雷玉成
, 龚晨诚
LEI Yucheng, GONG Chencheng
中图分类号: TG14
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收稿日期: 2013-05-28
修回日期: 2013-09-22
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摘要
采用TIG焊对MGH956合金进行原位合金化焊接, 研究了B4C对焊缝显微组织和力学性能的影响。结果表明, 填加B4C后焊缝以等轴晶为主, 晶粒细小均匀, 没有明显的氧化物聚集现象, 晶内和晶界都有增强相; 随着B4C含量的提高焊缝组织进一步细化, 增强相几乎全部集中在晶界上, 晶内颗粒状增强相消失。随着B4C含量的提高焊缝的塑韧性降低, 抗拉强度先增大后降低。填加0.25%B4C时焊缝抗拉强度最高, 达到630 MPa, 为母材强度的87.5%, 断口呈脆性断裂。
关键词：
Abstract
The 1.3 mm thick plate of ODS high temperature alloy MGH956 was TIG welded with fillers containing different B4C (0, 0.25 and 0.5 mass %), then the effect of B4C content on the microstructure and mechanical properties of the weld joints was investigated. The results show that the microstructure of the weld metal with B4C exhibits mainly equiaxed grains, which are fine and uniform, without significant agglomeration of oxide dispersoids, while the strengthening particulates of the alloy distribute in both grains and grain boundaries. The microstructure of weld joint was finer as the filler with B4C content in a range from 0.25 to 0.5 mass%. However nearly almost the strengthening particulates of the alloy concentrate in the grain boundaries but disappear in the grains for the weld joints by filler with 0.5% B4C. The tensile strength of the weld joints firstly increases and then decreases when the B4C content of the fillers ranged from 0% to 0.5 mass%, but their toughness decreases with the induce of B4C. The tensile strength of the weld joint with filler material containing 0.25% B4C is the highest i.e. 630 MPa, reaching 87.5% of the parent material. The fractured surface exhibited characteristics of brittle fracture.
Keywords：
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[1-3], 采用超细超稳定的氧化物颗粒(Y2O3)对基体进行强化[4, 5]。MGH956合金的高温力学性能好、高温抗氧化和高温抗腐蚀性能好, 在航空、航天、核能等方面有广泛的应用前景。目前对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, 7], 淮军锋等[8]对MGH956合金进行了真空电子束焊, 氩弧焊, 真空钎焊的初步研究。
MGH956合金处于冶金不平衡状态, 用熔化焊方法进行焊接比较困难, 因为熔焊时的熔化过程破坏了MGH956合金不平衡的冶金状态, 使原来加入金属基体的一些熔点高、密度又较金属轻的氧化物质点与液体金属发生分离并聚集成渣, 残留在焊缝中或上浮集中到焊缝表面, 破坏了材料原先的组成和性能[3]。为了从根本上提高焊缝金属的性能, 必须抑制焊缝中金属氧化物的聚集, 细化晶粒, 或能够形成新的颗粒增强相。近期的研究发现[9], 在钢中加入适量的硼对屈服强度、抗拉强度等都有不同程度的影响。硼是表面活性元素, 能与基体中的其他合金元素形成硼化物增强相, 在熔池冷却过程中率先析出, 成为异质形核质点[10]。本文以MGH956铁素体钢为研究对象, 用原位合金化焊接方法研究B4C含量对焊缝组织与性能的影响。
采用机械合金化方法制备试验材料MGH956合金, 将其轧制加工成(Oxide dispersion strengthened, ODS)氧化物弥散强化合金板材。加工状态为经过热轧、冷轧后在1350℃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合金的化学成分列于表1, 填充材料的具体化学成分列于表2。
表1 MGH956合金化学成分
Table 1 Chemical compositions（mass fraction,%）of MGH956
| Cr | Al | Ti | Y2O3 | O | N | C | Fe |
|---|---|---|---|---|---|---|---|
| 19.8 | 5.03 | 0.51 | 0.51 | 0.24 | 0.03 | 0.01 | Bal |
表2 填充材料合金化学成分
Table 2 Chemical compositions (mass fraction, %) of the filler metal
| Cr | Ti | Si | Y2O3 | B4C | Fe | |
|---|---|---|---|---|---|---|
| 1 | 20 | 2 | 1 | 2 | 0 | Bal |
| 2 | 20 | 2 | 1 | 2 | 0.25 | Bal |
| 3 | 20 | 2 | 1 | 2 | 0.5 | Bal |
焊接前, 将开30°坡口的母材试板(60 mm×30 mm)表面用砂纸打磨出金属光泽, 并用丙酮清洗干净, 将填充材料预先置于坡口内。试验使用型号为MW3000逆变全数字化钨极氩弧焊机, 钨极直径为2.4 mm, 直流正接, 采用纯度为99.9%的氩气作为保护气, 气体流量为8 L/min, 焊接电流80A, 焊接电压13.5 V, 焊接速度2.4 mm/s。在美国Instron公司生产的电子万能试验机上按照国家标准GB/T228-2000进行焊接接头抗拉强度测试, 拉伸速度为1 mm/min。用X射线衍射法(XRD)结合能谱分析(EDS)进行物相分析, 扫描角度为10°-80°, 速度为7°/min。用维氏显微硬度计 (HVS-1000)、LEICADM 2500M正置透反射显微镜、S-3400N扫描电子显微镜(SEM)对焊缝组织进行微观组织测定和分析, 其所用腐蚀液为: 10%HNO3+10%HF+80%H2O(体积分数)。
根据国家标准GB/T228-2000制取室温拉伸试样, 取三个拉伸试验试样的平均值作为拉伸试验结果。使用维氏显微硬度计对焊接接头横截面进行硬度测试, 试验力为9.8 N, 加载时间15 s, 按“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。
未填加B4C时焊缝中心显微组织如图1a所示, 可见焊缝显微组织不均匀, 存在一些大块状晶粒和短条状晶粒, 还可观察到焊缝中存在许多孔洞, 大部分尺寸较小, 也存在几个尺寸很大的孔洞, 有些孔洞内聚集了一些物质。图1b为未加B4C时焊缝组织SEM形貌, 可见基体中强化相有颗粒状的, 也有条带状的, 除了形状不同, 分布位置也有差异, 大部分分布在晶内, 小部分分布在晶界上, 还有一些聚集在孔洞内。
图1 填加1号填充材料时焊缝的显微组织和SEM形貌
Fig.1 Microstructure and SEM of weld joint with no.1 filler metal
图2为填加1号填充材料时焊缝中孔洞内团聚物能谱图, 可见孔洞内颗粒为Al、Y复合氧化物。该复合氧化物是MGH956合金焊缝中的Y2O3颗粒在焊接过程中不断聚集粗化并与母材过渡到焊缝中的Al元素反应生成的。焊缝中增强颗粒的聚集粗化使颗粒分布不均匀, 改变了颗粒弥散均匀分布的特征, 导致颗粒对铁素体的钉扎阻力降低, 使焊缝晶粒粗大。
图2 填加1号填充材料时焊缝中孔洞内团聚物的SEM形貌和EDS能谱图
Fig.2 SEM and EDS of the agglomerated oxide dispersoids inside the holes of the weld joint with no.1 filler metal
填充材料中含有0.25%B4C时焊缝中心显微组织如图3a所示, 焊缝显微组织显著细化, 基本是细小的等轴晶粒, 焊缝中的孔洞数量也明显减少, 而且大部分孔洞比较小, 只存在个别的较大孔洞, 也没有明显的氧化物聚集现象。图3b为填充材料中含有0.25%B4C时焊缝SEM形貌, 可见部分强化相在晶界上析出, 晶内均匀分布着颗粒状强化相。
图3 填加2号填充材料时焊缝的显微组织和SEM形貌
Fig.3 Microstructure and SEM of the weld joint with no.2 filler metal
在TIG焊接条件下焊接电弧温度可达8000-10000 K, 氩弧的高温足以打断B-C键 [11], B4C分解为B原子和 C原子。这些原子很容易吸附于液态金属表面而扩散到熔池中。
Y2O3在高温下分解为气态的Y原子和O原子[12], 并过渡到焊缝冶金反应区内。对焊缝的XRD分析结果如图4所示, 结合晶内颗粒EDS(图5)和晶界EDS(图6)可以看出, 焊缝中的增强相有SiO2、TiO2、YAlO3、TiC和TiB2。焊缝中可能发生了下列反应:
图4 填加0.25%B4C时焊缝的XRD图
Fig.4 XRD of the weld joint with 0.25B4C in the filler metal
图5 填加2号填充材料时晶内颗粒的EDS
Fig.5 EDS of intracrystalline particles with no.2 filler metal
在焊接熔池的高温下以上各反应的△G均为负值, 说明上述反应在焊接冶金区域内可以顺利进行。
在焊接冶金反应区内B与Ti首先通过(1)式反应生成TiB2, TiB2熔点高达2980℃, 先析出并成为异质形核质点。Si和Ti具有脱氧作用, 与焊缝中冶金区内的O原子通过(2)式和(3)式反应生成SiO2、TiO2。它们能溶解在铁液中, 在熔池凝固的过程中成为异质形核的质点, 增加形核率, 从而细化晶粒。Ti具有脱氧作用, 还是强碳化物形成元素, 能与过渡到焊缝冶金区的C元素通过(4)式反应生成新的颗粒增强相TiC。由母材过渡到焊缝熔池中的Al原子与O原子有很强的亲和力, 焊接过程中通过(5)式反应生成Al2O3 , Al2O3 与熔池中未分解的Y2O3通过式(6)进一步反应生成YAlO3 , 与填加1号材料时孔洞内团聚的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和抗氧化性。这些新生颗粒相最终均匀弥散的分布在焊缝基体中, 能有效地提高焊接接头性能。
B在铁中的固溶度极低, 最高仅为0.002%。B元素具有强烈的晶界偏聚倾向, 而且是非平衡晶界偏聚, 焊缝中的B原子会向晶界富集。图6为晶界处增强相的EDS能谱图, 结合XRD的分析结果可以看出, 在晶界处生成了TiB2、TiC和 YAlO3 , 说明在B的偏聚过程中Ti、C、Y、O、Al等活性原子受B原子的影响也发生了晶界偏聚。一些具有非平衡偏聚特征的溶质元素可以诱发本来没有非平衡偏聚特征的溶质元素发生非平衡晶界偏聚, 从而发生非平衡晶界共偏聚[14]。B与Ti的吸引作用强于B与Fe和Ti与Fe之间的吸引作用, 因此Ti也将随着B发生非平衡晶界偏聚, 进而在晶界处反应生成TiB2, 接着C受Ti的影响发生非平衡晶界偏聚, 同理O、Al、Y也受影响发生了非平衡晶界偏聚。YAlO3在晶界上析出, 说明Y、Al、O部分聚集在晶界上, 因此孔洞内Al、Y复合氧化物聚集现象明显减少。晶界上析出的增强相对晶界具有钉扎作用, 阻止晶界的迁移, 抑制了铁素体晶粒长大, 使晶粒细化。在晶内颗粒的异质形核和晶界析出相钉扎晶界的共同作用下, 焊缝晶粒明显细化, 得到细小的等轴晶组织。
填加0.5%B4C时焊缝中心显微组织如图7a所示, 此时焊缝晶粒变得更加细小, 焊缝中出现了一些小孔洞, 但是没有发现孔洞内有明显的氧化物聚集现象。图7b为填加0.5%B4C时焊缝SEM形貌, 可见增强相大部分集中在晶界上, 晶内几乎没有颗粒状增强相。其原因是, 随着B含量的提高晶界偏聚效应增大, 对其他元素的影响也增大, 最终增强相大部分都在晶界处生成。晶界上增强相数量的增加使增强相对晶界的钉扎作用力变大, 导致铁素体晶粒长大更困难, 因而晶粒变得更加细小了。
图7 填加3号填充材料时焊缝的显微组织和SEM形貌
Fig.7 Microstructure and SEM of the weld joint with no.3 filler metal
室温拉伸试验结果, 如表3所示。填充材料中未填加B4C时焊缝抗拉强度为565 MPa, 其拉伸断口微观表面出现河流花样, 局部有韧窝且比较密集, 为韧-脆混合断裂(图8a)。当填充材料中填加0.25%B4C时焊缝抗拉强度相对最高, 平均抗拉强度达到630 MPa, 其断口微观表面呈明显河流状花样, 韧窝基本已经消失, 为脆性解理断裂(图8b)。当填充材料中填加0.5%B4C时焊缝抗拉强度相对最低, 仅有546 MPa, 其断口微观表面上出现了冰糖状组织, 为典型的沿晶脆性断裂(图8c)。
表3 焊接接头的抗拉强度
Table 3 Tensile strength of weld joints
| 0％B4C | 0.25％B4C | 0.5％B4C | |
|---|---|---|---|
| Average value (MPa) | 565 | 630 | 546 |
图8 焊缝的拉伸断口SEM形貌
Fig.8 SEM micrograph of tensile fracture surface (a) Weld joint fracture with no.1 filler metal, (b) Weld joint fracture with no.2 filler meta, ,(c) Weld joint fracture with no.3 filler metal
在填充材料中添加0.25%B4C时焊接接头抗拉强度比未加B4C时高, 其主要原因是: (1) 填加B4C后焊缝晶粒显著细化, 晶界数量明显增加, 产生了细晶强化作用。 晶粒细化对强度的影响可用霍尔-佩奇(Hall-Petch) 公式[14]
填加0.5%B4C时焊缝抗拉强度显著降低, 其原因是: (1) 此时焊缝中的增强相几乎全部聚集在晶界上, 晶内几乎没有颗粒状强化相存在, 即晶内弥散强化作用消失, 使晶界处于脆化状态, 成为应力集中源和裂纹扩展的有利通道。(2) 随着B含量的提高沿晶界分布的TiB2等脆性相体积分数增加, 导致晶界的脆性增大, 严重弱化了晶界, 晶界强度显著下降, 也是出现沿晶断口的原因。填加0.25%B4C时焊缝并没有出现沿晶断口, 因为晶内弥散析出的二次相颗粒降低了晶界的应力集中程度, 并有效地阻碍了裂纹扩展。
图9为不同填充材料焊接接头硬度曲线, 填加不同填充材料时焊缝中心的显微硬度都低于母材。其原因是, MGH956合金基体中纳米级的弥散氧化物(Y2O3)对铁素体组织有很强的钉扎作用, TIG焊焊接过程中破坏了这种组织, 新生增强相达不到基体的弥散分布状态, 对铁素体组织的钉扎作用比原来的纳米级弥散氧化物颗粒弱[15]。
填加B4C后焊缝中心的显微硬度高于未填加B4C时焊缝中心的显微硬度, 因为前者在原位合金化焊接过程中抑制了Al-Y复合氧化物的聚集, 晶界增强相的析出显著细化了晶粒, 同时生成了硬度很高的硬质增强相TiB2(硬度仅次于金刚石和立方氮化硼)。填加0.25%B4C时焊缝硬度最高, 因为此时焊缝组织明显细化, 晶内弥散分布着颗粒状增强相, 晶界上也有连续分布的增强相。填加0.5%B4C时焊缝硬度相对较低, 因为此时晶内弥散颗粒近乎消失, 使硬度下降。
1. 焊缝中加入0.25%B4C后, B、C原子进入焊缝冶金区内并与熔池中的其他合金元素结合生成新的增强相, 晶内增强相呈颗粒状。由于B的非平衡偏聚作用, 在晶界处也析出了增强相, 晶界上的析出相能阻碍晶粒长大, 使显微组织细化, 氧化物聚集现象明显减少。随着B4C含量的提高晶粒细化程度提高, 晶内颗粒状增强相基本消失, 增强相大部分集中在晶界处。
2. 加入0.25%B4C使焊缝的抗拉强度显著提高, 达到了630MPa, 相当于母材强度的87.5%, 但是韧性下降。当加入0.5%B4C时强度显著降低, 因为晶界TiB2等脆性析出相的增多和晶内弥散颗粒的消失造成的, 出现了沿晶断口。
3. 填加0.25%B4C时, 焊缝的强化机制主要是细晶强化和弥散强化。在两种强化机制共同作用下焊缝的抗拉强度和硬度提高了, 当B4C含量为0.5%时弥散强化作用消失, 晶界处脆性析出相增多, 导致接头性能下降, 只有适量的B4C才能使焊缝性能达到最佳状态。
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