C對MGH956合金TIG原位合金化焊接的影響

任 丹，雷玉成，2，劉發(fā)強，李猛剛

（1江蘇大學 材料科學與工程學院，江蘇 鎮(zhèn)江212013；2江蘇省高端結構材料重點實驗室，江蘇 鎮(zhèn)江212013）

ODS（Oxide Dispersion Strengthened）合 金MGH956是采用機械合金化方法制造的氧化物彌散強化高溫合金［1－3］，該合金采用超細超穩(wěn)定的氧化物顆粒（Y2O3）對基體進行強化［4，5］。因為MGH956合金具有優(yōu)良的高溫力學性能、高溫抗氧化和高溫抗腐蝕性能等綜合優(yōu)勢，所以在航空、航天、核能等方面有廣泛的應用前景。

焊接是先進材料被加工成構件的一種重要加工手段，深入開展ODS合金熔化焊行為的研究對于推動ODS合金在實際生產(chǎn)中的應用有著重要意義。國內(nèi)學者對ODS合金進行了真空電子束焊，氬弧焊，真空釬焊及過渡液相（TLP）焊的初步研究［6，7］，國外學者對ODS合金的摩擦焊和攪拌焊進行了一定的研究［8，9］。由于ODS合金的制備方法特殊，焊接難度較大，所以ODS合金的熔化焊研究并未取得實質性的進展。TIG焊是一種適用性較強的焊接方法，操作簡便，易實現(xiàn)自動化，焊接質量高，因此TIG焊在實際生產(chǎn)中被廣泛應用。本工作選用TIG焊對ODS合金進行原位合金化焊接。ODS合金MGH956處于冶金不平衡狀態(tài)，用熔化焊方法進行焊接會破壞MGH956合金不平衡的冶金狀態(tài)，使原本加入金屬基體的一些氧化物質點與液態(tài)金屬發(fā)生分離并聚集成渣，殘留在焊縫中或上浮到焊縫表面，使焊縫中的增強相顆粒減少，晶粒粗化，并且有大量孔洞生成，破壞了材料原本的組成和性能，特別是耐高溫性能［3］。適量的C在焊接過程中可以對N進行分壓，從而減少氣孔的產(chǎn)生，同時C可以與其他金屬元素發(fā)生反應生成新的增強相顆粒。因此通過上述焊接冶金工藝，可以實現(xiàn)細化晶粒，減少氣孔，增加增強相顆粒的數(shù)量，從而提高焊縫的綜合性能。本工作以MGH956合金為研究對象，通過添加不同成分的填充材料，來研究TIG焊接過程中C的原位合金化機制和行為。

1 實驗方法

實驗材料MGH956合金是由北京鋼鐵總院研發(fā)，采用機械合金化方法（MA）制備，并經(jīng)過軋制加工的氧化物彌散強化（Oxide Dispersion Strengthened，ODS）合金板材，板厚為1.5mm，最大抗拉強度為720MPa。MGH956合金的化學成分如表1所示。

表1 MGH956合金化學成分（質量分數(shù)／%）Table1 Chemical compositions of MGH956（mass fraction／%）

采用線切割方法將母材加工成60mm×30mm×1.5mm的試樣，用球磨罐將自制的填充材料粉末充分混合24h。焊接前，將開30°坡口的母材試板表面用砂紙打磨出金屬光澤，并用丙酮清洗干凈，將填充材料粉末加入丙酮攪拌成糊狀后預先置于坡口處。焊接時，使用型號為MW3000逆變?nèi)珨?shù)字化鎢極氬弧焊機，鎢極直徑為2.4mm，直流正接，采用純度為99.9%的氬氣作為保護氣，氣體流量為8L／min，焊接電流為75A，焊接電壓為12V，焊接速率為2.2mm／s。焊接過程中加入的填充材料，其化學成分如表2所示。

表2 填充材料化學成分（質量分數(shù)／%）Table2 Chemical compositions of the filler material（mass fraction／%）

焊接結束后，沿焊縫橫向制取金相試樣，并用10%HNO3＋10%HF＋80%H2O（體積分數(shù)）的腐蝕液對金相試樣進行腐蝕。用XRD結合EDS進行物相分析，掃描角度為10～90°，掃描速率為2（°）／min。利用LEICADM－2500M正置透反射顯微鏡、JEOL JSM－7001F掃描電子顯微鏡（SEM）和JEM－2100透射電鏡對焊縫微觀組織進行測定和分析。按照國家標準GB／T228—2000，使用電子萬能試驗機進行焊接接頭抗拉強度測試，拉伸速率為1mm／min。使用 HVS－1000型維氏顯微硬度計測試焊縫的硬度。

2 結果與討論

2.1 焊接接頭顯微組織

MGH956合金的Cr含量為19.64%（質量分數(shù)），在焊接冷卻過程中不會發(fā)生奧氏體轉變（見圖1），當熔池溫度降到液相線以下時，將從合金液中直接析出鐵素體組織。

圖1 不銹鋼的Fe－Cr相圖［10］Fig.1 Fe－Cr phase diagram of stainless steel［10］

圖2為焊接接頭的顯微組織形貌。圖2（a）為使用TIG焊對母材進行對焊時焊縫的顯微組織形貌，焊縫組織為粗大的柱狀晶，且晶粒大小不等。焊縫中零散分布著尺寸較大的孔洞（圖3（a））。對孔洞內(nèi)球狀顆粒物成分進行能譜分析后得到明顯的Y，Al，O，F(xiàn)e和Cr的強峰（圖3（b）），F(xiàn)e和Cr是基體成分，因此推斷這些顆粒物為粗化了的彌散強化相Y－Al－O復合氧化物，這是基體中納米級Al－Y復合氧化物在高溫電弧的作用下發(fā)生團聚造成的。粗大的Y－Al－O復合氧化物的存在不僅改變了納米級顆粒在焊縫金屬中均勻分布的特征，也減弱了對鐵素體的釘扎阻力，使鐵素體晶粒擺脫了晶界上氧化物顆粒的釘扎，從而導致MGH956合金的焊縫組織為粗大的鐵素體組織。圖2（b）是添加1＃填充材料時焊縫的顯微組織形貌，焊縫顯微組織為等軸晶，焊縫晶粒大小不均，并且仍然有明顯的孔洞生成；添加2＃填充材料時，焊縫顯微組織為細小的等軸晶粒，晶粒大小均勻，且焊縫中孔洞的數(shù)量也最少（圖2（c））。

2.2 C的原位合金化行為

2.2.1 C對焊縫中增強相顆粒的影響

圖3 母材對焊接頭組織掃描電鏡圖（a）和能譜圖（b）Fig.3 SEM（a）and EDS（b）of parent metal butt welding

圖4 焊縫生成物TiC的透射電鏡圖（a）和能譜圖（b）Fig.4 TEM（a）and EDS（b）of the formation particle TiC in the welding seam

圖4為添加2＃填充材料進行TIG原位焊接時焊縫中TiC顆粒的透射電鏡照片。由圖4可以看出TiC顆粒形狀不規(guī)則，與焊縫基體結合較好，顆粒周圍分布著大量位錯。由于TiC顆粒密度小于母材，在凝固過程中TiC顆粒上浮，快速移動的固液界面將反應生成的TiC顆粒捕獲，從而使顆粒彌散分布于基體中。

Ti是較強的碳化物形成元素［11］，且由圖5可以看出，在相同溫度下，生成TiC所需的Gibbs自由能ΔG0最低，說明同等條件下TiC顆粒優(yōu)先析出。對于Fe－Ti－C合金系存在以下的反應：

在TIG焊接條件下，焊接電弧溫度可達8000～10000K，合成TiC的熱力學條件為T＞1373K［12］，焊接電弧的高溫完全能夠滿足Ti與C反應形成TiC增強相的熱力學條件，并達到平衡，形成穩(wěn)定的TiC顆粒。對于反應式（2），若要生成穩(wěn)定的Fe2Ti，則要求T＜992K，即在溫度小于992K時反應可自發(fā)進行。TIG焊接時的熔池溫度遠高于992K，因此式（2）的反應不能進行，由此判定在高溫熔池形成過程中沒有穩(wěn)定的Fe2Ti存在［13］。

圖5 反映自由焓變ΔG0隨溫度T的變化圖Fig.5 TheΔG0of equations as functions of temperature

圖6為Ti－C－Fe體系混合物料差熱分析結果，由圖6可知在1080℃附近出現(xiàn)一個小的吸熱谷，這是由于Ti與Fe共晶熔點為1085℃，該處的吸熱效應是由Ti，F(xiàn)e的低熔點共晶而引起的，然而在1150℃處出現(xiàn)一個強的尖銳的放熱峰，該處的強放熱效應是由C與Ti反應生成TiC而引起的。在TIG焊縫形成熔池的開始階段，熔池溫度就已經(jīng)超過了1150℃，滿足了合成TiC所需的熱力學條件，在熔池的加熱階段，TiC合成反應一直進行，直至熔池冷卻至1100℃的凝固相變階段為止。

圖6 Ti－C－Fe體系 DTA曲線［14］Fig.6 DTA curve of the Ti－C－Fe system［14］

增加C含量可以提高TiC的碳飽和度，從而得到理想配比的TiC。在Ti－C－Fe體系高溫反應過程中，隨著溫度的升高C在熔池中溶解擴散，當溫度達到1150℃時即達到TiC反應的熱力學條件，C在溶池中與Fe2Ti發(fā)生反應形成富Ti的TiCp和α－Fe。隨后C繼續(xù)擴散與TiCp發(fā)生反應，從而形成接近化學計量比的TiC。

稀土微顆粒Y2O3的存在能夠為TiC提供更多的形核核心，使TiC顆粒形核數(shù)量增加，有效增加TiC顆粒彌散分布的幾率；同時Y2O3對顯微組織有明顯的凈化和細化作用，能夠降低微量雜質對焊縫組織性能的有害影響，也可以有效降低TiC聚集長大的傾向。由于高溫時TiC與基體Fe溶液的潤濕性較好，所以TiC與基體金屬形成良好的冶金結合。彌散細小的TiC顆粒熔點較高，凝固過程中會首先析出作為后續(xù)結晶的異質形核核心，增加了形核率，使焊縫晶粒細小且彌散，有效提高了焊縫金屬的力學性能。

2.2.2 C對焊縫氣孔的影響

金屬焊縫中氣孔的形成是冶金過程，它由氣泡的形核、長大和上浮三個階段組成。當氣泡的浮出速率Ve小于或等于焊縫的凝固速率R時，就可能殘留在焊縫中形成氣孔。如公式［15］：

式中：Ve為氣泡的浮出速率；ρ1為液態(tài)金屬的密度；ρ2為氣體的密度；g為重力加速度；r為氣泡的半徑；η為液態(tài)金屬的黏度。分析表明，焊縫的凝固速率R越大，越不利于氣泡的浮出，越易于引起氣孔。由于焊接熔池中熔融金屬密度較大，所以氣泡的浮出速率較??；并且采用機械合金化（MA）工藝制備的MGH956合金含氣量較多，所以在熔焊過程中容易產(chǎn)生氣孔。

MGH956合金中含氮量為0.02%，在TIG焊接過程中還會有一定量的氮進入熔池，與熔融金屬作用。氮在鐵中的溶解度與溫度的關系如圖7所示。液態(tài)金屬在高溫時可以溶解大量的氮，而當溫度降低到一定程度時氮的溶解度突然下降，這時過飽和的氮以氣泡的形式從熔池中向外逸出，當它的逸出速率小于焊縫金屬的結晶速率時就形成了氣孔。

圖7 氮在鐵中的溶解度與溫度的關系（PN2＋PM＝101kPa）［16］Fig.7 The relationship between solubility and temperature of nitrogen in iron（PN2＋PM＝101kPa）［16］

氮在鐵中的溶解度與氮的分壓存在如下關系：

式中：SN為氮在鐵中的溶解度；PN2為氣相中分子氮的分壓。若焊接時熔融金屬劇烈蒸發(fā)使氣體中氮的分壓減小，則設：PN2＋PM＝101kPa，那么式（4）可變?yōu)椋?/p>

式中PM為金屬蒸汽的分壓，是溫度的函數(shù)。

上述分析表明，增加氣相中金屬蒸汽的分壓可以減少氮在鐵液中的溶解度，從而減少氮氣孔的產(chǎn)生。添加C元素可以在焊接過程中通過式（6）反應生成CO，同時鋼液中C作為對O親和力比鐵大的元素會發(fā)生式（7）的氧化反應：

由此可見，焊接過程中生成的CO降低了N的分壓，減少了金屬中的含氮量；同時，C的氧化造成熔池的沸騰，致使金屬蒸汽壓急劇增加，也降低了N的分壓，從而達到消除氮氣孔的目的。

2.3 焊接接頭抗拉強度和顯微硬度

試樣的抗拉強度值列于表3，添加1＃填充材料時焊縫抗拉強度相對較低，平均抗拉強度為577MPa，其拉伸斷口呈河流狀花樣，斷口微觀表面局部有韌窩但比較松散，因此焊縫斷口為韌性－脆性混合斷裂（見圖8（a））。添加2＃填充材料時焊縫抗拉強度相對較高，平均抗拉強度為632MPa，達到了母材的87.8%，其斷口微觀表面上布滿韌窩且比較密集，但也存在少量的河流狀花樣，所以焊縫整體上仍表現(xiàn)為韌性－脆性混合斷裂（見圖8（b））。

表3 焊接接頭的抗拉強度Table3 Tensile strength of weld joint

圖8 拉伸斷口SEM形貌（a）添加1＃填充材料；（b）添加2＃填充材料Fig.8 SEM micrographs of tensile fracture surface（a）with 1＃filler material；（b）with 2＃filler material

這主要是由于C元素的加入，在焊縫中形成了TiC等新的顆粒增強相，這些細小的增強相顆粒彌散的分布在焊縫基體中，增強了對基體的強化；同時TiC顆粒彌散分布，阻礙了位錯運動，產(chǎn)生彌散強化；另外，C元素的加入可以有效減少氣孔的產(chǎn)生，所以焊縫抗拉強度有所提高。

硬度測試使用維氏顯微硬度計對焊接接頭橫截面進行測試，實驗力載荷為9.8N，加載時間15s。在焊接熱循環(huán)和不同成分的填充材料共同作用下，焊接接頭的硬度分布是不均勻的，因此按照焊縫中心金屬、熱影響區(qū)及母材的順序依次打點測試其顯微硬度。打點的平均間隔為0.5mm，每個節(jié)點測量三次取其平均值作為最后結果，添加兩種填充材料的接頭硬度分布如圖9所示。由圖9可知，添加兩種填充材料時焊縫均出現(xiàn)了明顯的軟化，焊縫中心的硬度明顯低于母材，這是因為熔化焊過程中，高溫使得原來均勻分布的納米級增強相顆粒發(fā)生長大、聚集，納米級增強相顆粒的數(shù)目減少，使彌散強化效果減弱，從而使焊縫中心硬度下降。但添加2＃填充材料時測得的焊縫中心的顯微硬度明顯提高，這主要是因為一方面原位生成硬質增強顆粒，阻礙位錯運動，產(chǎn)生彌散強化和固溶強化；另一方面硬質顆粒自身的硬度很高（如TiC的顯微硬度為3200HV），因此焊縫出現(xiàn)硬化。

圖9 焊接接頭顯微硬度曲線Fig.9 Hardness curves of weld joint

與添加1＃填充材料的接頭微觀組織（圖10（a））相比較，添加2＃填充材料時接頭的微觀組織中存在大量的位錯（圖10（b））。當位錯運動時，鄰近的其他位錯會對其產(chǎn)生阻礙作用，這些位錯結構的形成對滑移有阻礙作用，形成位錯纏結［17］，從而產(chǎn)生位錯強化，提高了焊縫的強度；此外，增強顆粒會對位錯起到釘扎作用，進一步阻礙位錯運動，產(chǎn)生第二相強化。因此焊接金屬的抗拉強度和顯微硬度都有了顯著地提高。

圖10 焊縫組織位錯形態(tài)的TEM像（a）添加1＃填充材料；（b）添加2＃填充材料Fig.10 TEM of welding seam dislocation（a）with 1＃filler material；（b）with 2＃filler material

3 結論

（1）在TIG原位合金化焊接過程中，添加適量的C元素可以降低N的分壓，達到消除氮氣孔的目的，從而有效地減少氣孔的數(shù)量。

（2）C與其他元素結合能夠生成新的增強相顆粒TiC，新生的TiC顆粒對晶粒的細化有重要作用，同時可以阻礙位錯和滑移，有利于提高焊縫的力學性能。

（3）當填充材料中C的添加量為0.2%（質量分數(shù)）時，可以顯著的提高ODS合金MGH956焊縫的力學性能，焊接接頭平均抗拉強度為632MPa，達到了母材的87.8%。

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