构的塑性好，但强度和硬度较低。

焊接热输入对Fe₃Al局部软化区的硬度有一定影响，随着焊接热输入的增大，最低硬度值逐渐降低，见表13-22。因为随着焊接热输入的增大，热影响区高温停留时间增长，Al元素的扩散量增大，焊后热影响区中的无序结构增多；此外，焊接冷却过程中，Fe₃Al热影响区会发生有序结构转变，即部分有序的B₂结构向完全有序的DO₃结构的转变。这一转变过程是一个放热过程，放出的相变潜热能消除Fe₃Al中多余的空位等缺陷，使Fe₃Al热影响区的硬度降低。

图13-30 Fe₃Al／Q235钢接头Fe₃Al侧熔合区附近的显微硬度分布

a）显微组织特征 b）显微硬度分布

图13-31 Fe₃Al／Q235钢接头Q235钢侧熔合区附近的显微硬度分布

a）显微组织特征 b）显微硬度分布

表13-22焊接热输入对Fe₃Al热影响区最低显微硬度值的影响

注：电弧有效加热系数η取0.75。

4.Fe₃Al填丝TIG焊接头的抗剪强度

焊接参数影响Fe₃Al焊接接头的组织结构，进而决定接头的结合强度和断口形态。为了研究Fe₃Al填丝TIG焊接头的力学性能，采用CMT5150型微控电子万能试验机对不同焊接工艺条件下获得的Fe₃Al焊接接头的抗剪强度进行测定，试验结果见表13-23。在相同工艺及填充合金的条件下，Fe₃Al／Q235钢接头的抗剪强度最大，达到591.2MPa；Fe₃Al／18-8不锈钢接头次之，为497.1MPa；Fe₃Al／Fe₃Al接头的抗剪强度最小，仅为127.3MPa。

表13-23Fe₃Al填丝TIG焊接头抗剪强度的试验结果

显微组织分析表明，Fe₃Al／Q235钢和Fe₃Al／18-8不锈钢填丝TIG焊缝的组织构成基本相同（填充Cr25Ni13焊丝），都以γ奥氏体为基体，含有一定的铁素体组织，但由于γ所占的比例不同，导致接头的抗剪强度存在差别。对于Fe₃Al／Fe₃Al接头，焊缝中固溶有较高含量的Al元素，形成脆性相，导致接头的硬度高、脆性大，在焊缝中出现沿晶裂纹，造成其较低的抗剪强度。

焊接热输入对接头的抗剪强度有重要影响，表13-24是Fe₃Al／18-8不锈钢接头的抗剪强度随焊接热输入的变化情况。随着焊接热输入的增加，Fe₃Al／18-8不锈钢接头的抗剪强度逐渐增大，当焊接热输入约为5.78kJ／cm时，抗剪强度达到最大值497.1MPa，但当焊接热输入再增大时，抗剪强度开始下降。

表13-24焊接热输入对Fe₃Al／18-8不锈钢接头抗剪强度的影响

焊接热输入较小时，接头冷却速度较快，导致焊接应力增大，并易生成脆性相；随着焊接热输入的增大，接头冷却速度变缓，焊接应力得到释放，焊缝区组织趋于均匀，所以Fe₃Al／18-8不锈钢焊接接头的抗剪强度逐渐增大。但焊接热输入过大时，接头过热时间长，焊接区组织粗化，导致接头的抗剪强度下降。