羅 雅，雷玉成,2，龔晨誠，梁申勇

(1 江蘇大學 材料科學與工程學院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013； 2 江蘇省高端結構材料重點實驗室，江蘇 鎮(zhèn)江 212013)

?

V對MGH956合金TIG原位合金化焊接接頭組織與性能的影響

羅 雅1，雷玉成1,2，龔晨誠1，梁申勇1

(1 江蘇大學 材料科學與工程學院，江蘇 鎮(zhèn)江 212013； 2 江蘇省高端結構材料重點實驗室，江蘇 鎮(zhèn)江 212013)

為改善MGH956合金TIG焊焊縫的組織與性能，采用原位合金化方法對該合金進行TIG焊接。對比不同含量V的填充材料對焊縫組織與性能的影響，并討論了V的作用機理。OM和SEM結果表明：填充材料中添加不同含量的V后，組織出現(xiàn)了不同程度的細化及均勻化，當wV=1.5%時，晶粒最細、尺寸均勻，同時焊縫中的氣孔量有所減少；對焊縫中的顆粒進行物相鑒定可知，除了有YAlO3, TiC和TiN顆粒生成外還有(Ti,V)C復合顆粒生成。由TEM觀察顯示wV=1.5%時，焊縫內的碳化物顆粒與焊縫基體結合良好，且wV=1.5%時，接頭強度最高，并實現(xiàn)了接頭斷裂方式由完全脆性斷裂轉變?yōu)轫g性斷裂。

MGH956合金；原位合金化焊接；V；組織；性能

MGH956合金是添加超細超穩(wěn)定的氧化物顆粒(Y2O3)采用機械合金化方法制造的氧化物彌散強化(Oxide Dispersion Strengthened，ODS)高溫合金,具有優(yōu)異的高溫力學性能、高溫抗氧化和高溫抗腐蝕性能，在航空、航天、核能等領域有著廣泛的應用前景[1-3]。

MGH956合金處于冶金不平衡狀態(tài)，熔焊過程破壞了原先粉末冶金的優(yōu)勢，彌散相的數(shù)量、尺寸、分布都會發(fā)生變化，熔焊后，強化相易聚集粗化、數(shù)量減少，同時焊縫中有大量孔洞形成，焊縫質量和接頭性能下降[4-6]。因此解決MGH956合金熔焊過程中增強相的偏聚長大或在焊縫中形成新的彌散增強相，細化及均勻化焊縫晶粒，減少焊縫中的氣孔是提高焊縫質量的關鍵。

通過外加單質或化合物原位合金化反應合成的增強相尺寸細小、熱力學穩(wěn)定且與基體界面結合良好，它不僅保證材料具有足夠的強度傳遞能力，而且避免發(fā)生界面處的裂紋擴展[7,8]，而用于MGH956合金的熔焊可改善合金的組織及性能。V在α-Fe中無限固溶，作為強碳化物及氮化物形成元素，生成彌散分布的VC，VN顆粒,VC與鐵基體有更小的潤濕角，在焊縫凝固時，更容易被凝固界面捕捉到，因而更有利于其在基體中均勻分布，起到沉淀強化作用[9-11]。 MGH956合金中含有一定量的C和N，本工作在填充材料中添加合金元素V，利用V元素及V和Ti的共同作用使焊縫原位合金化，生成新的彌散細小顆粒同時強化焊縫，探討V對焊縫組織與性能的影響規(guī)律及作用機理。

1 實驗材料與方法

實驗材料為1.3mm厚的MGH956合金板材，加工狀態(tài)：熱軋、冷軋后在1350℃進行再結晶退火1h后空冷。最終母材的室溫σb為725MPa。MGH956合金的化學成分如表1所示。

表1 MGH956合金化學成分(質量分數(shù)/%)

采用線切割方法將母材加工成60mm×30mm×1.3mm的板材。焊接前對需要焊接的部位進行清理。實驗中使用型號為MW3000逆變全數(shù)字化鎢極氬弧焊機。鎢極直徑為2.4mm，直流正接，純度為99.9%的氬氣作為保護氣體，氣體流量為8L/min，焊接電流為80A，焊接電壓為12V，焊接速率為2.4mm/s。加入的填充材料的化學成分如表2所示。

表2 填充材料的化學成分(質量分數(shù)/%)

焊后沿焊縫橫向制取金相試樣，并用10%(體積分數(shù),下同) HNO3+10%HF+80%H2O的腐蝕液對金相試樣進行腐蝕，采用LEICADM-2500M正置透反射顯微鏡觀察焊縫形貌，利用JEOL JSM-7001F 掃描電子顯微鏡(SEM)對焊縫組織、拉伸斷口進行觀察，采用能譜分析(EDS)進行物相鑒定。焊縫內顆粒形貌及與基體的界面結合由透射電子顯微鏡(TEM)觀察。拉伸實驗在Instron電子萬能試驗機上按照國家標準GB/T 228-2000進行焊接接頭抗拉強度測試，拉伸速率為1mm/min。

2 實驗結果與分析

2.1 顯微組織

圖1為光學顯微鏡觀察到的鐵素體組織。由圖1可見，wV=0%時，得到的焊縫組織為粗大的等軸晶，且晶粒大小不均勻，氣孔較大且數(shù)量多；wV=0.5%時，焊縫晶粒細化，且焊縫中的氣孔明顯減少；wV=1.0%時，焊縫內晶粒明顯細化，并且晶粒大小均勻化，組織中氣孔量進一步減少；wV=1.5%時，焊縫晶粒最細且均勻，氣孔數(shù)量最少；wV=2.0%時，焊縫的晶粒又會長大，而且氣孔長大。

2.1.1 焊縫中的冶金反應

焊接熔池中Ti與C，N的結合能力較強，在焊縫中易生成TiC和TiN顆粒，可以起到彌散強化作用，同時Ti阻止因在晶界生成鉻的碳化物造成晶界損失。V在α-Fe中無限固溶，同時與鋼中的C，N結合，以微小的碳氮化物形式彌散析出。V在熔池中和C，N的反應化學式為[14]：

V(s)+C(s)=VC(s)

ΔG10=-102158+9.59T(J/mol)

(1)

V(s)+1/2 N2(s)=VN(s)

ΔG20=-214639+82.425T(J/mol)

(2)

在焊接電弧的高溫作用下，熔池的溫度足以使得以上兩個反應進行，且兩個反應都為放熱反應。(2)式-(1)式：

VC+1/2N2=VN+C

(3)

當式(3)的ΔG=0時，溫度為1272.07℃，在熔池的高溫作用下，V會首先和C結合。在含有Fe，Ti，V，C的填充材料中,由于TiC的形成自由能比VC的低，在高溫冶金反應過程中，最先形核，并作為其他碳化物形核的核心[15],隨溫度降低，Ti的濃度降低，V的析出傾向增大。細小的TiC, VC均為面心立方結構,且其晶格常數(shù)接近, 有良好相容性的顆粒在熔池凝固過程中極易相互結合依附長大形成復合碳化物增強體[16]，形成自生碳化物彌散分布在基體中，碳化物顆粒與基體組織緊密結合在一起，碳化物顆粒邊緣呈亮白色，中心區(qū)域呈暗黑色，如圖2(a)所示,焊縫中除了有YAlO3顆粒(顆粒A)外還有(Ti,V)C復合顆粒(顆粒B)生成。

圖2 焊縫中顆粒的SEM形貌及顆粒的EDS (a)焊縫內顆粒的SEM形貌；(b)顆粒A的EDS；(c)顆粒B的EDSFig.2 SEM image of welded joints and EDS of the particles in the weld (a)SEM of the particles in the weld;(b)EDS of particle A;(c)EDS of particle B

2.1.2 V對焊縫中析出相分布的影響

圖3為焊縫的SEM形貌。由圖3可見，wV=1.0%時，晶粒內部彌散分布著細小顆粒，晶界上顆粒細小且數(shù)量很少；隨著V含量的增加，晶界上成分會發(fā)生變化。當V含量較少時主要在晶粒內部形成細小彌散顆粒；當wV=2.0%時，更多的VC和TiC及其復合碳化物在凝固后期被推到了最后凝固的晶界處，從而形成了沿晶界分布的骨狀碳化物，圖4為含2.0%V的SEM圖及其晶界析出物的線掃描能譜圖。

填充材料中wV=1.0%時，晶界上彌散分布著數(shù)量較少的細小顆粒，主要為M23C6，其中M為Fe和Cr,以及Ti置換部分Cr的顆粒，含V量極少。V的加入,增大了碳化物形核的驅動力,使晶界上碳化物增多。當wV=2.0%時，由對應的能譜分析可知，晶界上大量的析出物中除了Fe, Cr外，還含有一定量的Ti和V，且Ti和V含量出現(xiàn)較陡的峰, 析出物中的Fe元素含量相比降低，可以得出晶界上的析出物主要為Ti與V的化合物的聚集。

圖3 焊縫的SEM 形貌 (a)wV=1.0%；(b)wV=2.0%Fig.3 SEM morphology of the welds (a)wV=1.0%;(b)wV=2.0%

圖4 焊縫SEM形貌及其晶界析出物的線掃描能譜圖 Fig.4 SEM image of the weld and EDS line scanning of the precipitates on the grain boundaries

MGH956合金特殊的制備過程，使得最終的母材中含有大量氣體，其特點之一是孔洞與氧化物相結合[17]。焊接過程中，彌散氧化物容易聚集長大，而吸附在上面的氣體也聚集，冷卻后并殘留在焊縫中。填充材料中添加V后，熔池中發(fā)生的化學反應更多，且都是放熱反應，延長了液態(tài)熔池存在的時間，有利于氣體的逸出。V加入后，更多含V的細小顆粒彌散分布于基體中， TiC顆粒對鐵基的潤濕角為28°，而VC顆粒對鐵基的潤濕角為13°,與基體的潤濕性好，顆粒與基體的界面干凈，結合良好，顆粒表面氣孔量減少，最終焊縫內氣孔量也會減少，如圖5所示。但是當wV=2.0%時，更多的VC和TiC及其復合碳化物容易聚集，在凝固后期被推到了最后凝固的晶界處，氣孔出現(xiàn)的幾率增加，同時氣孔容易長大。

2.2 V對焊接接頭性能的影響

不同V含量的填充材料焊接接頭σb值列于表3。隨著填充材料中V含量的增加，焊縫的σb也會發(fā)生變化，wV=1.5%時，σb最高，為605MPa，達到母材的83.45%；當wV=2.0%時，強度反而會下降，只有572 MPa。

圖5 焊縫內碳化物顆粒的TEM形貌 (a)wV=0%;(b)wV=1.5%Fig.5 TEM morphology of carbide particles in the welds (a)wV=0%;(b)wV=1.5%

MassfractionofV/%00．51．01．52．0Averageσb/MPa546568582605572

相應的焊縫拉伸斷口SEM形貌如圖6所示。wV=0%時焊縫拉伸斷口微觀表面出現(xiàn)了河流花樣，呈明顯的解理斷裂特征(圖6(a))。wV=0.5%時拉伸斷口微觀表面局部有韌窩，撕裂棱不明顯，且棱上分布大小不等的韌窩(圖6(b))。wV=1.5%時，其斷口微觀表面上布滿大小不等的韌窩，呈明顯的韌性斷裂(圖6(c))，圖中箭頭所指的韌窩底部有第二相粒子存在，第二相粒子與基體界面首先開裂形成裂紋，最后裂紋互相連接導致斷裂。wV=2.0%時,斷口的微觀表面上晶界的撕裂棱已經不明顯，斷口呈現(xiàn)出一定的脆性狀態(tài)(圖6(d))。

圖6 不同V含量的填充材料焊縫拉伸斷口SEM形貌 (a)wV=0%;(b)wV=0.5%;(c)wV=1.5%;(d)wV=2.0%Fig.6 SEM morphology of the joint fracture surface with fillers of different content of V (a)wV=0%;(b)wV=0.5%;(c)wV=1.5%;(d)wV=2.0

彌散分布的顆粒在金屬凝固的過程中充當異質晶核，提高形核率，晶粒細小而均勻，由Hall-Petch關系的位錯與晶界作用理論可以得出晶粒越細小，所占體積比越大焊縫的強度越高。由于在焊縫中生成了多種顆粒，組織中存在大量的相界面。界面的結合狀況是影響復合材料性能的重要因素[18]。

圖5(a),(b)分別為wV=0%和wV=1.5%時焊縫內碳化物顆粒的TEM形貌及與基體的結合情況，圖5(a)中的顆粒與基體的界面邊緣有明顯的亮光，裂紋容易在此處擴展，結合不緊密；而圖5(b)中的顆粒與基體結合緊密。由于V的加入，提高了顆粒與基體的潤濕性，兩者的界面干凈，連接緊密，裂紋起始點出現(xiàn)在顆粒界面附近的基體一側，隨著載荷的增大，裂紋不斷擴展，最后導致試樣沿顆粒的極區(qū)產生貫通破壞；而對于TiC顆粒由于界面強度較低，裂紋直接在界面中誘發(fā)，隨著載荷的增大，裂紋環(huán)繞顆粒周邊向中部不斷擴展，最后導致整個顆粒脫粘。所以當wV=1.5%時，一部分的V固溶于基體中起到固溶強化作用，一部分的V與焊縫中C、N元素逐漸脫溶析出,固溶強化作用轉化成沉淀強化作用,強度增加,塑性也得到提高。

3 結論

(1)加入V對焊縫基體固溶強化，在焊縫中除了生成YAlO3,TiC,TiN還有VC,VN顆粒生成，且主要是和Ti結合的復合顆粒(Ti，V)C。組織得到一定程度的細化，當wV=1.5%時焊縫組織最細小均勻。

(2)加入V后焊縫內的放熱反應增加，且焊縫內生成的顆粒與基體結合更好，焊縫內氣孔減少。但是wV=2.0%時，由于含Ti，V顆粒在晶界的偏聚，焊縫內氣孔量又會增加。

(3) 隨著V含量的增加，焊縫晶粒細化且均勻化，焊縫中彌散分布的細小顆粒對焊縫彌散強化。同時含V顆粒與基體結合良好，拉伸斷口由脆性解理斷裂轉變?yōu)轫g性斷裂。但是wV=2.0%時，由于含Ti，V顆粒在晶界偏聚，骨節(jié)狀的碳化物割裂基體，彌散作用減小，使得焊縫強度及韌性都降低。

[1] OLIERA P, BOUGAULT A, ALAMO A, et al. Effects of the forming processes and Y2O3content on ODS-Eurofer mechanical properties[J]. Journal of Nuclear Materials, 2009, 386-388: 561-563.

[2] SHIGEHARU U, MASAYUKI F. Perspective of ODS alloys application in nuclear environments[J]. Journal of Nuclear Materials, 2002, 307-311(1): 749-757.

[3] De CASTROA V, LEGUEY T, MUOZ A, et al. Microstructural characterization of Y2O3ODS-Fe-Cr model alloys[J]. Journal of Nuclear Materials, 2009, 386-388: 449-452.

[4] MUKHOPADHYAY D K, FROES F H, GELLES D S, et al. Development of oxide dispersion strengthened ferritic steels for fusion[J]. Journal of Nuclear Materials, 1998, 258-263: 1209-1215.

[5] 淮軍鋒, 郭萬林, 李天文, 等.氧化物彌散強化高溫合金MGH956的基本焊接性研究[J]. 材料工程,2008,(9):52-55.

HUAI J F, GUO W L, LI T W, et al. Weldabilities of the oxide-dispersion-strengthened superalloy MGH956[J]. Journal of Materials Engineering, 2008, (9): 52-55.

[6] 田耘, 郭萬林, 楊崢, 等.MGH956合金板材電子束焊和氬弧焊的接頭組織與性能研究[J]. 航空材料學報, 2011,31(4):33-38.

TIAN Y, GUO W L, YANG Z, et al. Microstructures and properties of MGH956 sheet joints with EB and TIG welding methods [J]. Journal of Aeronautical Materials, 2011, 31(4):33-38.

[7] 龔偉, 王一三, 王靜. 原位燒結合成(Ti, V)C顆粒增強鐵基復合材料的微觀結構研究[J].粉末冶金技術, 2007,25(1): 35-38.

GONG W, WANG Y S, WANG J. Microstructure study on in situ sintering synthesis of (Ti, V)C/ Fe composites[J]. Powder Metallurgy Technology, 2007, 25(1): 35-38.

[8] 吳朝鋒, 馬明星, 劉文今, 等. 激光原位制備復合碳化物顆粒增強鐵基復合涂層及其耐磨性的研究[J].金屬學報, 2009, 45(8): 1013-1018.

WU C F, MA M X, LIU W J, et al. Study on wear resistance of laser cladding Fe-based composite coatings reinforced by in-situ multiple carbide particles[J]. Acta Metallurgica Sinica,2009, 45(8): 1013-1018.

[9] RUNE L, TADEUSZ S, STANISLAW Z, et al. The role of vanadium in microalloyed steels[D]. Stokholm: Swedish Institute for Metals Research, 1999.

[10] 劉海峰, 劉耀輝, 于思榮. 原位合成VC顆粒增強鋼基復合材料組織及其形成機理[J]. 復合材料學報, 2001, 18(4): 58-63.

LIU H F, LIU Y H, YU S R. Microstructure of in situ VC particulates reinforced steel matrix composite and its forming mechanism[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2001, 18(4): 58-63.

[11] 倪自飛, 孫揚善, 薛烽. 原位VC顆粒彌散強化304不銹鋼的組織與性能[J].東南大學學報, 2010,40(6): 1308-1322.

NI Z F, SUN Y S, XUE F. Microstructure and properties of in-situ VC dispersion-reinforced 304 stainless steel[J]. Journal of Southeast University, 2010, 40(6): 1308-1322.

[12] GLUSHKOVA V B, KRZHIZHANOVSKAYA V A, EGOROVA O N, et al. Mechanism of YAG synthesized by the solid-state reaction method[J]. Inorganic Materials, 1983, 19: 80-84.

[13] 姜茂發(fā), 王榮, 李春龍.鋼中稀土與鈮、釩、鈦等微合金元素的相互作用[J].稀土, 2003, 24(5): 1-3.

JIANG M F, WANG R, LI C L. Interaction of rare earths and micro alloying elements Nb, V and Ti in steel[J]. Chinese Rare Earths, 2003, 24(5):1-3.

[14] 梁連科.金屬釩、碳化釩 (VC) 和氮化釩 (VN) 制備過程的熱力學分析[J]. 鋼鐵釩鈦, 1999, 20(3): 43-46.

LIANG L K. Thermodynamic analysis of preparation of metallic vanadium (V), vanadium carbide (VC) and vanadium nitride (VN)[J]. Iron Steel Vanadium Titanium, 1999, 20(3): 43-46.

[15] 杜寶帥, 李清明, 王新洪, 等. 激光熔覆原位自生TiC-VC顆粒增強Fe基金屬陶瓷涂層[J].焊接學報, 2007, 28(4): 65-68.

DU B S, LI Q M, WANG X H, et al. In situ synthesis of TiC/VC particles reinforced Fe based metal matrix composite coating by laser cladding[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2007, 28(4):65-68.

[16] SEPULVEDA R, ARENAS F. TiC-VC-Co: a study on its sintering and microstructure[J]. International Journal of Refractory Metals & Hard Materials, 2001, 19(4): 389-396.

[17] 雷玉成, 任聞杰, 謝偉峰, 等.氧化物彌散強化MGH956合金TIG焊縫氣孔問題分析[J].焊接學報, 2011, 32(11): 1-4.

LEI Y C, REN W J, XIE W F, et al. Study on pores in TIG welding of oxide dispersion strengthened(ODS) alloy MGH956[J].Transactions of the China Welding Institution,2011,32 (11): 1-4.

[18] 雍岐龍, 孫新軍, 鄭磊, 等. 鋼鐵材料中第二相的作用[J].科技創(chuàng)新導報, 2009,(8): 2-3.

YONG Q L, SUN X J, ZHENG L, et al. Role of second phases in the steel[J]. Science and Technology Innovation Herald, 2009, (8): 2-3.

Effects of V on Microstructure and Properties ofMGH956 Alloy Welding Joints withTIGIn-situAlloying

LUO Ya1,LEI Yu-cheng1, 2,GONG Chen-cheng1,LIANG Shen-yong1

(1 School of Material Science and Engineering, Jiangsu University,Zhenjiang 212013,Jiangsu,China; 2 Jiangsu Province Key Laboratory of High-end Structural Materials,Zhenjiang 212013,Jiangsu,China)

In order to improve the microstructure and properties of MGH956 alloy TIG weld, the alloy was welded with TIGin-situalloying. The effects of V on the microstructure and properties of MGH956 alloy weld were studied, and the mechanism of V was discussed. The OM and SEM results show that the microstructure of the welds are refined and homogenized with different content of V added in the consumables, and aswV=1.5%, the grain size is the smallest and the most uniform. At the same time the weld porosity is the lowest. The EDS results show that there are (Ti, V) C particles generated in addition to YAlO3, TiC, TiN particles in the weld. It can be observed by TEM that the interface between carbide particles and the matrix is clean and joins well. The strength of the weld is the highest whenwV=1.5%, and the fracture mode of the joints changes from complete brittle fracture to ductile fracture.

MGH956 alloy;in-situalloying welding;V;microstructure;property

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.01.011

TG132.3

A

1001-4381(2015)01-0059-07

國家自然科學基金資助項目(51075191)；江蘇省高校博士創(chuàng)新基金項目(CXZZ11_0556)；江蘇高校優(yōu)勢學科建設工程資助項目(PAPD)

2013-05-20；

2014-07-21

雷玉成(1962-)，男，教授，博士生導師，主要從事先進連接技術等方面的研究，聯(lián)系地址：江蘇省鎮(zhèn)江市學府路301號江蘇大學材料學院(212013)，E-mail：yclei@ujs.edu.cn