0.   序言

K465是一种沉淀强化型镍基铸造高温合金，因其出色的高温强度、抗热腐蚀性以及组织稳定性，在航空航天领域的发动机涡轮叶片和导向叶片上得到了广泛的应用^[1-3]. K465中难熔元素含量较高且叶片结构复杂，铸造过程中产生热裂纹等缺陷的倾向性较大，成品率低，并且高温合金服役条件十分恶劣，容易产生裂纹、凹坑等缺陷^[4-5]. 高温合金叶片造价昂贵，直接报废将造成大量浪费^[6]，因此需要先进的连接技术修复损伤与失效的高温合金叶片，延长其服役寿命，降低周期寿命成本，具有十分重要的意义.

针对K465高温合金的焊接修复研究仍然处于初级阶段，主要采用的方法有钎焊、钨极氩弧焊(tungsten inert gas, TIG)、高能电子束焊、激光焊等. Han等人^[7]使用电子束焊对K465高温合金进行焊接修复，发现K465合金焊接性受凝固裂纹和液化裂纹影响，随着热输入的增加，凝固裂纹的敏感性增加而液化裂纹的敏感性降低； Li等人^[8]对K465高温合金进行激光修复，结果表明，在K465修复过程中，晶界处的大尺寸γ′相的液化，导致了液化裂纹的形成，晶界处的M₅B₃硼化物在修复过程中部分溶解，降低了γ-γ′共晶初熔温度造成晶界液化. 相较于其他焊接方法，TIG焊操作简便、经济性高、修复效果好，多用于高温合金表面缺陷修复^[9-11].

使用熔化焊修复K465合金主要面临的问题就是焊接过程中，晶界处析出的低熔点相或者元素偏聚而造成焊接裂纹，从而导致K465合金焊接性较差^[12-15]. 合金元素对高温合金焊接性的影响至关重要，Al，Ti等沉淀强化元素通过影响沉淀强化相γ′的析出行为影响合金的焊接性^[16-19]，Co，Cr等固溶强化元素可以缩小合金凝固温度区间减小元素偏析水平，降低裂纹敏感性^[20-22]. 基于此，针对K465高温合金焊接性较差的问题，研究熔焊所用焊丝中沉淀强化元素Al，Ti与固溶强化元素Co对接头焊接质量的影响，分析合金元素对高温合金焊接性的作用机制，为进一步开发K465高温合金用新型焊丝材料提供参考和依据.

1.   试验方法

待焊K465母材化学成分见表1，将母合金锭放入VIM-25/50F真空感应炉中熔炼，浇注成7 mm厚板材，使用线切割方法将铸坯切割成165 mm × 60 mm × 6 mm的板材，经真空封管，固溶处理后加工成30 mm × 25 mm × 2.5 mm焊板.

表  1  K465合金的化学成分(质量分数，%)

Table  1.  Chemical compositions of K465 base metal alloy

Cr	Al	Ti	Co	W	Nb	Ni
8.5 ~ 9.5	5.1 ~ 6.0	2.0 ~ 2.9	9 ~ 10.5	9.5 ~ 11	0.8 ~ 1.2	余量

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考虑到焊丝成分的影响，调整Al，Ti，Co这3种元素的含量设计出3种焊丝，分别记为HS-1，HS-2，HS-3，其成分见表2，焊丝均为自主研制，主要制备方法是重新冶炼母合金，使用线切割方法从母合金锭上切取直径1.5 mm的焊丝.

表  2  设计焊丝成分 (质量分数，%)

Table  2.  Chemical compositions of welding wires

焊丝	C	Cr	W	Mo	Nb	Al + Ti	Co	B	Ni
HS-1	0.1	9 ~ 15	5 ~ 10	1 ~ 3	0.8 ~ 1.2	8	10	<0.01	余量
HS-2	0.1	9 ~ 15	5 ~ 10	1 ~ 3	0.8 ~ 1.2	4	5	<0.01	余量
HS-3	0.1	9 ~ 15	5 ~ 10	1 ~ 3	0.8 ~ 1.2	1	20	<0.01	余量

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对待焊板材进行钨极氩弧焊，采用单边60°的V形坡口，不留钝边，选用30 ~ 50 A的焊接电流，10V的电弧电压，热源移动速度为0.5 mm/s，并使用99.9999%Ar对熔池进行保护，焊后对样品进行870 ℃/24 h(炉冷)热处理.利用X射线检测技术、扫描电镜(scanning electron microscope, SEM)、透射电镜(transmission electron microscope, TEM)和能谱仪对接头的组织状态及裂纹特征进行分析，使用Thermo-calc软件对焊缝凝固过程进行模拟，利用电子探针(electron probe microanalyzer, EPMA)分析元素偏析行为，采用电子背散射衍射(electron back scatter diffraction, EBSD)对接头残余应力分布进行分析，并对各接头进行显微硬度与拉伸性能测试.

2.   试验结果分析

2.1   焊丝成分对接头组织和焊接性影响分析

3种焊丝所得接头宏观形貌及X射线检测如图1所示，可以发现，HS-1焊丝成分与母材相近，所得接头成形较好，焊缝处发现明显的宏观裂纹；HS-2焊丝中Al和Ti适中，而Co含量较低，焊后接头出现少量宏观裂纹；HS-3焊丝中Al，Ti含量较低，而Co含量较高，使用该焊丝所得接头成形良好，未发现宏观裂纹.

图  1  3种焊丝K465合金接头宏观形貌

Figure  1.  Macrostructures of K465 alloy welded by three kinds of welding wires. (a) overall morphology of the joint obtained by HS-1 welding wire; (b) X-ray detection film of the welding zone of the joint of K465 alloy welded by HS-1 welding wire; (c) overall morphology of the joint obtained by HS-2 welding wire; (d) X-ray detection film of the welding zone of the joint of K465 alloy welded by HS-2 welding wire; (e) overall morphology of the joint obtained by HS-3 welding wire; (f) X-ray detection film of the welding zone of the joint of K465 alloy welded by HS-3 welding wire

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进一步对3种接头的微观组织形貌进行观察，HS-1焊丝所得接头微观组织如图2所示，接头焊缝处发现明显的宏观裂纹，显微组织中存在联生结晶及竞争生长模式，对焊缝区裂纹进一步观察，发现焊缝区内析出了大量第二相，析出相主要分布在枝晶间和晶界处，析出相大多呈骨架状，且裂纹容易在析出相附近萌生. 使用TEM对析出相的微观结构进行分析，发现析出相具有复杂面心立方晶体结构，且与MC碳化物的晶体结构一致. 焊缝区域主要以柱状树枝晶为主，枝晶间存在着大量的MC碳化物及γ-γ′共晶，因此，焊缝的凝固顺序为L→L + γ→L + γ + MC→MC + γ + γ′ + (γ-γ′)_e.

图  2  K465/HS-1接头微观组织

Figure  2.  Microstructures of joint of K465 alloy welded by HS-1 welding wire. (a) epitaxial growth of welding microstructure; (b) competitive growth of welding microstructure; (c) local amplification diagram of cracks; (d) TEM bright field image of MC carbide and corresponding diffraction spectrum

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HS-2焊丝焊后接头微观组织如图3所示，接头焊缝区同样出现了明显的焊接裂纹，但相较于HS-1焊丝情况，焊缝抗裂性有所提升. 接头焊缝区为典型的柱状枝晶组织，可以观察到晶界及亚晶界的存在. 接头焊缝区析出相尺寸细小，呈白色颗粒状，分布于枝晶间区域，使用TEM对其进行分析，发现析出相主要有MC、M₂₃C₆碳化物及M₃B₂硼化物，因此该焊缝的凝固顺序为L→L + γ→L + γ + MC→MC + γ + M₂₃C₆ + M₃B₂ + γ′.

图  3  K465/HS-2接头微观组织

Figure  3.  Microstructures of joint of K465 alloy welded by HS-2 welding wire. (a) welding cracks morphology; (b) microstructure of fusion zone; (c) microstructure of carbides; (d) TEM bright field image of carbides

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HS-3焊丝焊后接头微观组织如图4所示，焊接后的焊缝区没有产生凝固裂纹，热影响区产生少量液化裂纹，焊缝区出现了数量较多的枝晶亚结构， 亚结构的形成是由于焊缝区凝固时枝晶间和枝晶干的元素偏析造成的. Cr，Ti等偏析系数小于1的合金元素向枝晶间区域偏聚，当偏聚在枝晶间的元素超过固溶度后析出第二相，在焊缝枝晶间区域形成颗粒状的碳化物，如图4(d)所示. 碳化物主要沿枝晶间分布，经过TEM/EDS分析是富Ti的MC型碳化物及富Cr的M₆C、M₂₃C₆型碳化物，因此该焊缝的凝固顺序为L→L + γ→L + γ + MC→MC + γ + M₂₃C₆ + M₆C + γ′.

图  4  K465/HS-3接头微观组织

Figure  4.  Microstructures of joint of K465 alloy welded by HS-3 welding wire. (a) welding cracks morphology; (b) epitaxial growth of welding microstructure; (c) microstructure of fusion zone; (d) TEM bright field image of carbides

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使用Thermo-calc软件对3种焊丝成分的合金平衡凝固相图进行计算，结果如图5所示，图5(a)为HS-1计算结果，该合金在平衡凝固过程中涉及到的相种类主要有γ基体、γ′析出相、MC碳化物.在平衡凝固过程中，首先形成基体γ相，然后发生L→ γ + MC共晶反应，这与实际观察到的大量骨架状碳化物共晶相对应；图5(b)为HS-2计算结果，该合金在平衡凝固过程中涉及到的相种类主要有γ基体、γ′析出相、MC和M₂₃C₆型碳化物以及M₃B₂型硼化物. 在平衡凝固过程中，首先形成基体γ相，然后发生L→ γ + MC共晶反应，焊缝冷却至室温时部分MC碳化物会发生分解而形成M₂₃C₆碳化物，这与实际观察到的大量骨架状的碳化物相一致；图5(c)为HS-3计算结果，该合金在平衡凝固过程中涉及到的相种类主要有γ基体、γ′析出相、MC、M₂₃C₆型和M₆C型碳化物，因此在平衡凝固过程中，首先形成基体γ相，然后发生L→ γ + MC共晶反应，随后在高温下形成的MC碳化物在快速冷却的条件下发生了γ + MC→ M₆C转变. 焊缝冷却至室温时碳化物会发生分解而形成M₂₃C₆碳化物，这与实际观察到的细小的碳化物相符.

图  5  基于3种焊丝成分的焊缝凝固Thermo-calc模拟

Figure  5.  Thermo-calc simulations of weld solidification based on three kinds of welding wire composition. (a) HS-1; (b) HS-2; (c) HS-3

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利用EPMA对接头焊缝枝晶间和枝晶干的元素含量进行定量分析，结果见表3，HS-1焊丝焊缝中，Co，Ni元素的偏析系数K接近1，表明这些元素在焊接凝固过程中的偏析较小，而Cr，Mo，Al，Nb，Ti等合金元素的偏析系数小于1，则认为这些元素在焊接凝固过程中容易聚集在枝晶间；C元素是强枝晶间偏析元素，在焊缝凝固开始阶段，其在枝晶间液相区域偏析，形成MC型碳化物；HS-2焊丝焊缝中Co，W的偏析系数大于1，说明这些元素偏析在枝晶干区域，Cr，Mo，Ti，Al倾向于偏析在枝晶间，而且偏析程度较小，Nb元素偏析程度较大，Ni元素的在凝固过程中基本未发生偏析；HS-3焊丝焊缝中，Ti元素偏析在枝晶间，Cr元素偏析在枝晶干，Co，Mo，Al，Ni，W基本不偏析，对比3种焊丝的元素的偏析系数可以发现，HS-3焊丝焊缝区域偏析程度更小，枝晶干和枝晶间的元素分布较为均匀，HS-2焊丝焊缝偏析最为严重，HS-1焊丝焊缝次之.

表  3  3种焊丝焊缝中枝晶干/枝晶间的元素含量及偏析系数(质量分数，%)

Table  3.  Element content and segregation coefficient of dendrite and interdendritic in the fusion zone of K465 alloy welded by three kinds of welding wires

焊丝		Cr	Co	Ni	Nb	Mo	Ti	Al	W
HS-1	枝晶干	7.81	10.93	60.7	0.46	1.48	1.45	5.66	11.13
	枝晶间	8.76	10.44	61.49	0.77	1.76	2.16	6.35	8.51
	K	0.89	1	1	0.59	0.84	0.67	0.89	1.31
HS-2	枝晶干	8.17	7.84	66.38	0.77	1.98	0.67	5.91	7.97
	枝晶间	9.81	6.90	67.15	1.83	2.77	0.93	6.61	4.59
	K	0.83	1.14	1	0.42	0.72	0.72	0.89	1.74
HS-3	枝晶干	2.46	45.46	27.70	0.82	3.33	0.12	4.10	10.64
	枝晶间	2.23	46.74	26.55	1.04	3.47	0.14	4.14	10.01
	K	1.1	0.97	1.04	0.79	0.96	0.82	1	1.06

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对3种焊丝接头元素面分布进行分析，结果如图6 ~ 图8所示，HS-1接头元素分布均匀，接头界面不存在过渡区，焊丝与合金具有良好的相容性，主要是因为HS-1焊丝的成分与母材相同，其晶体结构及化学组成没有差异，在接头未形成过渡区；HS-2接头也无明显过渡区，元素分布较为均匀，考虑到HS-2焊丝与母材成分差异不大，所以接头并未形成过渡区，因此K465合金与HS-2焊丝具有较好的相容性；HS-3接头存在明显过渡区，因为接头界面的元素差异而产生的，由图可知过渡区的元素处于焊丝和母材元素含量的中间值，母材及焊丝在焊接电弧的加热过程中发生熔化，熔化后的母材和焊丝在熔池内混合，这几种元素之间存在的差值引起了元素的扩散，由于焊接接头的冷速较快，导致元素的扩散不完全，因而在界面过渡区域的元素含量位于中间值，过渡区的宽度与合金凝固的温度范围有关.

图  6  K465/HS-1接头焊缝区界面的EPMA结果

Figure  6.  EPMA results of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-1 welding wire. (a) SEM; (b) Co; (c) Cr; (d) Ni; (e) W; (f) Nb

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图  7  K465/HS-2接头焊缝区界面的EPMA结果

Figure  7.  EPMA results of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-2 welding wire. (a) SEM; (b) Co; (c) Ni; (d) W; (e) Al; (f) Mo

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图  8  K465/HS-3接头焊缝区界面的EPMA结果

Figure  8.  EPMA results of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-3 welding wire. (a) SEM; (b) Co; (c) Al; (d) Cr; (e) Ni; (f) Ti

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采用EBSD对3种焊丝所得接头界面的晶粒分布及几何必须位错密度进行分析，其结果如图9所示，其中图9(a)～图9(c)分别对应HS-1，HS-2，HS-3接头焊缝区界面IPF(inverse pole figure)，图9(d)～图9(f)分别对应HS-1，HS-2，HS-3接头焊缝区界面KAM(kernel average misorientation)，从图中可以发现，在K465母材合金处主要以大尺寸晶粒为主，在焊缝处主要是小尺寸晶粒，还存在树枝晶. 通过观察3种接头KAM发现，靠近母材的焊缝区几何必须位错密度明显高于母材区，表明该位置存在较大的残余应力，这主要是由于在焊缝金属凝固的开始阶段，靠近合金母材的焊缝区域先凝固，焊缝中心的金属在凝固时产生收缩应力，使焊缝边界的金属发生变形.焊缝中心在冷却时相较其它位置温度较高，应力可以得到释放，传递到边界的应力无法使母材合金变形，因而应力残留在靠近母材的焊缝区域，同时该位置也是裂纹萌生的高发区域，这与实际观察到的结果相一致. 对比3种接头EBSD测试结果，HS-2接头焊缝中心细晶最多，残余应力集中最明显，裂纹敏感性最高而焊接性最差； HS-1次之，而HS-3接头焊缝区应力分布较为均匀，焊接性最优.

图  9  3种焊丝成分接头焊缝区界面EBSD结果

Figure  9.  EBSD results of the interface of the welding zone of the joints with three kinds of welding wires. (a) IPF map of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-1 welding wire; (b) KAM map of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-1 welding wire; (c) IPF map of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-2 welding wire; (d) KAM map of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-2 welding wire; (e) IPF map of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-3 welding wire; (f) KAM map of the interface of the welding zone of K465 alloy welded by HS-3 welding wire

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2.2   合金元素在接头开裂时的作用机制

分析焊丝成分对焊接裂纹敏感性的影响，须明确在焊接过程中各类元素在焊缝凝固过程中的偏析行为，前一小节已经列出各焊丝所得接头焊缝中各类元素在枝晶干和枝晶间的分配系数，如图10所示. 在HS-2中Nb元素具有更低的偏析系数，该元素更倾向于偏析于枝晶间，提高了析出相的体积分数，焊缝金属在凝固最后阶段容易形成两类共晶产物，一类是γ/MC，另一类是(γ-γ′)_e，其中(γ-γ′)_e形成温度低，易在晶间形成低熔点液膜，增加了合金裂纹敏感性.

图  10  3种焊丝接头焊缝区元素分配系数

Figure  10.  Distribution coefficients K of fusion zone of the joints with three kinds of welding wires

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分析上述结果，HS-1中Al，Ti含量最高，二者在凝固过程中偏析于枝晶间，凝固路径为L→γ + (γ-γ′)_e，共晶相为(γ-γ′)_e，其形成温度较低，因此合金凝固温度区间较大，进而具有较大裂纹敏感性；HS-2焊丝中降低了Al，Ti含量，因此焊接裂纹敏感性有所下降；HS-3焊丝焊接性优异的原因主要与以下3方面原因有关：首先，该焊丝中的Al，Ti含量最低，在焊接凝固阶段发生γ-γ′共晶反应的几率下降，降低了凝固裂纹形成的倾向性，并且Al和Ti含量低可减少焊缝区的沉淀强化相的含量，降低焊缝区的本征强度，提高了焊缝区的塑性，有利于抑制裂纹扩展；其次，HS-3焊丝中Nb含量较低，而Nb极易偏析于枝晶间形成MC碳化物，因此采用HS-3焊丝发生L→γ + MC反应的量低于HS-1和HS-2，有利于抑制焊缝在降温过程中枝晶间液膜被拉断；最后，HS-3焊丝中含Co含量最高，添加 Co可以降低焊缝区裂纹敏感性，具体原因为(1) Co可以提高合金的高温硬度和韧性，从而使得焊接过程中材料的变形和应力减少，影响焊接裂纹的形成；(2) Co从化学上和热力学上的角度来看，它与其他元素合金化的能力更强，因此在镍基高温合金中添加Co可以提高合金的熔点和固溶度，从而提高了焊接接头的强度和抗裂性；(3) Co可以稳定固溶体的结构，减少与阻止析出碳化物，从而提高K465合金焊接的抗裂性.

2.3   合金接头力学性能与断裂机制

分别测试3种焊丝所得接头焊态与热处理态的显微硬度以及室温与900 ℃的抗拉强度，并对接头失效断口进行分析，研究接头的断裂方式，明确焊丝成分对接头力学性能的影响.

3种焊丝焊接接头焊态及焊后热处理态显微硬度分布如图11所示，可以发现，接头的显微硬度在经过焊后热处理后，接头各区域的显微硬度均呈现上升的趋势. HS-1焊丝所得接头各区域的显微硬度值变化不大，不同热处理状态的焊接接头区域的显微硬度也未出现较大不同；HS-2焊丝所得接头母材区域到合金焊缝中心位置呈现上升的显微硬度值变化趋向；HS-3焊丝所得接头母材区域到焊缝中心硬度值持续下降. 由图可知，硬度最小的是使用HS-3焊丝而且是焊接态的接头，其硬度为301 HV， 硬度最大的是使用HS-2焊丝并且经过热处理的焊缝区域，其硬度为561 HV. 分析其原因可知，Al，Ti含量通过影响接头焊缝强化相的数量而影响其硬度， HS-1焊丝接头各区域的显微硬度变化不大的主要原因是焊丝成分与母材成分接近，因此其硬度变化受焊接热循环影响较小，而焊后热处理促进强化相析出，硬度便有所提高. 而HS-2焊丝接头硬度高于其他焊丝的主要原因是元素偏析情况，HS-2焊丝所得接头元素偏析严重，晶间存在更多碳化物等析出相，析出相的存在提高了焊缝区的硬度，另外，接头热影响区的冷速较慢，元素偏析程度下降，碳化物含量降低而呈现硬度值下降的趋势. HS-3焊丝的焊缝区域，由于母材K465合金的熔化添加作用，使得焊缝区域的Al，Ti的含量相对提高，在热处理后其硬度较热影响区提高更为明显.

图  11  不同焊丝焊态及焊后热处理态接头显微硬度分布

Figure  11.  Microhardness distribution of joints with different welding wires in as-welded and post-weld heat treatment state

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表4为不同焊丝所得接头以及K465母材在室温与900 ℃下拉伸测试结果，HS-2焊丝在焊接时无法避免宏观裂纹的出现，在拉伸试样的加工过程中平行段的焊缝区域出现明显的开裂，所以HS-2拉伸性能数据不存在. 从表中可以看出，焊接接头抗拉强度随着温度的上升，呈现下降的趋势，HS-3焊接接头延伸率随着温度的升高有上升的趋势.

表  4  母材及不同焊丝所得接头的拉伸性能

Table  4.  Tensile properties of K465 alloy and K465 alloy welded by HS-1 and HS-3 welding wires at room temperature and 900 ℃

材料	断裂位置	温度 T/℃	抗拉强度 Rm/MPa	断后伸长率 A(%)
K465母材	—	室温	974.5	5.3%
K465母材	—	900 ℃	826	6.6%
HS-1接头	焊缝区	室温	563	4.5%
HS-1接头	焊缝区	900 ℃	363	2.2%
HS-3接头	热影响区	室温	822	5%
HS-3接头	热影响区	900 ℃	448	8.5%

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HS-3焊丝所得接头的力学性能相对于K465母材来说比较优异，室温下焊接接头的抗拉强度达到母材的84%并且接头塑性较好，断后伸长率接近母材.对比不同成分的焊接接头可以看出，HS-3接头的力学性能最好，室温抗拉强度达到822 MPa，高温抗拉强度达到448 MPa.

不同焊丝的拉伸断裂位置也存在区别， HS-2焊丝焊接接头断口SEM，如图12所示，断口呈明显的沿晶断裂特征，微观组织进一步验证了其沿枝晶断裂的特点，综上可以得出，HS-2焊丝焊接接头元素偏析严重，造成枝晶间低熔点析出相的含量升高，从而在焊缝冷却过程中晶间形成较多低熔点液膜，而液膜的表面张力低于焊缝冷却过程中产生的热应力，致使晶间萌生了大量微裂纹，而在拉伸测试过程中，微裂纹急速扩展造成接头迅速断裂，从而形成断口形貌.

图  12  K465/HS-2接头拉伸断口形貌

Figure  12.  Tensile fracture morphology of K465 alloy welded by HS-2 welding wire. (a) macrostructure; (b) microstructure

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HS-1焊丝焊接接头中，室温及高温拉伸断裂位置出现在焊缝区，HS-3焊丝接头中，室温及高温拉伸断裂位置出现在热影响区，如图13和14所示. 对不同焊丝和温度的拉伸样品的断口进行SEM观察，在室温拉伸的样品中，HS-1焊丝所得接头的断裂位置在焊缝熔化区，断口形貌如图13(a)和图13(b)所示，该接头断口呈现沿晶断裂的特征，在柱状树枝晶区域发现大量破碎的MC碳化物，脆硬的MC碳化物易于产生应力集中，导致裂纹沿MC碳化物和γ基体界面萌生.图13(c)和图13(d)为HS-3焊丝所得接头的拉伸断口形貌，该断口也具有沿枝晶开裂的特点，断口处存在微量的二次裂纹以及碳化物. 断裂的主要原因可能是焊接接头枝晶组织的枝晶间和枝晶干的不均匀应变形成的.在焊接升温过程中，由于不同元素的扩散速率不同，导致枝晶干偏聚高熔点元素，枝晶间偏聚低熔点元素，降温过程中枝晶干率先凝固，其析出相尺寸来不及长大，而枝晶间析出相则具有一定时间长大，因此枝晶间的γ′尺寸大于枝晶干的尺寸，这种成分的不同造成了枝晶间和枝晶干的临界分切应力不同，拉伸变形时致使晶间产生应力集中而萌生裂纹.

图  13  接头室温拉伸断口形貌

Figure  13.  Tensile fracture morphology of K465 alloy welded by HS-1 and HS-3 welding wires at room temperature. (a) macrostructure of HS-1 joint; (b) microstructure of HS-1 joint; (c) macrostructure of HS-3 joint; (d) microstructure of HS-3 joint

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900 ℃条件下的拉伸样品中，HS-1焊丝所得接头的断裂位置在焊缝区，断口形貌如图14(a)和图14(b)所示，可以发现，断口呈现明显的穿晶断裂特征，在断口处可以发现少量的解理台阶，晶界在高温和应力的作用下先发生氧化开裂然后扩展产生断裂，焊缝区析出脆硬的MC碳化物，对焊缝区产生显著的强化效果，但塑性显著降低，破碎的MC碳化物易于产生应力集中，导致裂纹沿MC碳化物和基体界面处萌生. 图14(c)和图14(d)为HS-3焊丝所得接头的拉伸断口形貌，断裂位置位于热影响区，断面呈现准解理断裂特征，断口宏观表现为穿晶断裂，在放大的区域可以发现有数量较多的韧窝、解理面等特征，因此判断为准解理断裂.

图  14  接头900 ℃高温拉伸断口形貌

Figure  14.  Tensile fracture morphology of K465 alloy welded by HS-1 and HS-3 welding wires at 900 ℃. (a) macrostructure of joint with HS-1 welding wire; (b) microstructure of joint with HS-1 welding wire; (c) macrostructure of joint with HS-3 welding wire; (d) microstructure of joint with HS-3 welding wire

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图15为焊缝区变形组织的TEM明场像，由图可知焊缝区的位错的运动方式为平面滑移，在室温拉伸时基体内部出现了2个不同方向的滑移带，多滑移带的形成表明最少有2个不同方向的滑移系发生运动，而均匀分布于基体的滑移带意味着拉伸变形较为均匀. 图15(b)为900 ℃下焊缝区的TEM显微组织，可以发现具有滑移特点的位错网结构，说明随着温度的提高，位错不再以切过的形式经过强化相，而是通过位错运动后激活能的提高，位错可以克服平面原子之间运动的阻力，通过攀移的方法进入晶面以绕过强化相的方式运动，并且在高温下，位错的交滑移更加剧烈形成具有网状结构相互之间纠缠的位错网.

图  15  HS-3焊丝接头拉伸断口透射组织

Figure  15.  Transmission microstructures of tensile fracture of joint with HS-3 welding wire. (a) room temperature; (b) 900 ℃

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综上所述，接头在不同拉伸温度下发生断裂的位置不同，接头的断裂与温度相关的原因与微观变形机制以及基体与析出相之间的强度有关. 基体的强度随着温度的变化会有着明显的变化，析出相的强度的改变并不明显，在室温拉伸的条件下，析出相的强度与基体的强度相当，而受γ´合金中温反常屈服效应的影响，基体强度随着温度的升高先下降后上升再下降，而合金的抗拉强度取决于两者的最小值. 另一方面，合金变形过程中局部应力集中也对接头断裂具有较大影响，位错塞积导致局部应力显著增大，致使裂纹萌生与扩展.

3.   结论

(1) 与母材成分相近的焊丝焊接K465合金焊接性较差，接头出现明显的焊接裂纹；Al，Ti含量适中，Co含量低的焊丝焊接性最差，在拉伸试验中，加载即断裂；低Al，Ti，高Co焊丝可以得到缺陷较少的焊接接头，接头出现MC，M₂₃C₆，M₆C等碳化物，焊缝区域偏析较少，元素分布较为均匀，接头性能良好.

(2) 合金中Al，Ti，Nb和Mo等元素倾向于在枝晶间偏聚，而W和Co则在枝晶干有显著的偏聚现象，降低Al，Ti含量提高Co含量，可以减少低熔点共晶相，降低接头的元素偏析水平，降低焊接热裂纹的敏感性.

(3) 接头显微硬度随焊丝Al，Ti含量的增加而提高，焊后热处理促进强化相析出提高接头各区域显微硬度， 适当降低焊丝中Al，Ti含量，提高Co含量可以提高合金接头的抗拉强度与韧性，降低枝晶间脆性开裂的产生.