0   引 言

镍基高温合金是航空航天超高性能发动机的基石,也是化工、节能环保等领域中先进装备生产制备的重要材料^[1-2]。在650~1 000 ℃高温下,镍基高温合金依然能够保持优异的力学性能,同时还具有抗氧化,抵抗燃烧气体侵蚀的本领^[3-4]。在航空航天领域需要应用许多结构复杂的焊接结构,如压气机盘,叶片,涡轮盘等,GH4169合金因其良好的高温性能,在这些结构件上运用广泛^[5],IC10作为一种新型定向凝固高温合金,不仅能够抵抗超过1 000 ℃的高温,同时还具有优良的铸造性能,以及抗氧化、耐燃气腐蚀性能,这些特性使其在复杂结构空心导向叶片的生产制备中起到了关键作用^[6]。为了充分利用两者材料的不同性能,这就涉及异种材料的焊接技术,目前常用的焊接方法有氩弧焊、扩散焊、电子束焊和激光焊等。而电子束焊接具有熔深大、熔宽小、焊接速度高和热效率高等许多优点,与传统弧焊相比,不仅可以节省材料,还能降低能源消耗,极大地提高了材料焊接的经济效益^[7],具有广阔的应用前景。但目前异种材料电子束焊接仍存在许多问题,如加工时容易产生裂纹,另外由于两者合金成分不同,同时电子束焊接的束流偏移量对焊缝中合金元素的含量有较大影响^[8],焊接后焊缝中合金元素可能会发生改变,组织成分相对难以控制,进而影响接头的力学性能,导致焊接件达不到使用要求。

镍基高温合金通常服役于高温高压的疲劳条件下,其合金连接处所受条件更为苛刻,因此对其材料焊接提出了更高的要求。近几年,学者们潜心于探索稳定可靠的电子束焊接工艺^[9]。王亚荣等^[10]采用电子束焊接MB2镁合金, 发现采用圆形扫描图形、 2 000 Hz扫描频率及电子束散焦焊接镁材可达到优异效果,获得无裂纹、气孔等焊接缺陷的优质焊头。常艳君等^[11]对6061铝合金焊接接头进行了研究,结论是6061合金出现的等轴晶和树枝柱状晶组织基本在焊接区,而柱状晶组织大多出现在熔合区。刘晓华等^[12]研究了电子束焊后的TC4钛合金焊接接头的低周疲劳性能,研究结果发现,焊接试样存在高塑性变形；焊接试样平行段母材处发生断裂,母材强度低于焊接接头部分。燕伟^[13]研究了锰铜合金/钢异种材料的电子束焊接,结果表明,通过对焊接条件参数的控制,可以形成优异的焊缝表面,锰铜合金/钢异种材料用此方法可使得焊缝结合处无缩松、裂纹等不良缺陷。胡传顺等^[14]对M38G合金研究,得出电子束表面超快速熔凝处理,可细化表面熔凝层处的晶粒组织以达到对金属表面的改性作用,进而提高了M38G合金表面对氧化膜应力释放能力,使得材料抗高温氧化疲劳能力显著提升。张丽娜等^[15]对 K4169镍基合金的电子束焊接裂纹形成特征进行研究,研究表明,K4169熔合线附近的热影响区易于出现裂纹,通过分析可知,热影响导致合金成分均匀性差,在晶界区域容易集中大量的低熔点物质,进而导致在微观组织上呈现胡须组织,当聚集过于集中时,产生裂纹的倾向将增大。

通过电子束焊接技术,可以将叶片环和加工成的轮盘腹板一体化焊接成一个整体叶盘结构^[16]。通常叶片的服役环境相对非常恶劣,需要抵抗很高的温度,较大的压强,要有耐侵蚀以及优异的疲劳性能,同时在空中又存在许多交变气流,因此叶片的生产制备对性能要求更为严格苛刻,而叶片环的基体性能要求相对较低,多用高温合金作材料。因此在叶盘的生产制备过程中就涉及高温合金异种材料电子束焊技术。近年来,同种高温合金材料的激光焊接与电子束焊接均有大量研究,但对于异种材料的电子束焊接研究较少^[17-20]。因此本实验选取IC10熔铸高温合金以及GH4169沉淀强化镍基高温合金进行电子束焊接实验,研究分析镍基高温合金异种材料电子束焊接接头的显微组织及力学性能,将2种金属各取所长,充分发挥其不同材料特性,提高整体叶盘的使用性能和服役寿命,同时降低生产成本,优化了生产周期,给整体叶盘实际生产制造提供实验指导,为后续镍基高温合金异种材料电子束焊接提供一定实验依据及理论参考。

1   实验部分

实验材料选用沉淀强化镍基高温合金GH4169和IC10熔铸镍基高温合金,其化学成分如表1及表2所列。实验前将2种材料采用线切割成尺寸为50 mm×50 mm×2 mm的板材。之后对两者进行固溶处理,固溶工艺参数：GH4169为980°C/1.5 h,IC10为1 180 ℃/2 h,水冷。选择同一设备进行热处理,减小设备带来的实验误差。水冷时使样品在水槽中快速游动,保证足够的冷却速率。固溶后用砂纸对试样进行打磨,除去氧化层和油污等,防止对焊接效果产生影响。之后进行电子束焊接,焊接电子束流为20 mA,焊接速度为10 mm/s,设置100 kV和150 kV 2组不同加速电压进行实验对照,研究高温合金异种材料不同加速电压下的电子束焊接效果。

表  1  GH4169合金成分

Table  1.  Chemical composition of GH4139

合金元素	C	Cr	Ni	Fe	Mo	Al	Ti	Nb	B	P	Ni
占比	≤0.08	17~21	50~55	17~19	2.8~3.3	0.2~0.8	0.6~1.1	4.7~5.5	≤0.004	≤0.01	余量

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表  2  IC10合金成分

Table  2.  Chemical composition of IC10

合金元素	C	Co	Cr	Al	W	Mo	Ta	Hf	B	Ni
占比	≤0.12	11~12	6.5~7.5	5.6~6.2	4.8~5.2	1.0~2.0	6.5~7.5	1.3~1.7	≤0.02	余量

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为研究接头焊缝附近的显微组织形貌,电子束焊接后使用线切割,在焊缝横截面附近切割下金相试样,经机械打磨抛光后,对不同区域采用相应试剂进行腐蚀,GH4169及焊缝区域采用40 mL HCl＋40 mL C₂H₅OH＋1g CuCl₂腐蚀液,腐蚀时间90s,IC10一侧采用40 mL HCl＋10 mL C₂H₅OH＋4 g CuCl₂腐蚀液,腐蚀时间50 s,腐蚀后用超声波清洗机对试样进行清洗,之后使用（Axio Scope A1型）光学显微镜观察显微组织,分析不同加速电压下接头的显微组织形貌,采用ZEISS ∑IGMA型场发射扫描电镜对接头进行显微分析,使用200HVS-5维式显微硬度计测试接头硬度（HV）,加载载荷为9.807 N,保荷时间8 s。

2   结果与讨论

2.1   焊接接头的组织形貌

图1所示为焊接前GH4169和IC10的显微组织。图1（a）中的IC10晶粒细小,平均晶粒直径为19 μm,且孪晶数量多；图1（b）可以看出GH4169晶粒相对粗大,平均晶粒直径为84 μm,存在少量孪晶。

图  1  焊接前GH4169和IC10的OM像：（a）IC10；（b）GH4169

Figure  1.  OM images of IC10 and GH4169 before welding： （a） IC10； （b） GH4169

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图2展示了焊缝的宏观形貌,图2（a）为100 kV参数下的焊缝,可以看出焊接接头表面无咬边、飞溅、未熔合以及可见气孔、裂纹等焊接缺陷,实现了很好的冶金接合。但观察图2（b）发现,在150 kV参数下,加速电压过大,热输入过大,焊缝出现了较为明显的咬边和飞溅等缺陷,对焊接不利。

图  2  焊缝宏观形貌：（a）100 kV； （b）150 kV

Figure  2.  Macroscopic morphology of weld beam： （a） 100 kV； （b） 150 kV

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图3、图4分别展示了100、150 kV加速电压电子束焊接后接头各不同区域的显微组织。从图3可以看出100 kV参数焊接后其熔合区靠近GH4I69一侧主要为等轴胞状晶,而焊缝（FZ）内侧为柱状晶,并基本垂直于熔合线（FL）向焊缝中心生长。图3（b）表明焊缝内存在大量枝状晶,根据母材的组织特征可以判断,枝状晶的主干为镍基奥氏体相,面心立方结构,即 γ 相,同时枝晶内部存在部分成分偏析。焊缝内各枝晶主干生长趋势不一致,主干生长方向与热流方向平行时,这里的枝晶生长较快,最先向内部延伸,同时还会抑制旁边枝晶的生长,在这种方式下,那些取向不利的晶体会慢慢被淘汰,从而形成柱状晶组织。对比两侧熔合区,IC10一侧热影响区基本与熔合线重合,靠近GH4169一侧热影响区相对较宽,但电子束焊接热影响区很小,远离熔合线两侧母材相对焊前基本无变化。对比图3（b）与图4（b）发现,150 kV参数焊接后焊缝内的柱状晶相对100 kV更加细小,这是因为150 kV焊接参数下的焊接热输入高,产生了更大的温度梯度,柱状晶更发达,枝晶组织也较为致密。

图  3  100 kV加速电压焊接后不同区域OM像：（a）IC10熔合线附近；（b）焊缝；（c）GH4169熔合线附近

Figure  3.  OM images of different areas after welding with 100 kV acceleration voltage：（a） near fusion line of IC10； （b） weld center； （c） near fusion line of GH4169

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图  4  150 kV加速电压焊接后不同区域OM像：（a）IC10熔合线附近；（b）焊缝；（c）GH4169熔合线附近

Figure  4.  OM images of different areas after welding with 150 kV acceleration voltage：（a） near fusion line of IC10； （b） weld center； （c） near fusion line of GH4169

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图5所示为焊缝靠GH4169一侧熔合区SEM图及夹杂物及点扫能谱图,从图5（a）可以看出熔合区靠焊缝内侧富集着许多块状的第二相,图5（b）为b点处的点扫能谱图,可以发现Nb、Ti、Al含量较高。从图5（c）中靠GH4169一侧的c点颗粒状相的点扫能谱图发现, Nb元素的含量明显高于焊缝。根据形状和元素分布可初步判断这种颗粒状的c相为稳态的δ-Ni₃Nb相。

图  5  GH4169 熔合区附近SEM图及能谱图：（a）SEM像；（b） b点能谱图；（c） c点能谱图

Figure  5.  SEM image and energy spectrum near fusion region of GH4169: (a) SEM image; (b) energy spectrum of point b ; (c) energy spectrum of point c

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为了对比IC10一侧的SEM形貌,图6（a）展示了焊缝靠IC10一侧的SEM像,从中可以看出母材IC10区也含有大量的第二相。图6（a）为第二相形态及分布SEM像,第二相呈块状,尺寸约为8 μm。对其（图6（b））进行EDS面扫,元素成分含量如图6（c）所示,即第二相主要组成元素为Nb。所以可以判断GH4169和IC10母材中主要第二相为δ-Ni₃Nb相。在超过650 ℃或工作时间过长的情况下,亚稳相 γ'' 相（Ni₃Nb）会转变为稳定的δ相 （Ni₃Nb）^[21-23],γʹʹ相是亚稳定的过渡相,在高温下,很容易发生γʹʹ→δ转变,适量的Ti、Al可以影响δ相含量^[24],Al 有助于合金获得合适的铸造性能,热处理性能、相稳定性和高温力学性能^[25],并减少焊接热影响区时效裂纹倾向,而γʹʹ相强化会使得合金获得更优异的焊接性,同时强度也会有所提高。

图  6  IC10 熔合区附近SEM像及能谱图：（a） IC10 熔合区附近SEM像；（b） 夹杂物的放大SEM像；（c） 图（b）的EDS能谱图；（d）夹杂物点扫能谱图

Figure  6.  SEM image and energy spectrum near fusion region of IC10: (a) SEM image; (b) enlarged SEM image of inclusions; (c) EDS energy spectrum of Fig.(b); (d) point scan energy spectrum

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2.2   焊接接头显微硬度

由母材和焊缝OM和SEM表征可知两处的形貌有明显差异,这些差异也势必会影响焊接接头的力学性能。焊接前GH4169和IC10母材的硬度分别为178 HV、190 HV,图7展示了焊接后焊缝及母材各不同区域的显微硬度。可以看出,100 kV加速电压焊接后,焊缝区平均显微硬度为235 HV ,150 kV加速电压焊接后焊缝区平均显微硬度为225 HV ,2个参数下焊缝区平均显微硬度均高于两端母材区,焊缝区硬度均匀稳定,无明显变化趋势。此外,靠近熔合区,由于焊接存在热效应,靠近焊缝处的（即热影响区） 母材硬度都有上升的趋势。焊缝主要由枝状晶构成,组织相对两侧母材更加致密,所以焊缝区的硬度相较更大。焊接后两侧母材熔合区处产生了许多细小的等轴晶,以及对比SEM图发现了大量的块状第二相δ-Ni₃Nb。

图  7  焊件不同区域的显微硬度曲线

Figure  7.  Micro-hardness curves of weldment in different regions

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3   结 论

1） GH4169/IC10电子束焊接接头无明显焊接缺陷。焊缝内为大量枝状晶组织,基本垂直于熔合线向着焊缝中心生长,同时靠近熔合线内侧焊缝处富集着大量细小的柱状晶,熔合线外侧为等轴晶。远离熔合线两侧母材的宏观形貌相对焊前基本无变化。150 kV加速电压焊接后焊缝内的柱状晶相对100 kV更加细小,其他晶粒组织状态两焊接参数无明显区别。

2） 接头两侧母材基体主要元素为Ni,而其中大量块状的第二相主要组成元素为Nb,可以判断该相为δ-Ni₃Nb,由γ''相转变而来。

3） 100 kV加速电压焊接后,焊缝区平均显微硬度为235 HV,150 kV加速电压焊接后焊缝区平均显微硬度为225 HV,2个参数下焊缝区平均显微硬度均高于两端母材区。焊缝区硬度均匀稳定,无明显变化趋势。IC10一侧热影响区基本与熔合线重合,而靠近GH4169一侧热影响区相对较宽。两端母材越靠近焊缝,由于热影响区存在,硬度都有提高趋势。