MGH956合金TIG焊原位合金化对其组织性能的影响

雷玉成，承 龙，李猛刚，赵 凯

(江苏大学材料科学与工程学院，江苏镇江 212013)

MGH956合金是采用机械合金化方法制造的氧化物弥散强化(Oxide dispersion strengthened，ODS)高温合金，利用纳米级的氧化物质点(如Y2O3、Al2O3等)对基体进行强化［1-2］，具有耐高温、耐腐蚀、抗辐照肿胀以及较高的热物理性能和力学性能［1-4］.ODS合金被认为是最有发展前途的聚变堆包层材料，是现在开发的堆用结构材料中唯一兼备辐照稳定性和良好高温强度的材料［5］.目前，国外学者对ODS合金焊接方法的研究主要集中于摩擦焊和搅拌摩擦焊［6-8］，国内淮军锋和张胜等对MGH956合金进行了真空电子束焊、氩弧焊、真空钎焊及过渡液相(TLP)焊研究［9-10］，但包层构件获得良好质量的关键技术却是熔化焊［11］.

钨极氩弧焊(TIG焊)是一种适用性强的焊接方法，其电弧和熔池可见性好，操作容易掌握，易实现自动化，焊接质量高，因此TIG焊在需要高品质焊接的航空工业中被广泛应用.但早期的研究工作［9-10］表明，MGH956合金TIG焊时焊缝中密布着大量的气孔，并且TIG焊会改变MGH956合金弥散强化相的数量、尺寸、分布，导致其力学性能的降低，因此鲜少有关于MGH956合金TIG焊的研究见诸报道.

针对ODS合金TIG焊焊缝中出现增强相颗粒烧损的问题，本文以自制的两种不同的合金粉末作为填充材料，通过向焊接熔池中加入微量合金元素，原位生成更加稳定的新颗粒相，补充焊接过程中烧损的增强相颗粒，从而提高焊接接头性能.在相同的焊接参数下，通过观察、对比两种不同成分配比的填充材料焊接接头的组织和性能，研究原位合金化反应对ODS合金MGH956TIG焊的影响.

1 试验

试验材料MGH956为采用机械合金化方法制备，并经过轧制加工的氧化物弥散强化合金板材，加工状态为经过热轧、冷轧后在1 350℃进行再结晶退火1 h，板厚为1.3 mm，最大抗拉强度为720 MPa.MGH956合金的化学成分如表1所示.

表1 MGH956合金化学成分(质量分数/%)

试验使用MW3000逆变全数字化钨极氩弧焊机进行焊接，焊接电流70 A，焊接电压12 V，焊接速度1.8 mm/s，钨极直径为2.4 mm，采用直流正接，纯度为99.9%的氩气作为保护气，气体流量为8 L/min.焊接过程中加入两种不同的填充材料，具体化学成分如表2所示.基体填充材料的化学成分与母材相似，含有Cr、Ti、C等元素，并加入了Si元素，在焊接过程中可能会发生一种或几种原位反应生成新的增强相;Al-Fe2O3填充材料在基体填充材料的基础上再加入了Al跟Fe2O3，按反应公式其质量配比为1∶3，在TIG焊电弧热源的作用下，二者将会发生强烈的铝热反应，释放出大量的热量，并生成新的增强相颗粒，从而提高焊接接头性能.

采用线切割方法将MGH956合金加工成70 mm×35 mm×1.3 mm的板材，焊前用150#砂纸对板材表面进行打磨以去除氧化膜，然后用丙酮清洗干净，焊后沿焊缝横向制取金相试样，用LEICADM 2500M正置透反射显微镜观察焊缝形貌，并用10%HNO3+10%HF+80%H2O(体积分数)的腐蚀液对金相进行腐蚀，用JEOLJSM 7001F扫描电子显微镜(SEM)对焊缝组织、拉伸断口进行观察，利用X射线衍射法(XRD)和能谱分析(EDS)进行物相鉴定，X射线扫描角度为20°～80°，扫描速度2°/min，拉伸试验在美国Instron公司生产的万能试验机上进行，拉伸速度为1 mm/min，使用维氏显微硬度计(HVS-1000)测试焊缝硬度.

表2 填充材料的化学成分(质量分数/%)

2 试验结果及讨论

2.1 焊缝形貌分析

图1(a)为填加基体填充材料时MGH956合金TIG焊焊缝气孔分布图，从图中可以看到，焊缝与母材之间的界限很明显，焊缝区弥散分布着大量的气孔，总体上看，越靠近焊缝表面气孔的尺寸就越大.焊缝中气孔尺寸大多为几微米到几十微米，而焊缝表面气孔最大可达200～300微米，这主要是由于在焊接过程中焊缝底部气泡聚集、长大，并且上浮至焊缝表面，冷却凝固时来不及逸出的气泡就残留在焊缝表面形成大气孔.

图1(b)是填加Al-Fe2O3填充材料时的焊缝气孔分布图.对比图1(a)、(b)，可以很明显的看出，图1(b)中气孔的数量减少，只在焊缝表面以及底部存在密集的气孔，而焊缝中部只有少量的小气孔;图1(b)中气孔的尺寸也明显减小，在焊缝中基本上看不到上百微米的大气孔.

MGH956合金TIG焊缝的气孔产生与母材本身的制造工艺、氧化物颗粒有关［8］，由于MGH956合金是采用MA技术及粉末冶金方法制备的，材料中气体的含量较高，在TIG焊过程中熔池温度很高，基体中所含的气体会发生膨胀和释放，在凝固过程中，那些未来得及释放的气泡则被保留，在焊缝中形生了气孔.而大量弥散分布的气孔的存在必将会对焊接接头的性能产生不利影响，因此解决MGH956合金TIG焊焊缝中的气孔问题是提高焊缝质量的关键因素之一.

在 Al-Fe2O3填充材料的成分中含有 Al、Fe2O3，在TIG焊电弧热源的作用下，Al跟Fe2O3能够发生强烈的铝热反应(如反应式(1)所示)，Al-Fe2O3反应系反应所能达到的理论温度为3 093℃［12］，属于强放热反应.与基体填充材料相比，填加Al-Fe2O3填充材料焊接过程中，熔池中反应发出了“嗤嗤”的声音，并伴有少量的火花出现.反应放出了大量的热量，使得熔池温度升高，熔池的流动性有所增加，小的气泡能够聚集长大形成大的气泡，更容易浮出表面;另一方面，大量的放热延长了熔池处于液态的时间，更有利于气泡的上浮，使得焊缝内气体含量减少.另外，填充材料中的Si元素能够起到脱氧和增加熔化金属、熔渣流动性的作用，也能使得焊缝中的孔洞数量减少.

图1 填加两种不同填充材料时焊缝气孔分布图

2.2 焊接接头组织及增强相颗粒

图2(a)为填加基体填充材料进行TIG原位焊接时焊缝处的微观显微组织的形貌图.图中可以看出，焊缝中分布着大量的孔洞以及少量的尺寸较大的白色球状颗粒，对球状颗粒(图2(a)中箭头处)进行能谱分析(图2(b))，可以发现，颗粒成分中除了基体成分Fe、Cr、Ti外，出现了明显的Y、Al、O的强峰，由此可以分析出这些颗粒物可能是基体中纳米级Al-Y复合氧化物在电弧的高温作用下发生团聚所致，这与田耘［13］等研究结果一致.团聚的Al-Y复合氧化物对焊缝的弥散强化效果减弱，导致焊缝性能下降;另外，焊缝中出现的孔洞尺寸小于8 μm，大部分孔洞处有团聚颗粒(如图2(a)圆圈处)，经分析可知，团聚颗粒也是纳米级Al-Y复合氧化物的团聚物，焊缝中孔洞的存在会削弱焊缝强度.

图2 填加基体填充材料时焊缝显微组织SEM形貌及EDS能谱分析

图3为填加Al-Fe2O3填充材料时焊缝区域的微观组织照片.

图3 填加Al-Fe2O3填充材料时焊缝SEM形貌

与图2对比可以看出，焊缝中黑色的孔洞数量及尺寸大小变化不大，虽然也能看到白色的聚集物颗粒(图3方框处)，但在图2中观察到的尺寸较大的白色球状颗粒基本没有出现.焊缝中出现了大量的细小的颗粒，并弥散分布在焊缝区域内，分别对图3中箭头指向的圆圈处颗粒进行EDS能谱分析(图4)，并结合X射线衍射分析结果(图5)可知，细小的颗粒是 YAlO3、TiC以及Al2O3等新生的增强相颗粒，这些细小颗粒的尺寸小于1 μm，其弥散、均匀的分布在焊缝区域，补充了部分基体损失的纳米级增强颗粒，提升了接头的性能.

填加Al-Fe2O3填充材料进行TIG原位焊接时，在电弧热的作用下，填充材料中的 Al跟Fe2O3发生了强烈的铝热反应，反应放出大量热量的同时，生成了Al2O3增强相颗粒.Al2O3颗粒具有优良的耐磨、抗腐蚀、抗氧化及耐高温的性能，其弥散分布于铁基体中，使得焊接接头的力学性能得到显著改善.基体中以及填充材料中的Ti元素与C元素发生原位反应生成了TiC增强颗粒，TiC是高熔点且稳定的增强颗粒，起到对基体增强的作用，有利于焊缝金属性能的提高.

图5为填加Al-Fe2O3填充材料进行TIG焊接时焊缝X射线衍射图，可以看出，熔池体系内加入了Al、Fe2O3、Ti等合金元素后，焊缝中原位生成了Al2O3、TiC，YAlO3相.焊接熔池中可能发生的反应以及各个反应的热力学函数如下(单位:△G/(J·mol-1)):

图4 填加Al-Fe2O3填充材料时焊缝颗粒SEM图及EDS能谱分析

图5 填加Al-Fe2O3填充材料时焊缝X射线衍射图

在TIG焊接条件下，焊接电弧温度可达8 000～10 000 K，焊接电弧的高温可足以使上述反应充分进行，并达到平衡.在焊接熔池的高温下，以上各反应的△G均为负值，这说明(2)、(3)可以顺利进行.在X射线衍射图中并未发现Cr的碳化物，这是因为强碳化物形成元素Ti优先与C生成TiC，导致焊缝中C含量降低，抑制了Cr的碳化物生成.

早期的研究工作表明［14］，Y2O3跟 Al2O3的反应过程是一个复杂的多相反应.反应过程如下所示:

Y2O3在高温下通过(4)式反应，分解为气态的钇原子和氧原子，使电弧气氛中含有稀土钇原子和氧原子，这些活性原子很容易吸附于液态金属表面而扩散到熔池中.随着温度升高，Y3+和Al3+由于熔池的流动而发生相互的扩散，生成了Y4Al2O9(反应式5)，而 Y4Al2O9与 Al2O3进一步反应生成YAlO3(反应式6).反应式(5)和反应式(6)的反应焓分别为-6.3 和-23.5 kJ/mol［15］，都满足合成反应进行的热力学先决条件，但YAlO3的形成焓明显低于Y4Al2O9的形成焓，因此，在熔池的冶金反应体系中，YAlO3是反应合成的更加稳定的产物.与填加基体填充材料时团聚的Al-Y复合氧化物不同，通过原位反应生成的YAlO3颗粒细小，具有良好的热稳定性，抗氧化，抗高温蠕变性能好，均匀弥散的分布于焊缝基体中，能够有效的提高焊接接头性能.

2.3 焊接接头抗拉强度分析

分别对填加基体填充材料以及填加Al-Fe2O3填充材料进行TIG原位焊时得到的焊接接头进行拉伸试验，拉伸试样参照国家标准GB/T 228-2002制取，室温下在Instron电子万能试验机上进行拉伸试验，拉伸速度为1 mm/min，拉伸结果如表3所示.

表3 接头抗拉强度 MPa

由表3可以看出填加与母材成分相近的基体填充材料时，焊缝的抗拉强度相对较低，仅为母材强度的58.5%，这主要是由于填加基体填充材料进行TIG焊时，焊接接头处布满了大量的气孔，气孔尺寸较大，最大的可达200～300微米，对接头强度产生不利影响.同时TIG焊过程中的高温使得原来均匀分布的纳米级增强颗粒发生长大、聚集，团聚成粗大的Al-Y复合氧化物，减少了纳米级增强颗粒的数目，使弥散强化效果减弱，并且焊缝中没有新的增强相产生，因此抗拉强度出现大幅下降.

填加Al-Fe2O3填充材料时，焊缝的抗拉强度比填加基体填充材料进行焊接的抗拉强度有了大幅提高，达到了 578 MPa，为母材强度的 80.3%.Al-Fe2O3填充材料中所含的Al和Fe2O3在TIG焊电弧热源的作用下发生强烈的铝热反应，不仅放出了大量的热量，使得焊缝处的气孔明显减少，而且原位生成了新的增强相颗粒 Al2O3、TiC以及YAlO3，这些细小的增强相颗粒弥散的分布在焊缝基体中，增强了对基体的强化，从而提高了焊缝金属的力学性能.

在拉伸试验中，各个试样均在焊缝熔合区发生断裂.利用扫描电子显微镜(SEM)观察拉伸试样的断口形貌，如图6所示.图6(a)所示为填加基体填充材料进行TIG焊时的拉伸断口形貌图，断口呈明显的河流状花样，为脆性穿晶解理断裂，而且断面上可以明显的看到很多几微米大小的孔洞.填加Al-Fe2O3填充材料时，断口也呈河流状花样，整体上仍为脆性断裂，但出现了少量的韧窝，而且断面上孔洞数量大为减少，尺寸也较为减小，这也是其焊缝抗拉强度较高的原因之一.

图6 焊缝拉伸断口SEM形貌

2.4 焊接接头硬度分析

硬度测试使用维氏显微硬度计对焊接接头横截面进行测试，试验力为9.8 N，加载时间15 s，按如下顺序“焊缝中心金属→热影响区→母材”依次打点测试显微硬度，打点的平均间隔0.5 mm，结果如图7所示.

图7 焊接接头显微硬度曲线

在焊接热循环和不同成分的填充材料的共同作用下，焊接接头的硬度分布是不均匀的，由图7可知，填加不同填充材料时焊缝中心的显微硬度都低于母材，但填加Al-Fe2O3填充材料时测得的焊缝中心的显微硬度比填加基体填充材料的焊缝硬度高.这是由于填加Al-Fe2O3填充材料进行TIG原位焊时，原位生成新的增强相颗粒，弥散分布于焊缝金属中，阻碍位错运动，会导致固溶强化和弥散强化，另一方面新生的增强相颗粒自身的硬度很高(如TiC的显微硬度为3 200 HV50g)，因此焊缝的硬度相对提高.

3 结论

1)填加与母材成分相似的基体填充材料时，焊缝处密布着大量尺寸较大的气孔，焊缝中的弥散强化相明显团聚粗化、数量减少，导致焊缝性能下降，抗拉强度仅为母材的58.5%.

2)填加Al-Fe2O3填充材料进行TIG焊时，焊缝处气孔数量明显减少，气孔尺寸也较为减小.

3)Al-Fe2O3填充材料中的Al和 Fe2O3在TIG焊电弧热的作用下发生了强烈的铝热反应，原位生成了Al2O3、TiC以及YAlO3等新的增强相颗粒.

4)填加Al-Fe2O3填充材料进行TIG焊时，焊缝处硬度提高，并且接头抗拉强度为578 MPa，达到了母材强度的80.3%.

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