FGH98合金慣性摩擦焊接頭顯微組織與力學(xué)性能

鄭守峰，趙強(qiáng)，黃文彬，王樹鋒，劉佳濤，祝文卉

(1.海軍裝備部駐沈陽(yáng)地區(qū)某軍事代表室，沈陽(yáng) 110043; 2.中國(guó)航發(fā)沈陽(yáng)黎明航空發(fā)動(dòng)機(jī)有限責(zé)任公司，沈陽(yáng) 110043; 3.空軍裝備部駐沈陽(yáng)地區(qū)第四軍事代表室，沈陽(yáng) 110043)

0 前言

鎳基粉末高溫合金具有熱加工性能強(qiáng)、力學(xué)性能好、成分均勻、組織均勻等特點(diǎn)[1-4]，其組織為細(xì)晶，主要通過金屬間化合物γ′相析出來(lái)強(qiáng)化，為滿足先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)日益提高的性能需求，國(guó)內(nèi)已經(jīng)歷了二代鎳基粉末高溫合金的研制[5-6]，使用溫度在750 ℃以上的新型第三代鎳基高溫粉末合金也在研制過程中。FGH98合金是新型第三代鎳基高溫合金，具有更長(zhǎng)的疲勞壽命和抗裂紋擴(kuò)展能力，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)的應(yīng)用上具有廣泛的前景[7-10]。

慣性摩擦焊是一種固相焊接技術(shù)，已被廣泛應(yīng)用到航空發(fā)動(dòng)機(jī)核心轉(zhuǎn)子部件的制造中[11-13]。慣性摩擦焊焊縫組織為鍛造細(xì)晶組織，因此焊接高體積百分比γ′相的粉末高溫合金時(shí)，可避免焊縫形成裂紋等缺陷。何勝春等人[14]結(jié)合FGH96慣性摩擦焊接頭的組織特征和強(qiáng)化相γ′相數(shù)量分析接頭的顯微硬度和常溫拉伸性能，表明FGH96慣性摩擦焊接頭具有良好的力學(xué)性能；趙桐等人[15]研究了不同電子束焊接工藝條件下GH4065A合金的焊縫質(zhì)量，發(fā)現(xiàn)采用常規(guī)電子束焊接方法GH4065A易開裂，電子束焊接頭的焊縫區(qū)以樹枝晶為主，且存在Nb和Ti元素的偏析，γ′強(qiáng)化相從焊縫向近縫母材逐漸粗化，焊縫區(qū)與母材的組織差異是導(dǎo)致焊縫高溫下拉伸塑性降低的主要原因；信紀(jì)軍等人[16]研究了激光焊焊接IC10單晶高溫合金，表明焊縫主要由細(xì)晶區(qū)和胞狀晶以及柱狀晶組成，不同焊接速度的焊縫中均存在沿晶界擴(kuò)展的焊接裂紋，接頭中晶粒生長(zhǎng)方向趨于一致，從而增大了接頭裂紋的敏感性。慣性摩擦焊相比電子束焊、激光焊等焊接方法在控制焊接缺陷等方面具有明顯優(yōu)勢(shì)，因此適合于焊接高體積分?jǐn)?shù)γ′相的高溫合金，目前國(guó)內(nèi)外針對(duì)鎳基高溫合金FGH98合金慣性摩擦焊研究還較少，對(duì)FGH98合金焊接接頭缺乏較為全面和深入的研究。采用慣性摩擦焊連接FGH98合金，分析了焊態(tài)和熱處理后焊接接頭的顯微組織以及力學(xué)性能，為FGH98合金的慣性摩擦焊研究提供理論依據(jù)和技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為FGH98鎳基粉末高溫合金，表1列出了FGH98合金的主要化學(xué)成分。

表1 鎳基粉末高溫合金FGH98的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

母材晶粒為等軸晶，晶粒尺寸約為5～20 μm，母材組織主要由γ和γ′兩相組成，大尺寸塊狀初次γ′相分布在晶界上，尺寸1～2 μm，晶內(nèi)分布著近方形的二次γ′相，如圖1所示。試驗(yàn)用材料由鋼鐵研究總院提供。

圖1 FGH98合金母材金相組織

試件為外徑φ150 mm，內(nèi)徑φ110 mm的環(huán)形件，焊接試驗(yàn)在YL-200噸慣性摩擦焊焊機(jī)上完成。為了研究熱處理前后FGH98合金焊接接頭的顯微組織、顯微硬度以及力學(xué)性能，對(duì)原始態(tài)焊接接頭進(jìn)行760 ℃/2 h/AC(空冷)熱處理。

采用OLYMPUS GX71金相顯微鏡(OM)、FEI Quanta 600掃描電子顯微鏡(SEM)觀察焊接接頭的微觀組織形貌，腐蝕液的成分為5 g CuCl2，100 mL C2H5OH和100 mL HCl。

利用Wilson Wdpert 401MVD顯微硬度儀檢測(cè)焊接接頭的顯微硬度分布，壓痕中心間距125 μm，每排檢測(cè)41個(gè)點(diǎn)，試驗(yàn)力為1.96 N，保壓時(shí)間為10 s。對(duì)經(jīng)過熱處理的焊接接頭分別進(jìn)行室溫和750 ℃高溫拉伸，拉伸試驗(yàn)在MTS 810材料試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行。

2 結(jié)果與討論

2.1 焊接接頭的宏觀組織形貌

采用慣性摩擦焊可獲得焊縫質(zhì)量良好、無(wú)缺陷的FGH98合金焊接接頭，圖2為去除飛邊的FGH98合金慣性摩擦焊焊接接頭宏觀形貌，由圖可見，焊縫區(qū)域在0.5～2 mm，焊縫的中間區(qū)域最窄，兩端側(cè)相對(duì)中間部位較寬。接頭宏觀組織由4部分組成，即母材區(qū)(base material, BM)，熱影響區(qū)(heat affected zone, HAZ)，熱力影響區(qū)(thermo-mechanically affected zone, TMAZ)，焊合區(qū)(weld zone,WZ)，熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)之間沒有明顯的界限。

圖2 FGH98合金焊接接頭宏觀形貌(OM)

2.2 焊接接頭熱處理前后各區(qū)域微觀組織形貌

2.2.1焊接接頭焊合區(qū)微觀組織形貌

原始態(tài)的焊接接頭焊合區(qū)主要由γ和γ′兩相組成，如圖3所示。其中圖3a為原始態(tài)組織形貌，晶粒為等軸晶粒，尺寸約為5～20 μm，部分γ′相發(fā)生了溶解。粉末合金在慣性摩擦焊過程中，焊合區(qū)的峰值溫度可達(dá)到1 200 ℃以上[17]，超過γ′相的溶解溫度，γ′相發(fā)生了回溶。由于焊接時(shí)間僅有幾秒左右，峰值溫度超過γ′相溶解溫度的時(shí)間不足，因此晶界的大尺寸塊狀初次γ′相未完全溶解，但晶內(nèi)尺寸較小的二次γ′相大部分溶解。在粉末合金的過固溶處理冷卻過程中脫溶析出的γ′相的形貌、尺寸和數(shù)量變化與冷卻速度密切相關(guān)[18-19]，隨冷卻速度增加，γ′相的尺寸和數(shù)量明顯變小，F(xiàn)GH98合金焊接過程是短暫的非充分固溶處理，冷卻速度超過50 ℃/s，由于冷卻速度過大，焊合區(qū)γ′相形核密度高，平均尺寸極為細(xì)小。

熱處理態(tài)的焊接接頭焊合區(qū)主要由γ和γ′兩相組成，由圖3b可見，焊合區(qū)經(jīng)過熱處理后，晶粒尺寸未發(fā)生明顯變化，殘余γ′相的尺寸未長(zhǎng)大，數(shù)量也未增多，是由于熱處理溫度未達(dá)到γ′相可大量析出的溫度。

圖3 焊接接頭焊合區(qū)微觀組織形貌

2.2.2焊接接頭熱力影響區(qū)及熱影響區(qū)微觀組織形貌

圖4為接頭熱力影響區(qū)及熱影響區(qū)微觀組織形貌,原始態(tài)的焊接接頭熱力影響區(qū)的晶粒沒有發(fā)生較為明顯的拉長(zhǎng)或擠壓變形(圖4a)，由于熱力影響區(qū)溫度低于焊合區(qū)，但是仍然高于γ′相的固溶溫度，因此發(fā)生了部分γ′相的溶解，溶解的數(shù)量和尺寸相對(duì)焊合區(qū)較小。隨著距焊縫中心距離的增加，二次γ′相的體積分?jǐn)?shù)逐漸增加[18-19]。熱影響區(qū)與熱力影響區(qū)之間沒有明顯的界限，晶粒也未發(fā)生明顯變形。經(jīng)過熱處理后，焊接接頭熱力影響區(qū)和熱影響區(qū)的晶粒沒有發(fā)生較為明顯的變化，γ′相的數(shù)量和尺寸也未發(fā)生明顯變化(圖4b)。

圖4 焊接接頭熱力影響區(qū)及熱影響區(qū)微觀組織形貌

2.2.3焊接接頭母材區(qū)微觀組織形貌

圖5為母材區(qū)域微觀組織形貌，焊接接頭經(jīng)過熱處理后(圖5b)，母材區(qū)域晶粒尺寸約為5～20 μm，晶粒尺寸未發(fā)生明顯變化，母材由γ和γ′兩相組成，γ′相彌散分布在晶界上和晶內(nèi)，γ′相尺寸和數(shù)量未發(fā)生增加。

圖5 焊接接頭母材區(qū)域微觀組織形貌

2.3 焊接接頭力學(xué)性能

2.3.1熱處理前后焊接接頭顯微硬度

對(duì)原始態(tài)、熱處理態(tài)的焊接接頭顯微硬度進(jìn)行測(cè)試，如圖6所示。原始態(tài)焊接接頭的焊合區(qū)的硬度值最高，約在480～500 HV，焊合區(qū)的硬度升高原因可能與焊合區(qū)存在的高密度的細(xì)小γ′相、晶格畸變強(qiáng)化和高密度位錯(cuò)相關(guān)，高驅(qū)動(dòng)力使得合金元素即使在極高的冷卻速度下依然能形成高體積分?jǐn)?shù)γ′相[18-19]。在焊合區(qū)的中心區(qū)域存在硬度降低的現(xiàn)象，主要由于該區(qū)域的γ′相幾乎全部溶于基體中，在焊接冷卻過程中析出γ′相的體積分?jǐn)?shù)低于焊合區(qū)邊緣區(qū)域，因此出現(xiàn)硬度值下降；在熱力影響區(qū)和焊合區(qū)的過渡區(qū)域硬度值減小，形成較為明顯的硬度梯度。熱處理后焊接接頭顯微硬度整體分布相比原始態(tài)硬度值變化不大，主要是因?yàn)闊崽幚頊囟任催_(dá)到γ′相的固溶溫度，冷卻過程中也未析出大量γ′相使的硬度值提高。

圖6 熱處理前后的焊接接頭顯微硬度分布

2.3.2焊接接頭室溫及高溫拉伸性能

對(duì)熱處理態(tài)的FGH98合金母材和焊接接頭分別進(jìn)行室溫和750 ℃高溫拉伸試驗(yàn)。圖7為焊接接頭室溫拉伸的斷裂情況，焊縫位于試樣的中間位置，從圖中可以看出，室溫拉伸的斷口沒有明顯的頸縮現(xiàn)象，斷裂位置全部位于母材區(qū)域。

圖7 室溫拉伸試樣斷裂位置

表2為焊接接頭及母材的室溫拉伸力學(xué)性能，焊接接頭室溫屈服強(qiáng)度大于1 130 MPa，達(dá)到母材屈服強(qiáng)度的93%以上；焊接接頭室溫抗拉強(qiáng)度大于1 616 MPa，達(dá)到母材抗拉強(qiáng)度的99%以上。

表2 焊接接頭及母材室溫拉伸力學(xué)性能

圖8為焊接接頭750 ℃拉伸的斷裂情況，焊縫位于試樣的中間位置，從圖中可以看出，750 ℃拉伸的斷裂位置全部位于焊縫區(qū)域，斷口沒有發(fā)現(xiàn)明顯的頸縮現(xiàn)象。

圖8 750 ℃高溫拉伸試樣斷裂位置

表3為焊接接頭及母材750 ℃高溫拉伸力學(xué)性能，焊接接頭750 ℃屈服強(qiáng)度大于1 025 MPa，達(dá)到母材屈服強(qiáng)度的99%以上；焊接接頭750 ℃抗拉強(qiáng)度大于1 197 MPa，達(dá)到母材抗拉強(qiáng)度的同等水平；焊接接頭斷后伸長(zhǎng)率大于7%，達(dá)到母材的35%以上。

焊接接頭750 ℃拉伸斷裂于焊縫中心，斷后伸長(zhǎng)率較低，可能與焊合區(qū)的γ′相數(shù)量和尺寸有關(guān)，F(xiàn)GH98在高溫下由γ′相起主要強(qiáng)化作用[20]，焊接接頭焊合區(qū)在熱處理后相比母材未產(chǎn)生足夠大尺寸和數(shù)量的γ′相，在高溫下的強(qiáng)化作用不高，因此焊接接頭先于母材發(fā)生失效，從而斷裂于焊縫，斷后伸長(zhǎng)率也低于母材。

2.3.3焊接接頭拉伸斷口形貌

圖9為焊接接頭室溫拉伸的斷口形貌，由圖9可見，斷口呈韌性斷裂特征，斷面上有大量的韌窩，韌窩尺寸小，深度也較小，韌窩的內(nèi)部還殘留一些小顆粒，可能為γ′強(qiáng)化相。斷面上還存在部分準(zhǔn)解理小刻面，尺寸在1～10 μm，表面還存在較淺的滑移帶。

圖10為焊接接頭750 ℃高溫拉伸的斷口形貌，由圖10可見，斷口呈韌性斷裂特征，斷面上有大量尺寸小而淺的韌窩，韌窩的內(nèi)部也殘留部分小顆粒，750 ℃高溫拉伸比室溫拉伸斷口上出現(xiàn)較少的準(zhǔn)解理小刻面。

圖10 750 ℃高溫拉伸試樣斷口SEM形貌

3 結(jié)論

(1)原始態(tài)焊接接頭焊合區(qū)主要由γ和γ′兩相組成，γ′相在焊接過程中發(fā)生了回溶，殘余γ′相尺寸和數(shù)量均明顯降低，經(jīng)過熱處理后，焊合區(qū)晶粒尺寸、殘余γ′相的尺寸和數(shù)量未發(fā)生明顯變化。

(2)原始態(tài)焊接接頭的焊合區(qū)的硬度值最高，在焊合區(qū)的中心區(qū)域存在硬度降低的現(xiàn)象；熱處理態(tài)焊接接頭顯微硬度整體分布相比原始態(tài)硬度值未發(fā)生較大變化。

(3)焊接接頭室溫拉伸的斷裂位置在母材區(qū)，屈服強(qiáng)度大于1 130 MPa，達(dá)到母材的93%以上；抗拉強(qiáng)度大于1 616 MPa，達(dá)到母材的99%以上；750 ℃拉伸的斷裂位置在焊縫區(qū)域，屈服強(qiáng)度大于1 025 MPa，達(dá)到母材的99%以上；抗拉強(qiáng)度大于1 197 MPa，達(dá)到母材同等水平。

(4)焊接接頭室溫?cái)嗫谛蚊渤薯g性斷裂特征，斷面上有大量的韌窩，韌窩尺寸小，深度也較??；750 ℃高溫?cái)嗫谛蚊渤薯g性斷裂特征，斷面上有大量尺寸小而淺的韌窩。