郭梟，徐鍇，魏超，韓瑩，呂曉春

(哈爾濱焊接研究院有限公司,哈爾濱,150028)

0 序言

隨著航空發(fā)動機向大推力、高推重比、高可靠性方向發(fā)展,由于焊接結(jié)構(gòu)具有重量輕、效率高、零件少、故障少和可靠性高的特點，航空發(fā)動機中大量采用焊接結(jié)構(gòu)，如發(fā)動機的機匣、火焰筒、盤鼓、葉片和盤等[1-2].GH2132 是以Fe-25Ni-15Cr 為基體、以金屬間化合物γ'相(Ni3AlTi)為強化相一種新型低膨脹沉淀強化型高溫合金[3]，在650 ℃以下具有較高的屈服強度和持久強度，并且具有較好的加工性能和滿意的焊接性能，適合制造長期工作在650 ℃以下的航空發(fā)動機高溫承力部件，如渦輪盤、壓氣機盤、轉(zhuǎn)子葉片和緊固件等[4-5].目前針對Inconel 738，Inconel 718，Inconel 617，Inconel 939 等沉淀強化鎳基合金焊接接頭開展的研究表明，熔化焊接頭存在大量的沉淀相(如Inconel738 合金中的γ'相、Inconel718 合金中的γ″相)，在焊接熱循環(huán)的影響下，由于組分液化和低熔點元素偏析極易在晶界處產(chǎn)生液膜，當液膜的張力無法抵抗熔池金屬的凝固收縮應(yīng)力時產(chǎn)生熱裂紋，具體包括焊縫區(qū)凝固裂紋與熱影響區(qū)液化裂紋[6-7].裂紋萌生始于枝晶間區(qū)域的二次相，金屬間化合物、MC 碳化物、γ 相、共晶組織等是液化裂紋的主要影響因素，裂紋形成最主要的原因是偏析系數(shù)小于1 的元素偏析[8].

GH2132 合金在焊接時具有一定的熱裂紋傾向，但目前對其熱裂紋開裂機理認識尚不夠深入.文中通過試制GH2132 合金配套焊絲，開展了熔敷金屬焊接試驗、裂紋形貌和斷口分析以及凝固計算等，對GH2132 合金焊接過程中熱裂紋敏感性進行了深入研究，通過理論計算與試驗分析相結(jié)合的方式進行了GH2132 合金結(jié)晶裂紋敏感性研究，為后續(xù)焊絲成分設(shè)計優(yōu)化、焊接工藝制定及優(yōu)化提供了理論支撐，進一步深化了對高溫合金熔敷金屬結(jié)晶裂紋的認識.同時引入GH2132 結(jié)晶裂紋敏感性指數(shù)實現(xiàn)結(jié)晶裂紋敏感性的量化評價，對高溫合金熱裂紋敏感性評價具有指導(dǎo)意義.

1 試驗方法

按照GB/T 25774.1—2010《焊接材料的檢驗第一部分：鋼、鎳及鎳合金熔敷金屬力學(xué)性能試樣的制備及檢驗》2.7 條進行熔敷金屬焊接試驗，母材采用Q235 鋼板，試板尺寸為150 mm × 150 mm ×20 mm，單側(cè)30°坡口，墊板尺寸為180 mm × 40 mm ×10 mm，采用鎢極氣體保護焊(gas tungsten arc welding,GTAW)焊接工藝進行堆焊，焊接工藝參數(shù)如表1 所示.

表1 GTAW 工藝參數(shù)Table 1 GTAW parameters

試驗用焊接材料為GH2132 鎳基合金實心焊絲，規(guī)格為φ1.2 mm，焊絲化學(xué)成分見表2.

表2 試驗用GH2132 焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 2 Compositions of experimental GH 2 132 wire(wt.%)

采用JMatPro 軟件鎳基合金數(shù)據(jù)庫對試制焊絲的化學(xué)成分進行了基于Scheil 模型的非平衡凝固計算.采用NETZSCH STA449F3 型同步熱分析儀DSC(differential scanning calorimeter)對GH2132高溫合金GTAW 熔敷金屬進行加熱速率為10 ℃/min的試驗，測量合金熔化過程的相變特征溫度.利用OLYMPUS GX51 型光學(xué)顯微鏡對于熔敷金屬裂紋體金相組織進行觀察，利用ZEISS EVO18 型掃描電子顯微鏡進一步放大觀察裂紋體及裂紋斷口形貌，結(jié)合OX-FORD INCA 能譜儀進行區(qū)域成分分析.

2 試驗結(jié)果與分析

2.1 熔敷金屬金相

熔敷金屬橫截面宏觀金相如圖1 所示.在熔敷金屬中存在較為密集的裂紋，裂紋走向基本一致，基本均沿垂直于熔敷金屬表面方向.位于接頭中部的主裂紋1 為穿透性裂紋，裂紋尺寸較大，長度接近10 mm，跨越了近5 層焊道.裂紋2 跨越整個上層熱影響區(qū)和近3 層的底層焊道，可能為結(jié)晶裂紋或液化裂紋，裂紋3 跨越上層熱影響區(qū)至底層焊道中心.無論裂紋數(shù)量、裂紋尺寸均表明該成分的熔敷金屬熱裂紋敏感性較高.

圖1 宏觀金相Fig.1 Macroscopic metallograph

圖2 為典型裂紋尖端的微觀金相.可見在裂紋尖端，與開裂部分相連的未開裂部分成樹枝枝晶形態(tài)，且存在共晶組織.據(jù)此可推測裂紋性質(zhì)應(yīng)為結(jié)晶裂紋[9-10].

圖2 微觀金相Fig.2 Microscopic metallograph

2.2 裂紋斷口分析

為進一步對裂紋性質(zhì)進行分析與確定，采用SEM 對圖1 中的主裂紋1 斷口形貌進行了觀察，結(jié)果見圖3.圖3a 為靠近熔敷金屬表面上部的裂紋斷口形貌，可見，低倍下，斷口為典型的柱狀晶形態(tài)，高倍下，斷口形貌幾乎全部為鵝卵石花樣，一次柱狀枝晶形態(tài)明顯.圖3b 為裂紋中部的斷口形態(tài)，斷口同樣為鵝卵石共晶花樣，但形態(tài)接近為胞晶，在胞晶間的胞谷存在不規(guī)則的孔洞，應(yīng)為枝晶間析出相脫落所致.圖3c 為裂紋底部的斷口形貌，低倍下呈典型的柱狀晶形態(tài)，高倍下也有局部為胞晶形態(tài).

圖3 斷口形貌Fig.3 Microstructure of crack fracture.(a) Top;(b)Middle;(c) Bottom

Kou 等人[11-13]指出，凝固裂紋的產(chǎn)生與枝晶生長、顯微組織、液相潤濕性等多方面因素密切相關(guān)，枝晶長大過程中相鄰晶粒二次或三次枝晶臂連接形成的橋接可以起到抵抗凝固裂紋或液化裂紋的作用.由于橋接為已凝固的固態(tài)組織，其在斷口中應(yīng)呈已凝固的固態(tài)金屬斷裂形貌.文中裂紋斷口面上絕大部分區(qū)域的形貌呈連續(xù)分布的柱狀晶或連續(xù)分布液膜，表面光滑，這表明裂紋開裂發(fā)生在結(jié)晶終了相對較早的階段，局部液相較為連續(xù)，在枝晶間并未形成橋接.

圖4 為裂紋1 尖端的SEM 形貌.從圖4a 中可以看出，在裂紋周圍的基體組織中存在大量的析出相.從圖4b 中可以看出，基體中的析出相從形態(tài)上分主要包括兩類，一類為點狀析出相，直徑小于1 μm.另一類為條狀或塊狀析出相，長度約在1～15 μm 之間，在裂紋附近分布有較大面積的連續(xù)分布層片狀共晶組織.從圖4c～ 圖4d 可以明顯看出，在裂紋尖端位置沿析出相或共晶組織與基體γ 的界面也分布有裂紋.這表明在局部未形成如圖4b中典型的層片狀共晶組織時，隨著結(jié)晶裂紋的擴展，在析出相與γ 的界面也會形成裂紋[14-15].

圖4 熔敷金屬SEM 微觀形貌Fig.4 Microstructure of deposited metal by SEM.(a)Crack tip;(b) Precipitated phase;(c) Eutectic structure;(d) Precipitated phase interface crack

表3 為熔敷金屬不同位置區(qū)域的EDS 成分分析結(jié)果，每個特征區(qū)域分析視場不少于5 處.可見，基體γ 相中Ti 含量較低，約為名義成分的50%.在點狀析出相、桿狀析出相、共晶組織、裂紋斷口液膜中均含有較高含量的Ti.相比較而言，點狀析出相中Ti 含量最高，達到了47.8%，推測其應(yīng)為MC 型碳化物，而桿狀析出相、共晶組織中Ti 含量相當，液膜中Ti 含量略低.當然，由于液膜較薄，EDS 分析深度超過了液膜厚度，因此液膜的EDS 成分結(jié)果可能帶有基體γ 相的成分，進而導(dǎo)致Ti 含量偏低，但即便如此，也能夠證明液膜中存在Ti 富集現(xiàn)象.

表3 熔敷金屬各典型相EDS 分析結(jié)果(質(zhì)量分數(shù)，%)Table 3 EDS results of typical phases in deposited metal

2.3 凝固計算結(jié)果

圖5 采用基于Scheil 凝固模塊及鎳基合金數(shù)據(jù)庫對表1 中成分進行計算的結(jié)果.從圖5a 圖中相比例隨溫度變化趨勢可以看出，合金凝固路徑為L→L+γ→L+γ+(γ+MC)→L+γ+(γ+MC) +(γ+MC+Laves)→γ+(γ+MC)+(γ+MC +Laves)，凝固過程MC、Laves 先后以共晶反應(yīng)從液相中析出，共晶反應(yīng)的發(fā)生溫度分別為1 313，1 171 ℃，對應(yīng)溫度的液相比例分別為24.0%、5.3%.結(jié)晶裂紋通常產(chǎn)生于固液兩相共存的區(qū)域，該區(qū)域也被稱為糊狀區(qū)[12].通常結(jié)晶裂紋主要產(chǎn)生于凝固終了階段(液相比例分數(shù)fliquid≤ 5%)，而圖5a 中凝固終了階段發(fā)生的L→γ+Laves 的共晶反應(yīng)正處于該階段.圖5b 為凝固過程中液相成分隨溫度變化趨勢，可見隨著凝固的進行，液相中的Ti，Mo，Mn 含量不斷上升，F(xiàn)e，Cr 含量不斷下降，Ni 含量變化不大，這表明Ti，Mo，Mn 為正偏析元素，F(xiàn)e，Cr 為負偏析元素，Ni 接近于平衡分配，在1 171 ℃時L→γ+Laves 的共晶反應(yīng)，此時殘余液相中Ti 含量約為12%，而其他元素含量變化不大，這表明Ti 元素的偏析是導(dǎo)致發(fā)生L→γ+Laves 共晶反應(yīng)的主要原因.為便于定性比較各元素的偏析傾向大小計算了各元素的分配系數(shù)k，Ti，Mo，Ni，Cr，F(xiàn)e 的分配系數(shù)k依次為0.18，0.42，0.93，1.24，1.25，可見Ti 的偏析傾向最大，Mo 次之.圖5c 為殘余液相比例約為5%時，共晶析出的Laves 相及基體γ 相的成分對比，可以看出，相比于基體γ 相，Laves 中Ti，Mo 含量明顯更高，Cr，Ni 顯著較低，F(xiàn)e 含量相差不大，這種趨勢與表3 熔敷金屬基體γ、Laves 相及共晶組織分析結(jié)果基本一致，可見凝固計算結(jié)果具有較強的指導(dǎo)意義.

圖5 Scheil 凝固計算結(jié)果Fig.5 Solidification calculated results based on Scheil model.(a) Trend of phase proportion with temperature;(b) The composition of liquid phase changes with temperature during solidification;(c) The composition of Laves phase was compared with matrix γ at the end of crystallization

結(jié)晶裂紋主要發(fā)生在凝固過程的終了階段.Kou[11]建立了結(jié)晶裂紋開裂的數(shù)學(xué)模型，并基于模型提出了結(jié)晶裂紋敏感性的評價指標結(jié)晶裂紋指數(shù)SCI.

式中：fs表示凝固末期固液共存階段中固相的比例；SCI指標重點強調(diào)了凝固固相應(yīng)變速率與液相補充速率之間的動態(tài)平衡，其中凝固固相的應(yīng)變?yōu)榇龠M開裂的因子，而液相補充為阻止開裂的因子，可見隨著SCI的增大，結(jié)晶裂紋敏感性增加.文中基于凝固計算結(jié)果分別繪制了GH2132 合金溫度T與和fs關(guān)系曲線、SCI與fs關(guān)系曲線，分別見圖6、圖7.從圖6 可以看出，隨著溫度的降低，無論和fs逐漸增加，相比較而言，在結(jié)晶終了階段(fs=0.8～ 1 之間)，增加更為迅速.由圖7 可見，SCI在0.9＜fs＜ 0.95 范圍時達到最大值.Yuanbo等人[16-18]采用SCI評價了增材制造高溫合金的結(jié)晶裂紋敏感性.表4 匯總了文中及Yuanbo 等人的結(jié)晶裂紋指數(shù)SCI與凝固溫度區(qū)間STR計算結(jié)果.可見，除IN718 合金外，表中其它合金的在0.9 ＜fs＜ 0.99 范圍內(nèi)SCI值顯著高于0.8 ＜fs＜ 0.9 范圍.在0.8 ＜fs＜ 0.99 范圍內(nèi)，各合金SCI平均值排序從大到小依次為CM247LC ＞ IN738LC ＞ GH2132 ＞IN718.IN718 合金通常被視為可打印的材料，IN738LC 則不是.從SCI來看，文中GH2132 合金裂紋敏感性介于IN738LC 與IN718 之間，與實際情況較為相符.但從STR來看，文中GH2132 的STR最小，甚至低于IN718，僅僅利用STR寬窄評價合金裂紋敏感性缺乏理論依據(jù)，相比較而言，SCI具有一定的理論基礎(chǔ)，能夠較為合理的解釋文中試驗結(jié)果.但需要注意到，SCI評價指標的一些缺點也是顯而易見的，如在模型中未考慮結(jié)晶終了階段液相的潤濕性、液相與固相的交互作用等影響.

圖6 基于凝固計算的GH2132 合金溫度T 與、fs 關(guān)系Fig.6 Relationship between and T-fs curves of GH2132 alloy based on solidification calculation

圖7 基于凝固計算的GH2132 合金SCI 與fs 關(guān)系曲線Fig.7 SCI-fs Relationship curve of GH2132 alloy based on solidification calculation

表4 基于凝固計算的不同高溫合金SCI 和STR 對比[16]Table 4 SCI and STR comparison for various alloy based upon prediction by Scheil solidification model

2.4 DSC 曲線分析

圖8 為GH2132 熔敷金屬的升溫DSC 曲線，可以看出曲線上出現(xiàn)三個峰，從低溫到高溫三個峰的峰值溫度分別為1 019 ℃、1 256 ℃，1 395 ℃.合金升溫過程中液相線溫度通常標定為峰值，而升溫固相線溫度則標定為主峰切線的交點.因此液相線溫度為1 395 ℃，固相線溫度為1 358 ℃，1 395 ℃左右的吸熱過程為基體γ 熔化行為，結(jié)合JMatPro理論計算結(jié)果與熔敷金屬組織微觀形貌分析可知，1 019 ℃和1 256 ℃左右的吸熱過程分別為基體熔化前Laves、MC 碳化物低熔點共晶相熔化.

圖8 GH2132 熔敷金屬的DSC 曲線Fig.8 Curves of all weld metal with GH2132 by DSC

根據(jù)DSC 加熱曲線固相線附近的圓弧大小對合金顯微偏析程度進行定性分析，顯微偏析較為嚴重時，曲線表現(xiàn)為較大圓弧，相反顯微偏析小時，曲線無明顯圓弧，表現(xiàn)為尖銳拐點[19].圖8 中1 019 ℃、1 256 ℃吸熱峰曲線為明顯的較大圓弧，間接體現(xiàn)了合金的Ti 元素偏析傾向嚴重，1 395 ℃吸熱峰曲線固相線附近為尖銳拐點，偏析較小.降溫過程中由于合金加熱到液相線溫度以上，消除了合金熱歷史，在緩慢的冷卻條件下重新自由凝固造成較大偏析，曲線上除凝固放熱峰固相線附近有明顯的圓弧外無其他放熱現(xiàn)象.

3 結(jié)論

(1) 試制GH2132 配套高溫合金焊絲GTAW 熔敷金屬存在較大的結(jié)晶裂紋敏感性，其開裂機制為：在結(jié)晶終了階段發(fā)生了L→γ+Laves 相低熔共晶反應(yīng)，殘余液相在凝固收縮作用應(yīng)力下開裂.

(2) GH2132 熔敷金屬枝晶間析出相主要包括點狀MC 碳化物和條狀或塊狀Laves 相，共晶Laves 相的形成主要與Ti 元素在凝固結(jié)晶過程偏析行為有關(guān)，需嚴格控制焊接熱輸入和焊絲中Ti 及其他雜質(zhì)元素含量，控制Laves 相尺寸在合理范圍內(nèi)，進而避免GH2132 高溫合金GTAW 焊接熱裂紋產(chǎn)生.

(3) GH2132 結(jié)晶裂紋指數(shù)SCI為1944 ℃，STR為258 ℃，其熱裂紋敏感性較高，相比STR，SCI指標能相對更為合理地實現(xiàn)高溫合金結(jié)晶裂紋敏感性的量化評價，但仍存在考慮因素不全等問題.