MGH956合金板材電子束焊和氬弧焊的接頭組織與性能研究

田 耘， 郭萬林， 楊 崢， 淮軍鋒， 柳光祖， 李文林， 李帥華

(1.鋼鐵研究總院，北京 100081;2.北京航空材料研究院，北京 100095）

MGH956合金板材電子束焊和氬弧焊的接頭組織與性能研究

田 耘1， 郭萬林2， 楊 崢1， 淮軍鋒2， 柳光祖1， 李文林2， 李帥華1

(1.鋼鐵研究總院，北京 100081;2.北京航空材料研究院，北京 100095）

對(duì)MGH956合金板材的電子束焊和氬弧焊接頭組織及其室溫～1100℃的拉伸性能進(jìn)行了研究。采用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡對(duì)接頭組織和拉伸斷口的檢驗(yàn)結(jié)果表明:電子束焊和氬弧焊使母材中原有超細(xì)的氧化物彌散強(qiáng)化相明顯粗化，接頭組織中有更粗大、且取向與母材原始晶粒取向相垂直的晶粒生成，以及不可避免地留有孔洞。組織上的改變導(dǎo)致接頭不僅800℃以上的高溫強(qiáng)度明顯降低，而且低溫脆性傾向明顯加劇。MGH956合金板材電子束焊和氬弧焊的接頭組織和拉伸性能表明，電子束焊具有明顯的優(yōu)勢(shì)，具備工程應(yīng)用的潛力。

氧化物彌散強(qiáng)化;MGH956合金;電子束焊;氬弧焊

早期研究報(bào)道［1～3］顯示熔焊可能會(huì)改變MGH956合金賴以高溫強(qiáng)化的彌散相的數(shù)量、尺寸、分布，以及母材原有晶粒的形狀、尺寸、取向等，導(dǎo)致高溫強(qiáng)度明顯降低。之后關(guān)于MGH956合金熔焊的研究鮮見于著。因此，人們對(duì)MGH956合金熔焊組織及室溫到高溫的力學(xué)性能仍缺乏足夠地了解和明確的認(rèn)識(shí)。然而在現(xiàn)在的實(shí)際工程應(yīng)用中，較之瞬時(shí)過渡液相(Transient Liquid Phase，TLP）擴(kuò)散焊［4，5］、擴(kuò)散焊和摩擦焊等方法，熔焊具有適用性強(qiáng)、操作簡(jiǎn)便等明顯優(yōu)勢(shì)。本工作采用電子束焊(EBW）和氬弧焊(TIG）兩種方法，對(duì)MGH956板材的接頭熔焊組織及其室溫～1100℃拉伸性能進(jìn)行研究，并對(duì)比母材的組織和性能，對(duì)MGH956合金的兩種熔焊行為進(jìn)行了評(píng)價(jià)。

1 實(shí)驗(yàn)方法

采用機(jī)械合金化(MA）制成MGH956合金粉，熱等靜壓將合金粉固實(shí)化成合金錠，再經(jīng)熱鍛、熱軋及冷軋制成厚度為1.3mm的板材，最終在1325℃進(jìn)行1h的高溫退火，使板材組織充分再結(jié)晶。試驗(yàn)用MGH956合金板材的名義成分為:Fe-20Cr-5Al-0.5 Ti-0.5Y2O3(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同）。

采用 ELA-30真空電子束焊機(jī)，在加速電壓60kV，電子束流45A的條件下，以板材縱向(冷軋方向）對(duì)接，束流垂直于板面的方式進(jìn)行焊接。根據(jù)所焊板材的熔點(diǎn)(1480℃）和厚度(1.3mm），為縮短焊縫熔化凝固時(shí)間，盡可能緩解合金基體中超細(xì)的氧化物彌散強(qiáng)化相聚集、長(zhǎng)大、甚至漂渣，在保證能夠焊透的情況下，采用了高焊槍移動(dòng)速率(35mm/s）。氬弧焊是在氬氣保護(hù)下，采用手工焊機(jī)，以MGH956合金母材為填充料，在電壓20V，電流50 A的條件下，同樣以板材縱向?qū)拥姆绞竭M(jìn)行焊接。

采用光學(xué)顯微鏡和JSM-6480LV型掃描電鏡對(duì)接頭組織和拉伸斷口進(jìn)行觀察?；瘜W(xué)腐蝕劑成分為10%HF+10%HNO3+80%H2O(體積分?jǐn)?shù)）。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 焊接接頭組織

2 .1 .1 未經(jīng)化學(xué)浸蝕的接頭組織形貌

電子束和氬弧焊接頭未經(jīng)浸蝕的板面的組織形貌示于圖1。由圖1可以看到，電子束焊的焊縫與母材間的交界很難分辨，盡管在焊區(qū)可以觀察到個(gè)別孔洞的存在，但數(shù)量非常少、且尺寸也很小，約為幾微米(如圖1a所示）;而氬弧焊的焊區(qū)則布滿孔洞，尺寸大多為幾到幾十微米，最大可達(dá)300～400μm，焊縫與母材因這些孔洞的存在清晰可辨(圖1b）。

2 .1 .2 化學(xué)浸蝕后接頭組織的形貌

電子束和氬弧焊接頭化學(xué)浸蝕后的側(cè)面的組織形貌示于圖2。對(duì)比發(fā)現(xiàn)，電子束焊接頭在靠近與母材交界處的晶粒是沿電子束流的逆向生長(zhǎng)(圖2a和c），至焊縫中心，兩邊生長(zhǎng)過來的晶粒在焊縫中心交匯，交匯處有取向與母材原始晶粒取向相垂直的晶粒生成，形成了垂直于板面并基本貫穿板材厚度的晶界。氬弧焊接頭在靠近與母材交界處的晶粒是沿母材原始晶粒的取向生長(zhǎng)，且仍保持母材原始盤狀(或片狀）相似的形狀(圖2d和f），但越接近焊縫中心越等軸化，在焊縫中心，同樣有取向與母材原始晶粒取向相垂直的晶粒生成，形成垂直于板面，并貫穿板材厚度的晶界(圖2b和e）。在較大倍數(shù)下，兩種接頭組織中，除了在未經(jīng)浸蝕時(shí)能夠看到的孔洞外(圖1），還能看到尺寸更為細(xì)小，且分布較為均勻的黑點(diǎn)的存在(圖2b和c，及e和f）。此外，氬弧焊接頭的寬度比電子束焊要寬大得多(圖2a和b）。

2 .1 .3 接頭組織的掃描電鏡分析

兩種接頭組織的掃描電鏡照片示于圖3。由圖3可以看到，在光學(xué)顯微鏡下較為均勻分布的小黑點(diǎn)(圖2），在掃描電鏡下呈矩形孔狀，尺寸約為3～5μm(圖3a和c），進(jìn)一步放大觀察，在一些孔洞內(nèi)看到有球狀顆粒物存在，尺寸約為1～2μm(圖3b和d，箭頭指示處），用能譜對(duì)孔洞內(nèi)球狀顆粒物成分分析得知，除了基體成分Fe和Cr的強(qiáng)峰外，還出現(xiàn)了明顯的Y，Al及O的強(qiáng)峰(圖4），可以推斷，這些顆粒物應(yīng)為粗化了的彌散強(qiáng)化相Y-Al復(fù)合氧化物，這是由于熔焊過程因超過1500℃的高溫不可避免地導(dǎo)致合金基體中原有超細(xì)的Y-Al復(fù)合氧化物發(fā)生聚集和長(zhǎng)大［6］所致。

2.2 焊接接頭與母材的拉伸性能對(duì)比

圖5為母材與電子束和氬弧焊接頭從室溫到1100℃的拉伸強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率變化曲線。母材與電子束和氬弧焊接頭的拉伸強(qiáng)度隨溫度提高的變化趨勢(shì)相似(圖5a），600℃以下，電子束焊接頭的拉伸強(qiáng)度與母材相當(dāng)接近，高于氬弧焊;600～800℃，三者無明顯差異;800℃以上，電子束和氬弧焊接頭的拉伸強(qiáng)度相近，均明顯低于母材，且隨溫度提高，差別加大。電子束焊接頭與母材的伸長(zhǎng)率隨溫度提高的變化趨勢(shì)相似(圖5b），雖明顯低于母材，但可保持在約母材的50%左右(600℃這一點(diǎn)更高）;由于氬弧焊試樣在600℃拉伸時(shí)未斷在接頭，而是在試樣根部的母材，因此伸長(zhǎng)率曲線為非連續(xù)的(圖5b），與母材和電子束焊相比，800℃以下，氬弧焊接頭的伸長(zhǎng)率最低，在室溫甚至為0，800℃開始顯著提高，在1000℃和1100℃不僅明顯高于電子束焊，甚至高于母材。

2.3 母材與電子束和氬弧焊接頭室溫拉伸斷口形貌對(duì)比

圖6為母材與電子束和氬弧焊接頭室溫拉伸斷口形貌的對(duì)比。由圖6可以看到:母材斷面為韌性、布滿韌窩，并有寬大的、垂直于斷面的沿晶二次裂紋，片層狀組織特征明顯，晶界面上存在因變形所產(chǎn)生的蛇形滑移條紋(圖6a）;電子束焊接頭斷口雖有少部分為韌性斷面，但大部分為典型的河流狀脆性穿晶解理斷面，斷面上可清晰地看到直徑為2～4μm，且較為均勻分布的細(xì)小孔洞的存在(圖6b），這些細(xì)小孔洞與圖3看到的一致，與粗化的彌散相有關(guān);氬弧焊接頭斷口則為完全脆性穿晶解理，斷面上除同樣有直徑為3～5μm的細(xì)小孔洞外，還有很多直徑為10μm左右的大尺寸孔洞(圖6c），這些大尺寸孔洞與金相下觀察到的相一致(圖1b），為殘存于接頭中的氣孔［1，3］。

3 分析和討論

3.1 熔焊組織及性能評(píng)價(jià)

通過對(duì)電子束和氬弧焊接頭組織的觀察和分析可知，MGH956合金熔焊接頭組織的主要特征表現(xiàn)為三個(gè)方面:首先，彌散相尺寸粗化、數(shù)量減少。因熔焊過程的高溫使合金中原本均勻分布的超細(xì)氧化物強(qiáng)化相不可避免地發(fā)生長(zhǎng)大、聚集、甚至漂渣［1～3］，導(dǎo)致尺寸粗化、數(shù)量減少，雖然殘留在基體中的彌散相還較為均勻，但尺寸由母材中的納米級(jí)(平均直徑30nm）長(zhǎng)大到微米級(jí)(約1～3μm），相應(yīng)彌散相的間距也增加到微米級(jí)(圖3）。第二，晶粒的取向、形狀、尺寸與母材相比發(fā)生明顯改變。因超細(xì)彌散相的存在，通常在MGH956合金生產(chǎn)過程中，通過對(duì)其熱、冷加工各環(huán)節(jié)實(shí)施有效的控制，使彌散相形成一定的流向，組織形成具有明顯取向性的織構(gòu)，再結(jié)晶后可以獲得具有強(qiáng)烈取向性的組織，以便在相應(yīng)取向獲得更高的高溫強(qiáng)度［7，8］。而熔焊過程，一方面因彌散相聚集、長(zhǎng)大、漂渣，數(shù)量減少、尺寸粗化，原有排列的流向性被完全破壞，加之組織取向性的消失，在凝固過程失去了對(duì)晶粒長(zhǎng)大的約束作用，在結(jié)晶初始階段雖還可以沿母材晶粒原始取向(平行于板面方向）生長(zhǎng)，但越靠近焊縫中心等軸化越嚴(yán)重、尺寸也越大，并有取向與母材晶粒取向相垂直的晶粒生成，形成了垂直于板面寬大的晶界(圖2）。第三，孔洞的形成。MGH956是以氧化物彌散強(qiáng)化(ODS），并采用MA技術(shù)和粉末冶金方法生產(chǎn)的合金，其本身氣體含量極高(O:0.1%～0.3%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同），N:0.01%～0.03%），因熔焊過程高溫，基體中的氣體會(huì)發(fā)生膨脹和釋放，凝固過程，那些未來得及釋放的氣泡則被保留，不可避免地會(huì)形成孔洞(圖1和圖6），但孔洞數(shù)量的多少和尺寸的大小則主要取決于所采用的焊接方法和工藝。

熔焊接頭組織上述特征反應(yīng)到力學(xué)性能主要表現(xiàn)為兩個(gè)方面:首先，導(dǎo)致高溫強(qiáng)度顯著降低。在800℃以上，熔焊接頭的拉伸強(qiáng)度比母材明顯降低，且隨溫度的提高，差別明顯加大(圖5a）。第二，加劇了MGH956合金本身固有的低溫脆性傾向［9］。與母材相比，熔焊后的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT）明顯提高，達(dá)到了室溫以上，導(dǎo)致室溫拉伸斷口形貌由母材的完全韌性剪切韌窩變成典型的脆性穿晶解理(圖6）。需說明的是這一現(xiàn)象并非只出現(xiàn)在熔焊，TLP焊同樣存在類似的問題［4］。

3.2 電子束和氬弧焊接頭組織及性能對(duì)比

因電子束焊是在高真空下進(jìn)行，有利于氣體的釋放和逃逸，接頭組織中孔洞數(shù)量非常少、且尺寸也很小(圖1和圖6）;又因電子束焊的能量密度高，故熔池小，熔化和凝固過程快，留在基體中彌散相的數(shù)量相對(duì)多，晶粒尺寸也小。因此，低溫脆性傾向的程度明顯低于氬弧焊，表現(xiàn)為室溫拉伸仍有一定的伸長(zhǎng)率，斷口也有一些韌性斷裂的部分(圖6b）;在800℃以下，拉伸強(qiáng)度與母材相當(dāng)接近，雖800℃以上也明顯低于母材，但比氬弧焊還是略有優(yōu)勢(shì);伸長(zhǎng)率從室溫到1100℃可保持在母材50%的水平(圖5b，600℃附近更高）。而氬弧焊是在非真空下進(jìn)行，且能量密度低，導(dǎo)致熔池寬大，熔化和凝固過程慢，造成接頭組織中孔洞數(shù)量非常多、且尺寸大(圖1和圖6），晶粒也更加粗大(圖2），殘存于基體中彌散相的數(shù)量相應(yīng)少。因此，室溫拉伸根本測(cè)不出伸長(zhǎng)率(圖5b），斷口形貌呈完全脆性的穿晶解理(圖6c）;室溫到1100℃拉伸強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的整體表現(xiàn)不穩(wěn)定(圖5）;而800℃以上伸長(zhǎng)率顯著提高，到1000℃和1100℃甚至高于母材的現(xiàn)象可歸結(jié)為寬大接頭組織中彌散相大量損失，基體充分軟化，高溫強(qiáng)度基本喪失。上述對(duì)比分析表明:電子束焊這種方法本身比氬弧焊有明顯優(yōu)勢(shì)。同時(shí)通過對(duì)電壓、電流、焊槍移動(dòng)速率等參數(shù)的優(yōu)化，進(jìn)一步縮短熔化、凝固時(shí)間，控制焊縫寬度，以緩解彌散相聚集和長(zhǎng)大的程度，降低孔洞的數(shù)量和尺寸，不僅能改善高溫強(qiáng)度，還可有效改善低溫脆性傾向。因此，電子束焊作為MGH956板材的熔焊方法具備工程應(yīng)用的潛力。而氬弧焊則因能量密度低，熔池寬大，熔化、凝固時(shí)間長(zhǎng)，接頭組織中殘留大量的孔洞，彌散相顯著聚集、長(zhǎng)大及漂渣的現(xiàn)象很難通過工藝的改進(jìn)和優(yōu)化得以有效地改善［1，3］，因此，不適合 MGH956 板材的熔焊。

3 結(jié)論

(1）熔焊使MGH956合金中彌散強(qiáng)化相明顯粗化、數(shù)量減少，接頭組織中晶粒粗化、取向改變，并有孔洞形成，不僅導(dǎo)致800℃以上高溫強(qiáng)度明顯降低，而且低溫脆性傾向明顯加劇。

(2）電子束焊作為MGH956板材的熔焊方法比氬弧焊具有明顯的優(yōu)勢(shì)，具備工程應(yīng)用的潛力。

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Microstructures and Properties of MGH956 Sheet Joints with EB and TIG Welding Methods

TIAN Yun1， GUO Wan-lin2， YANG Zheng1， HUAI Jun-feng2，LIU Guang-zu1， LI Wen-ling2， LI Shuai-hua1
(1.Central Iron and Steel Research Institute，Beijing 100081，China;2.Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China）

The microstructures of MGH956 sheet joints welded by EB and TIG methods and tensile properties from room temperature to 1100℃ were studied.Results showed that the dispersoids，which were superfine in original alloy matrix，coarsened obviously after undergoing welding cycle.More coarse grains with the orientation perpendicular to that of the base alloy were formed and holes were left inevitably within joint microstructures.The changes in microstructure resulted in both the significant decrease of joint's high temperature(above 800℃）strength and the much higher brittleness at low temperature.Based on the comparison of the microstructures and tensile properties of the joints welded using EB to that of joints using TIG，it is verified that EB has more advantage than TIG for the welding of MGH956 sheet，and thus EB possesses the engineering potential.

ODS;MGH956;EB;TIG

10.3969/j.issn.1005-5053.2011.4.007

TG132.3

A

1005-5053(2011）04-0033-06

2010-12-27;

2011-01-25

田耘(1961—），教授級(jí)高工，主要從事高溫合金研究，(E-mail）505ods@sohu.com。