GH901基體表面等離子噴焊司太立6#合金層的組織與性能研究

陳興東 郭維華 楊建平 郭洋 王大勇 黃麗

摘要：隨著汽輪機設(shè)計參數(shù)的日趨提升，對高溫材料及相關(guān)的表面改性技術(shù)的需求也日趨強烈。GH901材質(zhì)及其氮化、熔覆的零部件也廣泛地應(yīng)用于抗高溫氧化、耐高溫磨損的工況。通過使用等離子噴焊（PTA）方式，在GH901材質(zhì)上進(jìn)行單層或雙層噴焊司太立合金試驗，研究了焊接單層及雙層司太立合金對焊接接頭熱影響區(qū)組織性能的影響。結(jié)果表明，采用PTA方式進(jìn)行堆焊司太立時，接頭熔合線處易形成較大的成分?jǐn)U散區(qū)，且在擴散區(qū)晶界及晶內(nèi)產(chǎn)生大量的TiC等析出相，且隨著兩層焊接熱循序，焊層與基體間的擴散區(qū)寬度增大，析出相的數(shù)量和尺寸均增加。

關(guān)鍵詞：等離子噴焊;TiC;司太立6#合金;GH901

中圖分類號：TG457? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A? ? ? ? ?文章編號：1001-2003（2021）03-0076-08

DOI：10.7512/j.issn.1001-2303.2021.03.14

0? ? 前言

GH901材料屬于 Fe-43Ni-12Cr系的高溫合金，是利用添加Al，Ti元素形成金屬件化合物γ' [Ni3（Ti，Al）]來沉淀強化，同時采用Mo元素來固溶強化的鎳鐵鉻基高溫合金[1]。該合金在700 ℃時具有優(yōu)良的抗氧化性能和較好的高溫強度，主要用于航空發(fā)動機、燃?xì)廨啓C以及汽輪機閥門中的高溫部件的制造。目前，隨著電力行業(yè)汽輪機設(shè)計參數(shù)的日趨提高，其主蒸汽溫度已經(jīng)接近650 ℃甚至更高。因此很多核心部件開始使用GH901材料，并采用相應(yīng)的表面改性工藝來提升該材料的高溫抗氧化、耐沖蝕等性能，如司太立合金的噴涂、熔覆等。司太立合金組織穩(wěn)定性高，具有優(yōu)良的高溫抗氧化性能和熱強度，且在應(yīng)力條件下具有良好的耐汽蝕性能，被廣泛用于航空、汽車、高溫化工等工業(yè)閥門密封面、內(nèi)燃機氣門、汽輪機末級葉片防水蝕等方面的堆焊，應(yīng)用效果良好[2-3]。

文中通過在GH901材質(zhì)表面進(jìn)行單層及兩層的司太立合金的等離子噴焊，以研究等離子噴焊的次數(shù)對焊接接頭熱影響區(qū)組織性能的影響。

1 試驗過程

1.1 試驗材料

試驗材料為GH901，固溶態(tài)，1 070 ℃/3 h，水冷，其化學(xué)成分見表1。等離子噴焊使用司太立6#合金粉末，粒度80～270目，粉末形貌如圖1所示，化學(xué)成分見表2。

1.2 試驗過程

采用東汽自主研發(fā)的等離子粉末噴焊設(shè)備，以及250型同軸送粉的等離子噴焊槍，分別在GH901基體上噴焊一層（記為1#試樣）和兩層司太立6#合金（記為2#試樣），送粉氣、離子氣、保護氣均為99.999%氬氣，送粉量32～38 g/min。焊前使用天然氣進(jìn)行400 ℃預(yù)熱，焊后進(jìn)行相應(yīng)熱處理。主要焊接參數(shù)見表3。

焊后熱處理采用電阻爐加熱，去應(yīng)力熱處理后對試板用線切割進(jìn)行取樣分析，分別對焊接接頭熱影響區(qū)、熔合線、焊層進(jìn)行金相組織（40MAT顯微鏡）、顯微硬度（標(biāo)樂5112維氏硬度計）分析，使用掃描電鏡（BRUKER EDS）重點對熔合線附近的熱影響區(qū)、熔合區(qū)的析出相、元素擴散情況等進(jìn)行了分析。

2 試驗結(jié)果及分析

2.1 硬度分布

一層與兩層等離子噴焊司太立6#合金的熔覆層橫截面的維氏硬度測試結(jié)果，如圖2所示。

1#試樣：焊層厚度約為2.5 mm，硬度約為343～370 HV10，熔合線處焊層硬度最低，說明該焊層仍然處于被母材稀釋狀態(tài)。

2#試樣：焊層厚度約為4.5 mm，第一層焊層厚度約為2.5 mm，硬度290～354 HV10，說明該層為稀釋層，因此硬度偏低。另外，底層司太立合金在與基材的熔合線處硬度變化較大（290～353 HV），顯著低于母材硬度和司太立合金硬度，說明該區(qū)域存在元素的擴散及焊接熱循環(huán)影響引起的組織結(jié)構(gòu)變化的可能。第二層焊層厚度約為2 mm，硬度407～470 HV10，說明該焊層已逐步過渡到純司太立層，硬度與司太立6#合金標(biāo)稱硬度相符。

基材熱影響區(qū)宏觀硬度350～380 HV，與基體硬度差異不大。

2.2 組織分析

2.2.1 金相組織分析

1#、2#試樣金相組織如圖3、圖4所示。由圖可知，PTA噴焊一層時，由于基體溫度較低，熔池溫度梯度大且規(guī)則，結(jié)晶的驅(qū)動力強，結(jié)晶速度更快，因此能使得結(jié)晶的Co的固溶體枝晶易于在垂直于溫度梯度方向生長且更加有序，枝晶也更長（見圖3a、4a）。當(dāng)進(jìn)行第2層噴焊時，由于焊接間隔時間短，基體溫度持續(xù)升高，除了電弧對枝晶的攪拌使其細(xì)化的作用外[4-5]，熔池的溫度梯度更大且多向不均勻分布，因此形成的枝晶更加細(xì)小和無序。

母材熱影響區(qū)：其組織為奧氏體+少量析出相的過熱組織。析出相分布在晶粒晶界、晶粒內(nèi)部，呈現(xiàn)顏色深淺不同的顆?；驂K狀形貌，大小以5～10 μm的居多，且兩層焊接比一層焊接趨于增多（見圖3f、圖4f）。這些化合物在OM觀察條件下，呈顏色深淺不一的特征。

熔合線：由于等離子能量更為集中，且兩層焊接時熱輸入更大，因此擴散效果更為強烈，焊層金屬與母材交織擴散區(qū)更寬，熔合線較單層時也變得曲折（見圖3e、4e）;另外也可以看出，PTA噴焊兩層時，母材側(cè)形成的顆粒狀化合物更趨于向晶界富集，且數(shù)量更多。由圖4e、圖3f可知，在熔合線處有部分的焊層金屬向母材奧氏體晶界、晶內(nèi)滲入。

焊層：為典型的司太立合金組織，由枝晶狀的Co-Cr固溶體基體和枝晶間的共晶組織（碳化物）構(gòu)成，其枝狀晶也沿著溫度梯度的方向生長。

2.2.2 熱影響區(qū)析出相分析

使用掃描電鏡分析熔合線處，以研究熔合線處母材熱影響區(qū)的析出相情況，如圖5所示。由圖可知，PTA噴焊兩層時，熱影響區(qū)析出相較PTA噴焊一層時更多，且析出相的尺寸也由單層噴焊時的8～15 μm增加到雙層噴焊時的23 μm。這說明析出相在兩層噴焊的熱循環(huán)過程中出現(xiàn)了富集長大的趨勢。

何朋飛等人[6]認(rèn)為，在熱影響區(qū)內(nèi)析出的塊狀的黑色顆粒物為Ti2（SC），白色塊狀物為富Ni相、富Mo相和碳化物組成。董健[7]研究認(rèn)為，該化合物主要是TiC，為一次或二次碳化物，是在熱處理或長期時效時形成的。當(dāng)該碳化物含量適當(dāng)時，能起到阻礙晶粒長大和晶界滑移的作用[8]，但若控制不當(dāng)，將會導(dǎo)致合金力學(xué)性能和工藝性能下降。王懷柳[9]等人通過EDS及XRD等分析認(rèn)為，該沿晶界析出的相主要是（Ti，Mo）C等化合物，該（Ti，Mo）C型化合物是在760～803 ℃時效時產(chǎn)生，且需要較高溫度和較長時間才能溶解。文中試樣均使用超過700 ℃的熱處理溫度，顯然也未能將其溶解。裴丙紅[10]研究指出，所有的二次析出相能完全溶解的溫度為1 070 ℃，遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于文中700 ℃熱處理溫度。

使用EDS對2#試樣基材熔合線附近熱影響區(qū)的塊狀相進(jìn)行分析（見圖5b中F區(qū)域），具體如圖6所示，成分如表4所示。由圖6可知，奧氏體晶界處布滿的白色析出相主要為富Ti、富Mo化合物，且呈連續(xù)帶狀分布，寬度約為2～4 μm。由EDS成分分析來看，其成分符合王懷柳[9]等人的分析結(jié)果，即該析出相為（Ti，Mo）C型化合物，該化合物應(yīng)該是在焊接過程中產(chǎn)生的。另外，基體組織奧氏體晶內(nèi)主要成分為Ni、Fe元素，Ti元素含量極低。

分析原因：由于從焊接一層到焊接兩層，冷卻速度變慢，基體溫度急劇升高，高于時效溫度，沉淀硬化相開始析出。同時高溫使原子擴散能力也趨于增加，加之焊接接頭在高溫段內(nèi)的停留時間延長，進(jìn)而為析出相的生長、富集、長大提供了結(jié)晶動力，于是析出相（Ti，Mo）C的數(shù)量和尺寸都增加。

對此有文獻(xiàn)指出，C含量增加，會形成更多的（Ti，Mo）C，而TiC的結(jié)合要消耗掉主要的強化元素Ti，這會使得γ'相數(shù)量減少，弱化合金[11]，因此要控制C含量。Yin等人[12]也提出碳化物的析出量和析出形態(tài)均會對合金力學(xué)性能產(chǎn)生重要影響，彌散分布且尺寸較小的碳化物形貌是最優(yōu)的。

2.2.3 熔合線元素擴散分析

1#和2#試樣熔合線附近約800μm范圍內(nèi)的微觀金相和EDS線掃描數(shù)據(jù)如圖7、圖8所示。由微觀照片可知，析出相明顯在熔合線兩側(cè)分布得更多。

由圖7可知，基材的熱影響區(qū)元素成分起伏較為均勻;在司太立合金側(cè)，Cr元素與Co元素的分布曲線波峰波谷呈現(xiàn)上下對稱形態(tài)，對該Cr、Co波峰處A區(qū)（圖8中A區(qū)）組織進(jìn)行面掃描（見圖9），表明波峰、波谷是由于Co-Cr的固溶體和固溶體枝晶間的富Cr化合物（如Cr23C7等）引起的[13];其次，F(xiàn)e、Ni元素從基材含量減少至0.5脈沖單位以下，擴散距離約為150μm。其他元素在司太立合金一側(cè)的分布相對規(guī)則，而波峰波谷主要與析出相的富集有關(guān)。

由圖8可知，F(xiàn)e、Ni的擴散距離約為250 μm，大于一層噴焊時擴散的距離，并與Ti、Cr元素的擴散距離一致。在司太立合金一側(cè)，Cr、Ti、Co、Mo元素成分的起伏較一層司太立噴焊時的更為明顯，說明兩層噴焊時的焊接熱循環(huán)對第一層熔合界面向基材推進(jìn)、元素擴散會產(chǎn)生較大影響。這是因為兩層噴焊時，第一層司太立合金與基體之間的熔合界面僅受到熱循環(huán)的影響而沒有參與等離子弧對基體的攪拌混合，而第一層與第二層之間除了等離子弧的攪拌作用外，還有更為強烈的熱影響。因此焊接熱循環(huán)是造成司太立合金與基體及第二層噴焊層的元素之間擴散增強、析出相增多的主要原因。此外，司太立合金層與GH901基體之間的成分差異較大，且元素擴散系數(shù)不同[14]，也加劇了元素的擴散。司太立合金含C量較高，主要形成Cr23C6等共晶相;GH901含C量極低，這主要是為了控制Ti的碳、氮化物的形成和分布[15]。

根據(jù)菲克第一定律：

式中 J為擴散通量;D為擴散系數(shù);dc/dx為體積濃度梯度。由式（1）可知，只要存在濃度梯度，原子就會擴散以達(dá)到成分均勻的目的[16]。這是高溫?zé)釘U散的一個基本動力。

由此可知，GH901對焊接熱循環(huán)非常敏感，兩層焊接使得基體溫度高于時效溫度，導(dǎo)致元素擴散加劇，擴散區(qū)增大、沉淀析出相明顯增加。

2.3 接頭組織分區(qū)淺析

對于等離子熔覆時接頭熱場的分布，國內(nèi)報道較多。劉崗[14]等人對等離子熱場使用Ansys軟件進(jìn)行了模擬，研究得出：等離子束能量非常集中，溫度梯度更大。尤其在光斑方向前端溫度最高，等溫線分布密集，而在移動方向熔池的后端，等溫線稀疏。

本試驗條件下，噴焊一層時，電弧對熔池的攪拌作用最為明顯，形成較寬的攪拌擴散區(qū)，同時由于基體溫度場的存在，元素在高溫下的自由擴散同樣存在，只是溫度場持續(xù)時間短，因此擴散距離微小，熱擴散區(qū)很窄，往往只有微米級。

噴焊兩層時，第一層焊道合金層之間的熱擴散區(qū)、攪拌擴散區(qū)在第二層焊接熱循環(huán)下逐步增加，同時第二層噴焊合金又對第一層合金具有電弧攪拌作用，就使得整個焊接接頭出現(xiàn)了4個熱擴散區(qū)和2個攪拌擴散區(qū)。在它們的綜合作用下，第一層司太立合金的稀釋率增大，硬度下降。這說明第一層焊接時的熱循環(huán)對于第一層司太立合金與母材之間的擴散影響較大，對熱影響區(qū)的影響最大。

綜合來看，噴焊接頭區(qū)域與溫度場示意如圖10所示，即取焊道橫截面進(jìn)行分析：隨著熔池中心的最高溫度（Th）向基體內(nèi)擴散，其中溫度場沿著Tm→0（℃）軸逐步衰減，直至衰至0 ℃。由于溫度場內(nèi)光斑區(qū)溫度最高，因此接頭等溫線稀疏的左側(cè)，其元素的高溫?zé)釘U散區(qū)小于右側(cè)等溫線密集區(qū)域。因此，可將焊接接頭劃分為焊層、熱擴散區(qū)、攪拌擴散區(qū)、熱擴散區(qū)和焊層5個分區(qū)，如圖10所示。由圖可知，對于沉淀硬化高溫合金的表面改性或焊接，應(yīng)使用較低的熱輸入和熱循環(huán)次數(shù)，盡量減少熱擴散區(qū)，才能獲得較小的熔合區(qū)。

對于析出相的分布主要集中在熔合線兩側(cè)的擴散區(qū)，這可能是因為焊接過程中由于等離子弧對界面金屬的攪拌作用使得元素激烈混合、擴散至熔合線的兩側(cè)，形成較大的成分梯度，具備析出相大量生成的成分及動力學(xué)條件，當(dāng)基體溫度超過時效溫度且保持較長時間后，析出相開始大量析出、富集長大[15]。

4 結(jié)論

（1）采用PTA方式在GH901上進(jìn)行司太立合金層的制備，在其熔合線基材晶界及晶內(nèi)會析出碳化物相，且隨著噴焊熱循環(huán)次數(shù)的增加，熔合線處母材及噴焊層雙方元素的相互擴散距離增加。兩層噴焊時，該擴散區(qū)內(nèi)硬度低于單層焊接時的。

（2）采用等離子噴焊司太立6#合金，在本次焊接熱循環(huán)條件下，熔合線附近熱影響區(qū)的晶界或晶內(nèi)出現(xiàn)了粗大析出相，該析出相是在焊接高溫?zé)嵫h(huán)過程中形成的。

（3）在GH901基材上等離子噴焊司太立6#合金，兩次焊接熱循環(huán)對析出相的狀態(tài)和分布有顯著影響。與一層噴焊相比，兩層噴焊時司太立合金元素與基體之間的高溫擴散是其擴散區(qū)增大、析出相增多的主要原因。

（4）在GH901基材上噴焊司太立合金的過程中，熱影響區(qū)形成的碳化物的含量及大小與焊接熱循環(huán)的溫度及次數(shù)、焊材的含碳量密切相關(guān)。

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