陳興東 郭維華 楊建平 郭洋 王大勇 黃麗

摘要：隨著汽輪機(jī)設(shè)計(jì)參數(shù)的日趨提升，對(duì)高溫材料及相關(guān)的表面改性技術(shù)的需求也日趨強(qiáng)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(guò)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(yàn)，研究了焊接單層及雙層司太立合金對(duì)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(shí)，接頭熔合線處易形成較大的成分?jǐn)U散區(qū)，且在擴(kuò)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(kuò)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(hào)：TG457? ? ? 文獻(xiàn)標(biāo)志碼：A? ? ? ? ?文章編號(hào)：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(lái)沉淀強(qiáng)化，同時(shí)采用Mo元素來(lái)固溶強(qiáng)化的鎳鐵鉻基高溫合金[1]。該合金在700 ℃時(shí)具有優(yōu)良的抗氧化性能和較好的高溫強(qiáng)度，主要用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)、燃?xì)廨啓C(jī)以及汽輪機(jī)閥門中的高溫部件的制造。目前，隨著電力行業(yè)汽輪機(jī)設(shè)計(jì)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(kāi)始使用GH901材料，并采用相應(yīng)的表面改性工藝來(lái)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(qiáng)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(jī)氣門、汽輪機(jī)末級(jí)葉片防水蝕等方面的堆焊，應(yīng)用效果良好[2-3]。

文中通過(guò)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(duì)焊接接頭熱影響區(qū)組織性能的影響。

1 試驗(yàn)過(guò)程

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)材料為GH901，固溶態(tài)，1 070 ℃/3 h，水冷，其化學(xué)成分見(jiàn)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(jiàn)表2。

1.2 試驗(yàn)過(guò)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(hù)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(jiàn)表3。

焊后熱處理采用電阻爐加熱，去應(yīng)力熱處理后對(duì)試板用線切割進(jìn)行取樣分析，分別對(duì)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(lè)5112維氏硬度計(jì)）分析，使用掃描電鏡（BRUKER EDS）重點(diǎn)對(duì)熔合線附近的熱影響區(qū)、熔合區(qū)的析出相、元素?cái)U(kuò)散情況等進(jìn)行了分析。

2 試驗(yàn)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(cè)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(shuō)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(shuō)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(shuō)明該區(qū)域存在元素的擴(kuò)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(shuō)明該焊層已逐步過(guò)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(shí)，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(dòng)力強(qiáng)，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(zhǎng)且更加有序，枝晶也更長(zhǎng)（見(jiàn)圖3a、4a）。當(dāng)進(jìn)行第2層噴焊時(shí)，由于焊接間隔時(shí)間短，基體溫度持續(xù)升高，除了電弧對(duì)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(wú)序。

母材熱影響區(qū)：其組織為奧氏體+少量析出相的過(guò)熱組織。析出相分布在晶粒晶界、晶粒內(nèi)部，呈現(xiàn)顏色深淺不同的顆粒或塊狀形貌，大小以5～10 μm的居多，且兩層焊接比一層焊接趨于增多（見(jiàn)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(shí)熱輸入更大，因此擴(kuò)散效果更為強(qiáng)烈，焊層金屬與母材交織擴(kuò)散區(qū)更寬，熔合線較單層時(shí)也變得曲折（見(jiàn)圖3e、4e）;另外也可以看出，PTA噴焊兩層時(shí)，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(zhǎng)。

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(shí)，熱影響區(qū)析出相較PTA噴焊一層時(shí)更多，且析出相的尺寸也由單層噴焊時(shí)的8～15 μm增加到雙層噴焊時(shí)的23 μm。這說(shuō)明析出相在兩層噴焊的熱循環(huán)過(guò)程中出現(xiàn)了富集長(zhǎng)大的趨勢(shì)。

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(zhǎng)期時(shí)效時(shí)形成的。當(dāng)該碳化物含量適當(dāng)時(shí)，能起到阻礙晶粒長(zhǎng)大和晶界滑移的作用[8]，但若控制不當(dāng)，將會(huì)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(guò)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(shí)效時(shí)產(chǎn)生，且需要較高溫度和較長(zhǎng)時(shí)間才能溶解。文中試樣均使用超過(guò)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(duì)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(jiàn)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(lái)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(guò)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(shí)效溫度，沉淀硬化相開(kāi)始析出。同時(shí)高溫使原子擴(kuò)散能力也趨于增加，加之焊接接頭在高溫段內(nèi)的停留時(shí)間延長(zhǎng)，進(jìn)而為析出相的生長(zhǎng)、富集、長(zhǎng)大提供了結(jié)晶動(dòng)力，于是析出相（Ti，Mo）C的數(shù)量和尺寸都增加。

對(duì)此有文獻(xiàn)指出，C含量增加，會(huì)形成更多的（Ti，Mo）C，而TiC的結(jié)合要消耗掉主要的強(qiáng)化元素Ti，這會(huì)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(huì)對(duì)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?cái)U(kuò)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(duì)稱形態(tài)，對(duì)該Cr、Co波峰處A區(qū)（圖8中A區(qū)）組織進(jìn)行面掃描（見(jiàn)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(kuò)散距離約為150μm。其他元素在司太立合金一側(cè)的分布相對(duì)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(kuò)散距離約為250 μm，大于一層噴焊時(shí)擴(kuò)散的距離，并與Ti、Cr元素的擴(kuò)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(shí)的更為明顯，說(shuō)明兩層噴焊時(shí)的焊接熱循環(huán)對(duì)第一層熔合界面向基材推進(jìn)、元素?cái)U(kuò)散會(huì)產(chǎn)生較大影響。這是因?yàn)閮蓪訃姾笗r(shí)，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(méi)有參與等離子弧對(duì)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(qiáng)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(kuò)散增強(qiáng)、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?cái)U(kuò)散系數(shù)不同[14]，也加劇了元素的擴(kuò)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(kuò)散通量;D為擴(kuò)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(huì)擴(kuò)散以達(dá)到成分均勻的目的[16]。這是高溫?zé)釘U(kuò)散的一個(gè)基本動(dòng)力。

由此可知，GH901對(duì)焊接熱循環(huán)非常敏感，兩層焊接使得基體溫度高于時(shí)效溫度，導(dǎo)致元素?cái)U(kuò)散加劇，擴(kuò)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(duì)于等離子熔覆時(shí)接頭熱場(chǎng)的分布，國(guó)內(nèi)報(bào)道較多。劉崗[14]等人對(duì)等離子熱場(chǎng)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(dòng)方向熔池的后端，等溫線稀疏。

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

噴焊兩層時(shí)，第一層焊道合金層之間的熱擴(kuò)散區(qū)、攪拌擴(kuò)散區(qū)在第二層焊接熱循環(huán)下逐步增加，同時(shí)第二層噴焊合金又對(duì)第一層合金具有電弧攪拌作用，就使得整個(gè)焊接接頭出現(xiàn)了4個(gè)熱擴(kuò)散區(qū)和2個(gè)攪拌擴(kuò)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(shuō)明第一層焊接時(shí)的熱循環(huán)對(duì)于第一層司太立合金與母材之間的擴(kuò)散影響較大，對(duì)熱影響區(qū)的影響最大。

綜合來(lái)看，噴焊接頭區(qū)域與溫度場(chǎng)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(kuò)散，其中溫度場(chǎng)沿著Tm→0（℃）軸逐步衰減，直至衰至0 ℃。由于溫度場(chǎng)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(kuò)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(kuò)散區(qū)、攪拌擴(kuò)散區(qū)、熱擴(kuò)散區(qū)和焊層5個(gè)分區(qū)，如圖10所示。由圖可知，對(duì)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(kuò)散區(qū)，才能獲得較小的熔合區(qū)。

對(duì)于析出相的分布主要集中在熔合線兩側(cè)的擴(kuò)散區(qū)，這可能是因?yàn)楹附舆^(guò)程中由于等離子弧對(duì)界面金屬的攪拌作用使得元素激烈混合、擴(kuò)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(dòng)力學(xué)條件，當(dāng)基體溫度超過(guò)時(shí)效溫度且保持較長(zhǎng)時(shí)間后，析出相開(kāi)始大量析出、富集長(zhǎng)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(huì)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(kuò)散距離增加。兩層噴焊時(shí)，該擴(kuò)散區(qū)內(nèi)硬度低于單層焊接時(shí)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(guò)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(duì)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(shí)司太立合金元素與基體之間的高溫?cái)U(kuò)散是其擴(kuò)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(guò)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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