魏超，郭梟，韓維超，姜英龍，呂曉春，徐理想

(中國機(jī)械總院集團(tuán)哈爾濱焊接研究所有限公司,哈爾濱,150028)

0 序言

Inconel 690 鎳基合金由于具有抗應(yīng)力腐蝕開裂性，在核電工程中得到了廣泛的應(yīng)用[1-2].ERNiCrFe-13 焊接耗材(焊絲、焊條、焊帶/焊劑)與Inconel 690 配套，主要用于核電關(guān)鍵零部件制造，如反應(yīng)堆壓力容器、蒸汽發(fā)生器、穩(wěn)壓器和主泵等.ERNiCrFe-7A 鎳基合金焊材是目前核電設(shè)備制造中常用的焊材[3]，具有較高的高溫失塑裂紋(ductility dip cracking，DDC)敏感性，因此為提高抗DDC 能力，通過合金強(qiáng)化方法，在ERNiCrFe-7A合金體系中加入Nb 和Mo 元素制備了ERNiCrFe-13，進(jìn)一步增強(qiáng)晶界強(qiáng)度，顯著提高抗DDC 性能[4-6].隨著合金化程度的增加，由于Nb 和Mo 元素具有較強(qiáng)的偏析傾向，在凝固結(jié)束時可能會形成碳化物和TCP 相(Laves，σ)，導(dǎo)致熱裂紋和脆性，其中σ 相是一種典型的脆化相，會嚴(yán)重惡化其力學(xué)性能[7-9]，在鎳基合金中σ 相在凝固過程中常以共晶形式析出，隨著Mo 元素含量增加，Laves 相尺寸增大形成微裂紋，導(dǎo)致塑性和沖擊韌性顯著降低[10].

作為新一代核級焊材，目前針對ERNiCrFe-13 的研究主要集中在熔敷金屬的顯微組織和力學(xué)性能，而缺乏對ERNiCrFe-13 熔敷金屬在溫度/應(yīng)力耦合作用下的微觀組織演變、裂紋萌生與擴(kuò)展機(jī)理、斷裂失效機(jī)制等分析[11].近年來，國內(nèi)外不斷發(fā)展原位試驗(yàn)技術(shù)，模擬多因素耦合下的材料服役工況，在不同尺度下實(shí)時分析合金微觀結(jié)構(gòu)的演變規(guī)律與材料的變形機(jī)制和斷裂行為.

材料斷裂失效主要原因是微裂紋的萌生、擴(kuò)展到最終失效，分析微裂紋的萌生、擴(kuò)展機(jī)理有助于對材料性能、壽命評估進(jìn)行預(yù)測，基于國內(nèi)新型ERNiCrFe-13 焊接材料，采用SEM 原位拉伸試驗(yàn)探索晶界協(xié)調(diào)變形規(guī)律，分析溫度和應(yīng)力耦合作用下動態(tài)變形行為和裂紋萌生、擴(kuò)展機(jī)理，揭示室溫條件下熔敷金屬的微觀組織斷裂演變機(jī)制，深化鎳基合金焊縫裂紋的認(rèn)識，為焊材研制奠定扎實(shí)基礎(chǔ).

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)?zāi)覆倪x用尺寸為150 mm × 150 mm ×20 mm Q235 鋼板，采用鎢極氣體保護(hù)電弧焊(gas tungsten arc welding，GTAW)在母材Q235 鋼板上進(jìn)行表面堆焊，焊接工藝參數(shù)見表1，焊接材料為實(shí)驗(yàn)室研制的規(guī)格為?1.2 mm 的ERNiCrFe-13型焊絲，化學(xué)成分見表2，熔敷金屬試樣選取位置垂直于焊接方向，位于母材4 mm 以上，堆焊表層2 mm 以下，避免母材稀釋對熔敷金屬試樣的影響.

表1 熔敷金屬焊接GTAW 工藝參數(shù)Table 1 GTAW parameters for deposited metal welding

表2 ERNiCrFe-13 焊絲化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table2 Compositions of ERNiCrFe-13 wire

采用電火花線切割加工成階梯式拉伸試樣，具體試樣尺寸如圖1 所示，拉伸試樣標(biāo)距段長度為2 mm、寬度為1 mm，整個試樣厚度為1.5 mm.對加工成形的樣品進(jìn)行砂紙打磨和機(jī)械拋光，隨后采用硝酸甘油進(jìn)行化學(xué)腐蝕；利用OLYMPUS GX51型光學(xué)顯微鏡對于熔敷金屬金相組織進(jìn)行觀察；利用ZEISS EVO18 型掃描電子顯微鏡進(jìn)一步放大觀察試樣表面微觀組織結(jié)構(gòu)和斷口形貌；并配合OXFORD INCA 能譜儀進(jìn)行區(qū)域成分分析；采用TESCAN MIRA3 型原位拉伸掃描電子顯微鏡對ERNiCrFe-13 熔敷金屬進(jìn)行原位單軸拉伸測試，拉伸測試速率為2 μm/s，試驗(yàn)過程中可以隨時暫停拉伸，進(jìn)行SEM 觀察采集，試驗(yàn)過程將斷裂過程控制在觀察視場范圍內(nèi).

圖1 原位拉伸試樣尺寸(mm)Fig.1 Dimensions of an in situ tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 ERNiCrFe-13 熔敷金屬顯微組織與析出相形貌

ERNiCrFe-13 熔敷金屬顯微組織如圖2 所示，可以看出熔敷金屬以柱狀晶為主，枝晶間分布有較為密集的析出相，局部枝晶間區(qū)域呈現(xiàn)長鏈狀結(jié)構(gòu)，枝晶間析出相形成的主要原因是由于熔敷金屬凝固后期冷卻速率加快，剩余熔體中部分合金元素未能及時填充，在枝晶間具有偏析傾向使其含量不斷增加，液相組分共晶成分條件時，在枝晶間發(fā)生共晶反應(yīng)，形成初生析出相.

圖2 微觀金相形貌Fig.2 Microscopic metallographic

ERNiCrFe-13 熔敷金屬枝晶間析出相的SEM形貌如圖3 所示，表3 列出了圖3 中各析出相的EDS 成分.在之前對添加Nb 和Mo 元素的Ni-30Cr熔敷金屬的分析中[12]，透射電鏡(transmission electron microscope，TEM)和能譜EDS 分析表明，枝晶間主要有3 種析出相：MC 富集Nb 和Ti 元素，Laves相富集Nb 和Mo 元素，σ 相富集Mo 和Cr 元素，文中主要根據(jù)EDS 成分分析來識別SEM 中析出相.

圖3 熔敷金屬中的枝晶間析出相Fig.3 Interdendritic eutectic phases in the weld metals.(a) MC and Laves;(b) MC,Laves and σ

表3 圖3 標(biāo)記點(diǎn)的EDS 分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 3 EDS analyses of the points marked in Fig.3

如圖3a 所示，ERNiCrFe-13 熔敷金屬枝晶間的共晶組織分布致密，尺寸較大，析出相主要由MC和Laves 相組成，MC 相富含Nb 和Ti 元素，以直徑1 μm 左右的圓形為主，Laves 相富含Nb 和Mo元素，以尺寸4 μm 左右的不規(guī)則塊狀為主，圖3b顯示了一個局部(Laves+σ)共存結(jié)構(gòu)，Laves 相位于片狀σ 相邊緣，σ 相富含Mo 和Cr 元素，以尺寸2 μm 左右的片狀為主.

2.2 拉伸力學(xué)性能與微觀組織斷裂演變

ERNiCrFe-13 熔敷金屬原位拉伸試樣中間區(qū)域的拉伸應(yīng)力-位移曲線如圖4 所示，該曲線與常規(guī)室溫拉伸曲線有所不同，曲線不平滑連續(xù)的原因是由于在SEM 原位拉伸試驗(yàn)拍照過程中需要暫停拉伸，保持位移不變下的應(yīng)力松弛[13].從曲線上可以看出，室溫下的拉伸應(yīng)力-位移曲線無明顯屈服點(diǎn)，通過標(biāo)距段截面積為1.5 mm2，計算得出ERNiCrFe-13熔敷金屬的屈服強(qiáng)度Rp0.2為653 MPa(根據(jù)0.2%原始標(biāo)距確定)，抗拉強(qiáng)度Rm為988 MPa，隨著拉伸試驗(yàn)載荷的增加，拉伸應(yīng)力達(dá)到988 MPa 后拉伸應(yīng)力-位移曲線陡降直至斷裂失效.

圖4 ERNiCrFe-13 熔敷金屬原位拉伸應(yīng)力-位移曲線Fig.4 In-situ tensile force-displacement curve of ERNiCrFe-13 deposited metal

不同拉伸應(yīng)力下的ERNiCrFe-13 熔敷金屬原位拉伸過程中組織演變?nèi)鐖D5 所示，結(jié)合圖4 所示的拉伸應(yīng)力-位移曲線可知，拉伸應(yīng)力為0～ 600 MPa時為材料的彈性變形階段，圖5a 為拉伸應(yīng)力為0 MPa 時的SEM 組織形貌，試樣初始標(biāo)定區(qū)域存在大量MC 碳化物和Laves+σ 共晶組織，當(dāng)拉伸應(yīng)力為733 MPa 時，出現(xiàn)大量的直線形滑移帶(slipping band，SB)，圖5b 可以看出滑移線與拉伸方向成約90°，其形成主要原因是熔敷金屬在切應(yīng)力作用下沿滑移面滑移產(chǎn)生的，直線型滑移帶表明枝晶間的滑移以單滑移為主，符合面心立方金屬滑移變形規(guī)律；在切應(yīng)力作用下共晶組織中Laves 相出現(xiàn)1 處微裂紋Crack 1，MC 碳化物與σ 相未發(fā)生斷裂，析出相的存在阻礙位錯作用易產(chǎn)生應(yīng)力集中，從而導(dǎo)致析出相本體斷裂，切應(yīng)力作用下沿滑移面產(chǎn)生的滑移線方向與斷裂方向一致，均垂直于拉伸方向，進(jìn)一步證明析出相斷裂主要因素是拉伸過程中的切應(yīng)力.共晶組織中微裂紋的存在，破壞了組織的連續(xù)性，在切應(yīng)力作用下有利于裂紋的擴(kuò)展，降低熔敷金屬塑性；當(dāng)拉伸應(yīng)力增加到780 MPa 時，圖5c 可以看出滑移線數(shù)量明顯增多，在切應(yīng)力的作用下共晶組織中Laves 相新增3 處微裂紋，分別為Crack 2，Crack 3 與Crack 4，σ 相新增2 處微裂紋，分別為Crack 5 與Crack 6，MC 碳化物未發(fā)生斷裂；當(dāng)拉伸應(yīng)力增加到847 MPa 時，圖5d 可以看出滑移線數(shù)量進(jìn)一步增加，在水平方向拉伸應(yīng)力的作用下，微裂紋間隙增大，但未發(fā)生顯著擴(kuò)展，共晶組織未產(chǎn)生新裂紋，這是由于析出相出現(xiàn)應(yīng)力集中，拉伸過程中消耗大部分能量形成微裂紋，因此微裂紋在基體中未進(jìn)一步擴(kuò)展.通過觀察發(fā)現(xiàn)，僅尺寸較大的Laves 相發(fā)生了斷裂，而尺寸較小的Laves 相并未發(fā)生斷裂，這表明析出相斷裂具有尺寸效應(yīng)，尺寸越大，阻礙滑移的能力越大，應(yīng)力集中越大.而Laves 相為典型的硬脆相，幾乎無塑性變形能力，斷裂位置普遍位于垂直方向尺寸相對較小的位置，約2 μm 左右.

圖5 不同拉伸應(yīng)力下的ERNiCrFe-13 熔敷金屬原位拉伸過程中組織演變Fig.5 Microstructure evolution of ERNiCrFe-13 deposited metal during in-situ stretching.(a) 0 MPa;(b) 733 MPa;(c)780 MPa;(d) 847 MPa

為分析析出相尺寸效應(yīng)對本體開裂的影響，對ERNiCrFe-13 熔敷金屬斷裂析出相進(jìn)行表征如圖6 所示，圖6a 為拉伸應(yīng)力為987 MPa 時SEM，枝晶間存在大量平行于焊縫上下表面的析出相，尺寸大小不一，通過對比拉伸應(yīng)力為0 MPa 時SEM，采用Image Pro Plus 軟件對斷裂析出相Laves 相進(jìn)行尺寸標(biāo)定；圖6b 為析出相斷裂分布，可以看出ERNiCrFe-13 熔敷金屬原位拉伸過程中Laves 相尺寸大于4 μm，易發(fā)生斷裂，均垂直與于拉伸方向，在1～ 4 μm Laves 相基本不發(fā)生斷裂，因此析出相的尺寸對熔敷金屬的塑性影響較大，通過工藝調(diào)整可以控制Laves 相尺寸在合理范圍內(nèi)，從而提升塑性，避免開裂.

圖6 析出相尺寸對本體開裂的影響Fig.6 Effect of precipitated phase size on bulk cracking.(a) 987 MPa;(b) fracture distribution

2.3 拉伸斷裂過程與斷口形貌分析

圖7 為原位拉伸試樣裂紋萌生斷裂過程SEM，隨著拉伸試驗(yàn)的進(jìn)行，觀察到當(dāng)拉伸應(yīng)力降低至957 MPa 時，圖7a 中試樣出現(xiàn)大量交錯滑移帶，中心區(qū)域出現(xiàn)顯微孔洞，由于該處存在缺陷，產(chǎn)生的應(yīng)力集中，微裂紋在顯微孔洞邊緣多處形核，在拉伸應(yīng)力的作用下優(yōu)先沿切應(yīng)力方向擴(kuò)展；當(dāng)拉伸應(yīng)力降低至897 MPa 時，圖7b 中試樣部分邊界區(qū)域出現(xiàn)裂紋，選擇試樣中心顯微孔洞區(qū)域進(jìn)行原位拉伸觀察，可以看出顯微孔洞周圍出現(xiàn)了新的微裂紋，孔洞中心呈沿晶斷裂特征，周圍存在大量拋物線韌窩，進(jìn)一步證明切應(yīng)力是裂紋萌生的主要原因，韌窩的存在證明試樣在斷裂過程中始終存在韌性斷裂；圖7c 為邊界裂紋，可以觀察到裂紋主要在晶界處萌生，隨著位移的增加沿垂直于拉伸應(yīng)力的方向擴(kuò)展增大，這是因?yàn)榫Ы缦鄬?nèi)存在大量的MC 碳化物和尺寸較大的Laves 相，起阻礙作用，在拉伸過程中位錯不斷塞積，形成較大的應(yīng)力集中，從而在晶界處首先產(chǎn)生裂紋.綜上所述，ERNiCrFe-13 熔敷金屬室溫拉伸斷裂機(jī)制主要是裂紋起源于邊界區(qū)域晶界處，隨后沿切應(yīng)力(與拉伸方向夾角約60°)方向往內(nèi)部擴(kuò)展，并與中心顯微孔洞相連，導(dǎo)致熔敷金屬有效承載面積減小，強(qiáng)度下降，直至斷裂(圖7d)[14].

圖7 原位拉伸試樣裂紋萌生斷裂過程Fig.7 Crack initiation and fracture process of in-situ tensile specimen.(a) 957 MPa;(b) 897 MPa;(c) boundary crack;(d) fracture morphology

根據(jù)ERNiCrFe-13 熔敷金屬的拉伸斷裂過程，進(jìn)一步采用掃描電鏡結(jié)合能譜儀對拉伸斷口不同區(qū)域形貌和成分進(jìn)行分析如圖8 所示，圖8a 為室溫下SEM 拉伸斷口形貌，斷裂方向從左到右，斷口存在撕裂脊，斷口附近有明顯頸縮現(xiàn)象，斷裂方向基本垂直于拉伸方向；圖8b 和圖8c 為I 區(qū)和II 區(qū)的局部放大圖，可以明顯地看出斷口各個區(qū)域均有韌窩存在，韌窩分布密集較淺且尺寸不一，由于MC 和析出相數(shù)量較多且尺寸較大，斷口存在密集撕裂棱，為典型的枝晶形貌，說明斷裂沿枝晶間的晶界發(fā)生；圖8d 為III 區(qū)的局部放大圖，采用EDS 點(diǎn)分析對圖中標(biāo)記點(diǎn)進(jìn)行分析，結(jié)果見表4，1 點(diǎn)存在Ti，Cr，Nb 和Mo 元素的偏析，2 點(diǎn)存在C，Nb 和Ti 元素的偏析，因此可以證明斷口韌窩處存在大量NbC、TiC 和Laves 相等，進(jìn)一步證明碳化物和大尺寸Laves 析出相等是晶界裂紋產(chǎn)生的主要原因.

表4 圖8 標(biāo)記點(diǎn)的EDS 分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)Table 4 EDS analyses of the points marked in Fig.8

通過觀察ERNiCrFe-13 熔敷金屬在室溫下SEM 原位拉伸過程中的斷裂演變過程，可以發(fā)現(xiàn)隨著拉伸試樣載荷的不斷加載，微裂紋萌生擴(kuò)展機(jī)制為枝晶間析出相在切應(yīng)力τ的作用下萌生，在軸向拉應(yīng)力σ的作用下微裂紋相互連通直至失效如圖9 所示.圖9a 為微裂紋萌生階段，試樣的變形以晶粒滑移變形為主，微裂紋的萌生受直線型滑移帶位錯塞積導(dǎo)致的應(yīng)力集中影響，易在晶界處產(chǎn)生微裂紋，當(dāng)拉伸載荷增加時，出現(xiàn)更多的滑移帶；如圖9b 所示，枝晶間斷裂析出相數(shù)量增加，微裂紋有沿晶界擴(kuò)展趨勢，在此過程中試樣晶內(nèi)沒有明顯的微裂紋萌生擴(kuò)展現(xiàn)象，說明ERNiCrFe-13 熔敷金屬晶界強(qiáng)度明顯低于晶內(nèi)強(qiáng)度，新裂紋的萌生與擴(kuò)展更易沿晶界發(fā)生；如圖9c 所示，隨著拉伸載荷的進(jìn)一步增加，晶界處的裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展連通至斷裂失效[15].

圖9 原位拉伸試樣微裂紋萌生擴(kuò)展示意圖Fig.9 Schematics of microcrack initiation and propagation of in-situ tensile specimen.(a) microcrack initiation;(b) microcrack propagation;(c) crack c onnection

3 結(jié)論

(1) ERNiCrFe-13 鎳基合金熔敷金屬在室溫原位拉伸過程中，枝晶間存在大量的析出相阻礙位錯作用產(chǎn)生應(yīng)力集中，在切應(yīng)力作用下析出相本體斷裂微裂紋萌生，在軸向拉應(yīng)力的作用下進(jìn)一步擴(kuò)展連通至斷裂失效，因此，晶界是ERNiCrFe-13 鎳基合金熔敷金屬變形過程中最主要的裂紋萌生源.

(2) ERNiCrFe-13 熔敷金屬枝晶間析出相主要包括點(diǎn)狀MC 碳化物和條狀或塊狀Laves 相，共晶Laves 相的形成主要與Nb 和Mo 元素在凝固結(jié)晶過程偏析行為有關(guān)，Laves 相的開裂具有尺寸效應(yīng)，水平拉應(yīng)力方向Laves 相尺寸大于4 μm 易發(fā)生開裂，尺寸越大，應(yīng)力集中效應(yīng)越大，開裂部位易發(fā)生于切應(yīng)力方向小于2 μm 處，尺寸越小，易于開裂.

(3) ERNiCrFe-13 熔敷金屬原位拉伸斷口分布大量NbC、TiC 和Laves 相等，析出相數(shù)量較多且尺寸較大，是晶界裂紋形成的主要原因，斷口存在密集撕裂棱，為典型的枝晶形貌，斷口裂紋萌生位置韌窩尺寸大小不一，裂紋擴(kuò)展位置沿滑移帶方向韌窩均勻分布，存在韌性斷裂.