Ｆｅ３ＡＩ基金属间化合物具有价格便宜、密度低及优异的高温抗氧化、抗硫化能力．近年来，人们 对该合金的晶体结构、位错形态、有序化反应、机械性能、腐蚀行为等进行了深入广泛的研究，通过控制成分和改进热加工工艺，合金的塑性有了显著提高，室温延伸率可达１０％一１５％，为 Ｆｅ３ＡＩ基金属间化合物的应用打下了良好基础 ［‘，ＺＩ．焊接是作为结构材料推广应用的又一关键工艺，Ｆｅ３ＡＩ基合金焊接性的研究已引起了人们的关注． Ｄ。ｉｄ［３］和 Ｍ。Ｋ。ｍｅ／Ｚ等对０．７６ ｍｍ厚的 Ｆｅ。ＡＩ基合金薄板焊接行为的研究表明，合金的化学成分和焊接工艺参数对焊接性有很大影响采 用钨极氛弧焊时，只有在严格的工艺条件下，才具有一定的焊接性．但对焊接填充料的研究尚少见报道，且所讨论的都是０．７６ｍｍ厚的薄板，而 １——２ ｍｍ厚薄板的焊接性研究将更有实用意义．本文就填充料和焊接工艺参数对上述Ｆｅ—ＡＩ基合金薄板焊接性的影响及其相关机理进行探讨，为材料的应用提供参考依据１实验方法 采用三种Ｆｅ—ＡＩ基合金为实验材料，合金成分见表１．经真空感应炉冶炼，浇注成锭，铸锭在 １０００ ｔ保温 ２４ ｈ后随炉冷至室温．铸锭锻造前在 １０００——１１００ ｔ预热 ２ ｈ．始锻温度为 １０００——１１００ ｏＣ，终锻温度约为８５０ ａＣ．在９００ ｏＣ多道次轧制轧成宽 １８０ ｍｍ，厚 １５——２ ｍｍ的薄板．采用真空电子束焊接和钨极氟弧焊进行上述薄板的对焊，焊缝长度为 ２００——４５０ ｍｍ．真空电子束焊采用３ Ｈ ｙ— ＫＩ中压电子束焊机手工钨极氛弧焊在ＷＳＥ—３１５交直流手工多用氟弧焊焊机及 Ｍｉｌｌｅｒ Ｓｙｎｃｒｏｗ。ｅ ３５１交流手Ｉｇ弧焊机上进行保护气体用高纯透气，焊丝直径为２石ｍｍ．试样焊接前、后在烘箱中进行热处理（４００ ｔ， ２ ｈ）．探伤实验采用ＭＧＣ４０ Ｘ射线探伤仪，探伤精度为板厚的 １／５０焊缝试样组织采用的侵蚀剂为 ５０％醋酸十３３％盐酸十１７％硝酸（体积分数）．沿垂直焊缝方向切取未去除焊高的焊接件拉伸试样，标距尺寸为 ５０ ｍｉｎＸ１０ ｍｍ，室温拉伸性能在 ＭＴＳ８１０力学试验机上测试２实验结果与讨论２．１焊丝对薄板ＧＴＡ焊接焊缝开裂的影响 在选择焊丝时，考虑到Ｆｅ—ＡＩ基金属间化合物易于发生氢致冷裂问题，选择了成分相近的 Ｆｅ基焊丝——Ｆｅ３ＡＩＣ３和中低碳ＣｒＭｏ钢，简称ＦＣＭ，奥氏体不锈钢（ＩＣｒ１８ＮｉｇＴｉ）及 Ｎｉ基高温合金（ＮｉＺ， Ｎｉ８２， Ｉｎｃｏｎｅｌ６２５， Ｃ－４）焊丝，其中Ｎｉ基焊丝中Ｎｉ８２，Ｉｎｃｏｎｅｌ６２５的基本成分为８０％Ｎｉ＋２０％Ｃｒ（质量分数，下同）， ＮｉＺ的主要成分为 Ｎｉ，Ｃ－４的基本成分为 ６８％Ｎｉ＋１６％Ｃｒ＋１６％Ｍｏ．表 ２示出了ＧＴＡ的焊接情况 从表２的焊接结果可以发现，焊丝对薄板焊接开裂的影响明显， Ｆｅ基的中低碳 ＣｒＭｏ钢焊丝，使 Ｆｅ。ＡＩ（Ｃｒ），Ｆｅ３ＡＩ（ＣｒＮｂＣ）和Ｆｅ－１６ＡＩ（ＣｒＭＯＮｂＹＣ）合金均焊接成功宏观观察未发现任问热裂和冷裂现象，无咬边、焊穿、未焊透等缺陷，成形性良好对于ＩＣｒ１８ＮｉｇＴｉ焊丝，三种实验材料均未焊成，有横裂本体焊丝焊后均出现纵向的裂纹三种焊 接材料中，Ｆｅ。ＡＩ（Ｃｒ）和Ｆｅ。ＡＩ（ＣｒＮｂＣ）合金表现出良好的焊接性，Ｆｅ。Ａ Ｉ（ＣｒＮｂＣ）合金的成形性较好Ｎｉ基焊丝的效果并不理想，只有在对工艺条件控制非常严格的情况下，Ｎｉ８２和 ＮｉＺ焊丝对成分相对简单的 Ｆｅ。ＡＩ（Ｃｒ）合金才是可以焊接的，但成型性较差。 不同填充料的几种合金焊接件的室温拉伸性能见表３拉伸强度在 １５０——２００ ＭＰａ之间对于中低碳 ＣｒＭｏ钢焊丝，断裂一般在母材发生对于Ｎｉ基焊丝的焊件，无论Ｎｉ８２还是Ｃ—４焊丝，当受 到拉应力时，组织和成分上的不连续使得熔合线这一小区域无法协凋变形．故断裂多发生在熔合线附近，断裂强度也较低，拉伸断口形貌显示为解理断口（即脆性断裂），且有许多二次裂纹存在图１为采用中低碳ＣｒＭｏ钢焊丝ＦＣＭ作填充料所得焊件的焊缝区组织（ＦＺ为熔合区， ＨＡＺ为热影响区）．焊缝组织呈现联生结晶的组织形貌，相当于母材晶粒的外延生长．中低碳ＣｒＭｏ钢作为一种低合金结构钢焊丝，其成分除Ｆｅ之外含少量的 Ｃｒ， Ｍｏ， Ｍｎ和 Ｃ，其中 Ｃｒ又是母材的组元之一，焊丝与母材易于充分熔合，利于成分的均匀化，基体和焊缝之间成分连续 变化．从ＦＣＭ焊丝的焊缝熔合区、热影响区及母材的＊＊＊ｘ结果（表４）也可以看出：焊接时 成分是连续过渡的，焊丝与基体材料得到了充分的熔合．Ｘ射线物相分析结果表明，焊缝与母材的 结构是相同的．焊缝与基体具有相近成分和相似晶格类型，由于焊接熔池小，冷却速度快，在熔池 壁连接母材处的晶粒最适宜作为焊缝金属结晶的现成表面，对结晶最有利，焊缝组织容易在母材的 基础上形成，即组织的外延生长，并且沿热传导方向择优生长成柱状晶．在焊缝中心有时会形成等 轴晶，甚至在特殊条件下，整个熔合区全部为等轴晶，这和熔池的温度梯度有关，当温度梯度小时，易于生成等轴晶．Ｎｉ基焊丝的焊缝区组织如图２所示，熔合区和母材之间有明显的熔合线，组织不连续变化，焊缝和 母材成分差异较大，焊缝熔合区呈枝晶长大．ＥＤＡＸ分析表明，有明显的宏观偏析存在问，焊缝中Ｎｉ元素的加入使其组成也较为复杂，经 Ｘ射线物相分析，焊缝熔合区主要由 Ｆｅ３ＡＩ和 Ｎｉ３ＡＩ两相组成，与基体结构显然不同．正是由于 Ｎｉ基焊缝熔合区的成分和相组成与基体差异较大，从而导致两者组织的不连续性而，有了明显的熔合线． Ｓａｎｔｅｌｌａ等人［６］在研究Ｆｅ含量源子分数）约为１０％的Ｎｉ３ＡＩ合金的焊接性时， 亦观察到焊缝中两相共存及明显的熔合线，且熔合线是焊接件的性能薄弱区域．２．２焊接工艺参数对薄板ＧＴＡ焊缝开裂的影响２．２．１焊接电流的影响焊接填充料的选择对Ｆｅ一ＡＩ基合金的焊接性影响极大，在确定了焊丝 的情况下，焊接工艺参数直接决定了材料的焊接性．实验结果表明，降低电流与线能量，采用中低 碳Ｃ３ＭＯ钢焊丝，Ｆｅ３ＡＩ基合金表现出良好的焊接性．本体焊丝ＦｅａＡＩ（Ｃｒ）对工艺参数的变化要敏感得多，大电流焊接时出现纵向热裂纹，而小电流完全避免了开裂，成功地焊成了ＦｅａＡＩ（ＣｒＮｂＣ）合金，降低焊接电流后，焊件的角变形减轻，焊接宽度减小，变形性改善 ，而气体保护不仅减轻了氧化现象，同时加强了熔池中液体的流动性，利于焊缝组织的均匀和成型 ．降低电流对Ｆｅ一１６ＡＩ（ＣｒＭｏＮｂＹＣ）合金的影响更为明显，由无法焊接到成功实现对焊．焊接金相组织表明，焊接电流降低，热影响区总的宽度降低，从母材到熔合区，晶粒增长的趋势也减 缓，晶粒尺寸也较小．熔合区晶粒的形状也因电流的不同而不同．大电流时，熔池内部温度梯度小 ，因此出现粗大的等轴晶；焊接电流减小，熔池内部温度梯度大，过热度小，出现柱状晶，尤其对 Ｆｅ。ＡＩ（Ｃｒ）合金，合金成分简单，原材料晶粒粗大，焊后热影响区晶粒受热循环作用长大 ．由于没有析出相的细化作用，晶粒的长大对电流十分敏感，所以小电流下性能明显提高，有些试 样断裂在熔合线，这说明晶粒长大的部位是薄弱环节．ＦｅａＡＩ（ＣｒＮｂＣ）合金在小电流下 同样比大电流下性能优异，同时，添加Ｎｂ和Ｃ对焊接起了有利作用．坯一１６ＡＩ（ＣｒＭｏＮ ｂｙｑ合金的焊接性对电流非常敏感，合金中由于合金元素较多，使晶粒减小，强度较高，但当焊接电流较大时，第二相会析出并长大，成为裂纹的发源处，故大电流下易开裂．２．２．２焊件预热、缓冷的作用焊前预热焊后缓冷对Ｆｅ－ＡＩ合金的焊接是非常必要的．Ｆｅ３ＡＩ基合金与低碳钢的线膨胀系数。ｌ与热导率人随温度的变化如图 ３所示 １７］．Ｆｅ３ＡＩ基合金较高的线膨胀系数。；和相对低的导热系数Ａ使焊接时产生较大的热应力 ，这是引起热裂的重要原因．同低碳钢相比，Ｆｅ３ＡＩ基合金的热导率很低，不利于焊缝的散热 ，同时，线膨胀系数又大，尤其在高温区更加明显，使得熔化区和热影响区在冷却阶段产生较大收 缩，易产生热裂纹．焊前预热可以使材料温度梯度变缓，降低冷却速度，减小收缩量，降低应力，使材料处于性能较好的温度区，在一定程度上抑制了热裂趋势．氢对Ｆｅ３ＡＩ的冷裂倾向影响较大．在真空中无一试样在加载前开裂，随着水蒸气含量增高，冷裂 越发严重，Ｆｅ３ＡＩ的环境脆性影响了室温塑性．同样，Ｆｅ。ＡＩ基合金在水汽环境中的氢脆 敏感是焊接中造成冷裂的主要原因［８，９］．冷裂纹一般是在焊后冷却过程中发生，即延迟裂纹 ，冷裂纹的起源多发生在具有缺口效应的焊接热影响或有物理化学不均匀的氢聚集的局部地区．延 迟裂纹不仅取决于氢的这种有害作用，而且还取决于焊接接头所处的应力状态，在焊接的条件下， 主要存在热应力、组织变化时５；起的组织应力和外界条件造成的外应力，相互叠加产生很大残余应力．Ｆｅ３ＡＩ韧一脆转化温度（ＲＤＴＴ）为３００ ｔ左右 Ｉ‘’］，而在 ２００ ｔ以上即可将Ｆｅ３ＡＩ吸附的氢赶走，所以预热温度为４００ ｔ较好．实验证明，预热温度由 ２００ ａＣ升高到４００ ｔ后，材料的焊接性有所改善，原来冷裂的现象得到了抑制．但过高的温度也会使晶粒粗大，反而加剧了开裂倾向． 焊后缓冷可以起到使金属在焊接中产生的应力得到释放，即应力松弛；消除扩散氢及改善组织（比如 改善热影响区的塑性）等的作用．由于冷裂纹存在潜伏期，一般在焊后几分钟或几小时才会发生，在裂纹产生以前及时进行热处理问缓冷），对防止冷裂是很有必要的．用Ｆｅ３ＡＩ（Ｃ３）作为焊丝，其成分和母材十分接近，Ｆｅ。ＡＩ基合金膨胀系数的大小对合金成分变化不敏感，热导率随合金元素增多呈下降趋势，但相差不大．因此填充料和母材同样具有大