王詩洋，劉士偉，侯星宇，孫元，曹楠，石萬鵬

(1.中國科學院金屬研究所,沈陽,110016；2.空裝駐遼陽地區(qū)軍事代表室,沈陽,110000；3.遼寧中科博研科技有限公司,沈陽,110000；4.佛山匯真科技有限公司,佛山,528000)

0 序言

機匣是航空發(fā)動機的重要零件之一，是整個發(fā)動機的基座，其外形結構復雜[1].不同的發(fā)動機、發(fā)動機不同部位，機匣的形狀各不相同.在早期的發(fā)動機中，主要選用耐熱鋼來制備燃燒室機匣和渦輪機匣，隨后采用鍛造高溫合金來制備高溫部件機匣[2].然而，隨著航空發(fā)動機的推重比增加，對機匣材料的要求不斷提高，現開始采用鑄造的方法來制造渦輪承力機匣，主要選用的合金牌號有K4169和K432A 等.整體鑄造機匣最為突出的問題是鑄造后出現縮孔、疏松等缺陷，需要采用焊接的方法進行鑄造缺陷的修復，K4169 合金具有優(yōu)良的可焊性[3]，無焊接裂紋或補焊后變脆等問題，故成為鑄造機匣的首選材料.

隨著航空發(fā)動機的不斷升級，先進的航空發(fā)動機要求具有更高的承溫和承力.在結構設計上，渦輪承力機匣的壁厚更薄，且為空心結構，鑄造時補縮十分困難，且與之相配零件多，相關配合尺寸既多又嚴，對鑄件幾何形狀和尺寸精度要求很高；作為一個主要承力件，對鑄件冶金質量要求很高.因此，傳統(tǒng)的機匣材料已經不能滿足新一代高推重比發(fā)動機的使用要求，現在迫切地需要選用高承溫能力、低密度的合金材料用于新一代航空發(fā)動機機匣.

K4951 合金是中國科學院金屬研究所研制的一種沉淀強化鎳基鑄造高溫合金，密度低于8.2 g/cm3，具有優(yōu)異的高溫力學性能[4]，可以滿足新一代航空發(fā)動機高溫合金部件的使用工況要求.但是，作為沉淀強化鎳基高溫合金，K4951 合金中難熔元素含量較高[5]，鑄造熱裂紋傾向性較大，焊接修復過程中易形成裂紋[6]，焊接修復工藝窗口窄.因此，K4951合金的焊接性研究成為其在渦輪承力機匣上應用的關鍵問題.

以往對鎳基高溫合金進行熔焊研究的過程中，發(fā)現裂紋通常形成于晶界[6-8]，這是由于在高溫條件下，晶界的強度相對于內部晶粒的強度較低，使其成為焊接過程中的薄弱區(qū)域[9-11].通常認為各類合金的性能與晶界處元素的偏析和第二相的析出密切相關[12-14].研究表明，在焊接過程中晶界處低熔點相的液化是高溫合金裂紋形成的主要原因[15].文中針對K4951 合金可焊性較差的問題，以合金成分與可焊性的內在聯(lián)系為切入點，系統(tǒng)研究固溶強化元素和沉淀強化相形成元素在熔焊過程中的偏析行為，分析合金元素對裂紋敏感性的影響，揭示合金元素對焊接裂紋敏感性的作用機制.在此基礎上，設計制備具有優(yōu)良焊接性的熔焊材料，研究成果可為其他航空發(fā)動機高溫部件的熔焊連接和修復提供技術依據.

1 試驗方法

1.1 試驗材料

試驗選用的母材為K4951 合金，制備的方法為：成分配備好的母合金錠在自制的真空感應爐中熔煉，然后澆鑄成厚度為5 mm 的板材.將鑄坯切割成尺寸為40 mm × 20 mm × 4 mm 的板材.重新冶煉特殊成分的K4951 母合金，并采用定向凝固爐和定向專用型殼進行定向澆注，澆注前將石英管插入型殼中，使合金液流在石英管內部定向生成柱狀晶，試驗所采用的石英管如圖1 所示.

圖1 石英管及在型殼中的狀態(tài)Fig.1 Quartz tube and its state in shell.(a) quartz tube;(b) quartz tube in the shell

焊絲成分在K4951 母合金標準成分(1 號)范圍的基礎上進行了優(yōu)化調整，分別制備母材成分的焊絲(1 號)，和在此基礎上分別調整Cr，Al，Mo，Nb 和B 元素的含量，母材和焊絲的具體成分見表1(Ni 為余量).

表1 母材及焊絲合金元素成分(質量分數，%)Table 1 Compositions of base metal and welding wire

1.2 試驗方法

采用鎢極氬弧焊(TIG) 對板厚為4 mm 的K4951 和K465 高溫鎳基合金進行焊接，采用單邊V 形坡口，預留1 mm 的鈍邊，并采用75%Ar +25%He 混合氣保護，焊接電流為45 A，焊接電壓為13 V，焊接速度為0.05 m/min.焊后利用掃描電子顯微鏡(SEM)、透射電鏡(TEM)、能譜儀對焊接接頭的顯微組織進行分析.利用IPP6.0 軟件來測量裂紋長度.利用電子探針(EPMA)來定量分析第二相的成分，每種第二相測試3 次，取平均值.利用Thermal-calc 軟件來模擬焊縫的凝固過程，所采用的數據庫為TTNi8.利用掛式持久試驗機對焊后接頭進行650 ℃/620 MPa 條件下的持久壽命測試，每個條件下的接頭測試3 次，取平均值.采用有限元分析軟件Abaqus 中的Standard/Explicit 模塊建立2 維平面有限元模型，實現多次焊道填充層的模擬.通過Python 編程設計子程序快速創(chuàng)建分析步完成焊接材料的填充，通過施加溫度場邊界條件實現對焊接加熱升溫及冷卻過程的模擬.

2 試驗結果及分析

2.1 K4951 熔焊接頭組織及凝固行為

圖2a 為采用與母材成分一致的焊絲(1 號)焊接K4951 合金的焊接接頭宏觀掃描電子圖像.圖中可明顯觀察到接頭可以分為兩個區(qū)：焊縫區(qū)(FZ)和熱影響區(qū)(HAZ).焊縫區(qū)的晶粒與母材區(qū)的晶粒聯(lián)生生長，其晶粒尺寸小于熱影響區(qū).同時也可以看出，采用同質焊料來焊接該合金在焊縫內容易形成微裂紋.

圖2 焊接接頭的宏觀形貌及裂紋形貌Fig.2 Microstructure of the joint showing the precipitates and the cracks.(a) macro morphology of the welding zone;(b) microstructure of the welding zone;(c) morphology of HAZ-cracks (d)precipitates magnification of the welding zone

圖2b 和圖2d 焊縫區(qū)的局部放大圖，可以看出在焊縫區(qū)內析出了大量第二相，這些析出相主要分布在枝晶間和晶界處.這些析出相大部分呈骨架狀，同時在晶界處也可以觀察到細小的鏈狀析出相和少量尺寸較小顆粒狀析出相，且微裂紋易于在這些細小的析出相處萌生(圖2c 和2d).利用SEM-EDS初步分析各個析出相的成分發(fā)現，骨架狀析出相主要富Nb，而鏈狀析出相主要富Mo 和Cr，可判斷二者為不同類型的析出相.

利用TEM 對焊縫內各類析出相的微觀結構進行分析.通過分析TEM 衍射譜發(fā)現，骨架狀和鏈狀析出相均具有復雜面心立方晶體結構(圖3a 和3c)，其中骨架狀析出相的晶體結構與MC 碳化物的晶體結構一致；鏈狀硼化物的晶體結構與M23C6的晶體結構一致.對顆粒狀析出相的衍射譜進行分析發(fā)現該析出相具有四方晶體結構，與M3B2型硼化物的晶體結構一致.

圖3 第二相的TEM 明場像及相應的衍射譜和SEM 圖像Fig.3 TEM bright field image of the second phases and corresponding diffraction spectrum and SEM image. (a) skeleton precipitate; (b) particle precipitation phase;(c) chain like precipitation phase;(d) SEM image of the second phases

利用EPMA 對焊縫內各類析出相的成分進行定量分析，其結果如圖4 所示.可以發(fā)現骨架狀析出相的Nb 和C 的原子比例接近于1，結合TEM 衍射結果可判斷該析出相為MC 型碳化物.晶界處鏈狀析出相的原子比為：M(Mo，Cr，Ni 等)∶C∶B ≈80∶12∶8，金屬元素M 與C 和B 的原子比例約為4，這與M23C6中金屬元素與C 的比(3.83) 相接近，考慮到該相含有一定量的B 元素，并結合前面TEM 衍射分析結果可判斷該析出相為具有復雜面心立方結構M23(C,B)6型碳硼化合物.晶界處細小顆粒狀析出相同樣富Mo 和Cr，但該相的B 元素含量較高(～ 35%)，與M3B2的原子比例較為接近，可推斷其為具有四方晶體結構的M3B2型硼化物.

圖4 焊縫內各類第二相的EPMA 定量分析Fig.4 EPMA analysis of various second phases

利用Thermal-calc 軟件對1 號焊絲成分的合金平衡凝固相圖進行計算，計算結果如圖5 所示.根據結果可知K4951 成分的合金在平衡凝固過程中涉及到的相種類主要有γ 基體、γ′析出相、MC 和M23C6型碳化物以及M3B2型硼化物.這與實際觀察的結果相接近，證明了理論計算具有一定的準確性.因此，在平衡凝固過程中，首先形成基體γ 相，然后發(fā)生L→γ+MC 共晶反應，這與實際觀察到的骨架狀碳化物共晶相對應.然而通過分析計算結果還可以發(fā)現，在降溫過程中MC 碳化物只有在溫度高于1 100 ℃以上時才比較穩(wěn)定，焊縫冷卻至室溫時MC 碳化物會發(fā)生分解而形成M23C6碳化物，這與實際觀察到的大量MC 碳化物不符.分析其原因，Thermal-calc 軟件計算的結果是基于平衡狀態(tài)下的凝固相圖，而實際凝固過程中的冷卻速率較快.因此，在高溫下形成的MC 碳化物在快冷下只有少部分發(fā)生了γ+MC→ M23C6轉變，大部分MC 碳化物保留至室溫.此外，由于合金中含有B 元素，而B 元素在凝固過程中易偏聚于殘余液相內，因此B 原子傾向于偏聚在枝晶間和晶界處，且與Mo，W 和Cr 等強硼化物形成元素結合進而形成M3B2.另外，在降溫過程中，少量B 原子還會進入到M23C6中，與其構成M23(C,B)6型碳硼化合物.這可能與B 原子替換了M23C6中C 原子位置降低了體系的能量有關.

圖5 基于焊絲成分的焊縫凝固Thermal-calc 模擬結果Fig.5 Solidification process of the welding joint simulated by Thermal-Calc based on the wire composition

2.2 焊絲成分對焊縫裂紋敏感性及性能的影響

利用表1 的成分，在原有基材焊絲的成分基礎上，調整B，Nb，Cr，Mo 和Al 的成分制備出不同成分的焊絲，對K4951 合金進行焊接，然后統(tǒng)計采用不同焊絲獲得的接頭內單位面積內的微裂紋總長，用來評價這些焊絲焊接K4951 合金的裂紋敏感性；在此基礎上測試不同成分的接頭在650 ℃/620 MPa條件下的持久壽命，評價接頭的服役性能，焊縫微裂紋總長和相應的持久壽命統(tǒng)計結果如圖6 所示.該結果表明，提高B 元素含量(2 號)，接頭的裂紋敏感性顯著增加，裂紋總長度提高到原焊縫(1 號)的近4 倍，導致接頭在機械加工過程中直接斷裂，持久壽命為零；提高Nb 元素含量(3 號)可以較為有效的降低焊縫樣品的焊接裂紋敏感性，接頭的持久壽命顯著提升；降低Cr，Mo(4 號～ 5 號)的含量可以在一定程度上降低合金的裂紋敏感性，使得接頭的持久壽命提升；提高Al(6 號)的含量導致接頭的裂紋敏感性有所上升，從而使接頭的持久壽命有所下降.

圖6 不同焊絲焊接K4951 合金裂紋敏感性與性能Fig.6 Crack sensitivity and properties of K4951 alloy welded by different wires

分析發(fā)現，對于Al 元素含量較高的合金(6 號)，雖然具有較高的γ′體積分數(圖7b)，卻并沒有實現較好的持久壽命，這主要與焊接過程中形成了較多的裂紋有關.為降低焊接接頭的裂紋敏感性，同時提升接頭的持久性能，在綜合分析不同元素對焊縫裂紋敏感性的影響基礎上，提高Nb 元素含量，降低Mo，Cr 元素含量來提升焊縫的抗裂能力，提升Al 元素含量來增加沉淀強化相(γ′相)的含量，制備出優(yōu)化的焊絲(7 號).利用該焊絲焊接K4951合金，發(fā)現接頭的裂紋敏感性顯著降低，同時沉淀強化相的含量相對于基材焊絲也得到了提升(圖7c).

圖7 不同焊縫內沉淀強化相的形貌及含量Fig.7 Morphology and content of γ′ in different welding joints.(a) No.1;(b) No.6;(c) No.7

以上結果表明，接頭的服役性能是接頭裂紋敏感性與強化相綜合作用的結果.通過優(yōu)化焊絲成分降低接頭的裂紋敏感性，同時提升基體的沉淀強化程度可以獲得較為優(yōu)異的高溫服役性能.

2.3 合金元素在焊接開裂過程中的作用機制

為分析焊絲成分對焊接裂紋敏感性的影響，須明確在焊接過程中各類元素在焊縫凝固過程中的偏析行為.利用SEM-EDS 測試各類元素在不同成分焊縫內枝晶干和枝晶間的成分，分析元素的分配系數，結果如圖8 所示.根據測試結果可知，Al，Cr，Nb 和Mo 元素的分配系數k均小于1，表明這些元素易于偏聚在枝晶間，Ni，W 和Co 的元素分配系數k均大于1，表明這些元素易于偏聚在枝晶干.

圖8 不同焊絲焊縫熔化區(qū)元素分配系數Fig.8 Element distribution coefficient of the weld fusion zone of different welding joints

利用熱力學軟件Thermo-calc 中的Scheil 快速凝固模型計算焊縫凝固過程中元素固液配分曲線，結果如圖9 所示.圖10 為不同焊絲焊縫內晶界的形貌.利用有限元軟件模擬工件在焊接過程中的應力分布，結果表明，Nb 元素在凝固過程中質量分數隨液相質量分數的減少呈現增加趨勢，且斜率最大，這與Nb 元素具有更低的分配系數(約為0.4)相對應.這表明該元素相比于其他元素更容易偏析于枝晶間，增加了液化相的體積分數(圖10a，10b)，有利于補充由焊縫熱應力引起的開裂，從而提升液化晶界的愈合能力，降低焊縫的裂紋敏感性.Cr 和Mo 易偏析于枝晶間，同時兩種元素既是固溶強化元素也是硼化物形成元素.降低Cr 和Mo 的含量可以在一定程度上降低焊縫基體的本征強度從而抑制基體的開裂傾向，同時也可以降低枝晶間和晶界處脆性硼化物相(M3B2) 的形成，進而使相對較多的B 原子進入M23C6中，在晶界形成更多的鏈狀M23(C,B)6型碳硼化合物，而已有研究表明鏈狀M23(C,B)6碳硼化合物有利于抑制晶界的開裂[16].因此，以上兩方面因素共同作用使得減少Cr 和Mo的含量可以降低焊縫的裂紋敏感性.Al 元素易偏析于枝晶間和晶界，僅增加Al 元素一方面可以提升沉淀強化相的含量，但同時也增加了晶界處形成脆性γ/γ′共晶的傾向[5]，增加裂紋敏感性.因此，僅增加Al 元素無法達到提升焊縫服役性能的目的.

圖9 合金元素固液分配曲線的理論計算結果Fig.9 Theoretical calculation results of solid-liquid distribution curves of different alloying elements

圖10 不同焊絲焊縫內晶界的形貌Fig.10 Morphology of grain boundaries in different welding joints.(a) No.3;(b) No.7;(c) No.2

需要說明的是由于測試精度的限制，B 元素并沒有進行定量測試，但根據以往的研究可知，B 元素鎳基高溫合金凝固過程中易偏析于晶界[17]，因此提升B 的含量可以促進晶界脆性硼化物的形成(圖10c).而相比于M23C6碳化物而言，M3B2硼化物的脆性更大，這是由于M3B2硼化物中非金屬元素的含量更高，非金屬性更強，形成焓更低.將B 的含量從0.005%提升至0.04%，可顯著促進晶界硼化物的形成，消耗了對晶界有利的M23(C,B)6硼化合物的形成元素，從而抑制了M23(C,B)6的形成.因此，提高B 含量可提升接頭的裂紋敏感性.

3 結論

(1)采用研制的焊絲焊接K4951，焊接接頭主要包含γ 基體、γ′析出相、MC 和M23(C,B)6型碳硼化物以及M3B2型硼化物，在凝固過程中主要發(fā)生L→ γ+MC 共晶反應和γ+MC+B→M23(C,B)6共晶轉變.

(2) Nb 的枝晶干/枝晶間分配系數低于0.5，易偏析于晶界.增加晶界液化相的體積分數，提升液化晶界的愈合能力，從而降低焊接裂紋敏感性，而B 元素的作用相反.

(3) Cr，Mo 元素可增加焊縫基體的本征強度，促進脆性硼化物的形成，增加焊縫的開裂傾向.降低這兩種元素1%～ 2%，可降低焊縫的裂紋敏感性.

(4) 提升焊絲中Al 的含量0.7%焊縫中的沉淀強化相含量由38.7%增加至43.6%，會提升接頭的裂紋敏感性.同時調控焊縫中的固溶強化元素和晶界強化元素可有效抑制焊縫金屬的裂紋敏感性，從而達到提升焊縫金屬高溫服役性能的目的.