熱處理對(duì)A286鐵基高溫合金激光焊接接頭組織和性能的影響

張兵憲，雷龍宇，杜明科，張?jiān)讫垼瑥?敏

(1.中航西安飛機(jī)工業(yè)集團(tuán)股份有限公司，西安 710089；2.西安理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，西安 710048)

0 引 言

A286(國(guó)內(nèi)牌號(hào)GH2132)合金屬于鐵基時(shí)效強(qiáng)化型高溫合金，是在Fe-25Ni-15Cr合金的基礎(chǔ)上加入鉬、鈦、鋁、釩及微量硼元素而得到的，其主要強(qiáng)化相是彌散分布的γ′-Ni3(Ti, Al)[1-3]。該合金在650 ℃以下具有較高的強(qiáng)度和優(yōu)異的抗蠕變性能，并且具有優(yōu)良的焊接性能、成形性能，在航空航天領(lǐng)域應(yīng)用廣泛，主要用于制造在高溫下長(zhǎng)時(shí)間工作的航空發(fā)動(dòng)機(jī)承力部件及緊固件等[3-7]。

目前，可采用電阻焊、激光焊和電子束焊等方法對(duì)高溫合金進(jìn)行焊接。其中，激光焊接具有能量集中、熱輸入小、焊接速度快、焊件變形小等優(yōu)點(diǎn)，在實(shí)際生產(chǎn)中應(yīng)用廣泛，尤其適用于薄板的焊接[8-13]。有關(guān)高溫合金激光焊接及熱處理工藝已有較多研究報(bào)道。謝道彪[14]研究發(fā)現(xiàn)，焊后熱處理可提高GH4169合金激光對(duì)接焊接頭的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和硬度，但會(huì)降低斷后伸長(zhǎng)率。郭占英等[15]研究了熱處理對(duì)GH4169合金激光焊接接頭組織和性能的影響，發(fā)現(xiàn)熱處理能夠優(yōu)化焊縫組織、消除殘余應(yīng)力、析出強(qiáng)化相，從而提高接頭的強(qiáng)度和硬度。姚志浩等[16]研究發(fā)現(xiàn)，在固溶溫度930～1 020 ℃范圍內(nèi)，隨著固溶溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，A286合金中γ′相回溶入基體，晶粒逐漸長(zhǎng)大，硬度降低。歐梅桂等[17]研究發(fā)現(xiàn)，對(duì)982 ℃固溶后的GH2132合金進(jìn)行700 ℃時(shí)效處理后，合金強(qiáng)度大幅提高，韌性有所下降，將時(shí)效溫度提高至718 ℃后，γ′相析出量增加，強(qiáng)度進(jìn)一步提高，韌性與經(jīng)700 ℃時(shí)效處理后相比略有提升。目前針對(duì)A286高溫合金焊接件的熱處理研究較少。

因此，作者采用固溶和固溶+時(shí)效2種熱處理工藝對(duì)A286激光焊接接頭進(jìn)行焊后熱處理，研究不同熱處理工藝對(duì)其顯微組織和力學(xué)性能的影響，擬為提高A286合金激光焊接接頭的性能提供參考。

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

試驗(yàn)材料為某廠家提供的厚度為0.8 mm的軋制態(tài)A286鐵基高溫合金薄板，化學(xué)成分如表1所示。采用不加絲激光焊接方法進(jìn)行焊接，根據(jù)前期試焊結(jié)果確定如下參數(shù)：焊接速度500 mm·min-1，激光功率720 W，離焦量+2 mm。焊后在SANTE STM-36-14型箱式電阻爐中對(duì)焊接接頭進(jìn)行整體熱處理，具體工藝如表2所示。

表1 A286合金的化學(xué)成分

表2 焊接接頭的熱處理工藝

利用線切割機(jī)在焊接接頭上沿焊縫橫向位置切取尺寸為25 mm×20 mm×0.8 mm的金相試樣，經(jīng)鑲嵌、打磨(使用80#，240#，400#，600#，800#，1000#，1200#，1500#金剛石砂紙逐級(jí)打磨)、拋光后，采用王水進(jìn)行腐蝕，腐蝕時(shí)間為30～60 s，直至焊縫輪廓清晰可見。采用Olympus-GX71型倒置光學(xué)顯微鏡觀察截面宏觀形貌和顯微組織。以焊縫為中心垂直于焊接方向截取如圖1所示的拉伸試樣，使用Zwick Z100型電子拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，屈服前的拉伸速度為0.005 mm·min-1，屈服后的拉伸速度為24 mm·min-1。使用S-4800型掃描電子顯微鏡(SEM)觀察拉伸斷口形貌。采用MHV-1000Z型顯微維氏硬度計(jì)對(duì)焊縫至母材區(qū)域的硬度進(jìn)行測(cè)試，載荷為0.98 N，保載時(shí)間為15 s，測(cè)試間隔為0.2 mm。

圖1 拉伸試樣的形狀及尺寸Fig.1 Shape and size of tensile specimen

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 對(duì)宏觀形貌的影響

由圖2可見,未熱處理焊態(tài)接頭成形良好，焊縫連續(xù)、平直、寬度均勻，未出現(xiàn)焊穿、下塌、咬邊和表面裂紋等缺陷，焊縫組織致密，未觀察到裂紋、氣孔等缺陷。經(jīng)過固溶處理后，焊接接頭的表面及橫截面宏觀形貌變化不明顯；經(jīng)過固溶+時(shí)效處理后，焊接接頭焊縫高度與固溶態(tài)相比有所減小，焊縫寬深比增大。

2.2 對(duì)顯微組織的影響

由圖3可見,焊態(tài)A286合金激光焊接接頭焊縫的顯微組織主要由δ鐵素體、γ′相、奧氏體組成。受A286合金中鉻、鎳含量的影響，在凝固過程中偏聚于亞晶界的鐵素體生成元素(鉻、鉬等)促使熔體發(fā)生包晶反應(yīng)，從而生成高溫δ鐵素體，同時(shí)增加了鐵素體的穩(wěn)定性，使得部分鐵素體保留至室溫。母材組織仍由較為細(xì)小的奧氏體組成。經(jīng)固溶處理后，焊縫的顯微組織主要由大量的網(wǎng)狀δ鐵素體+奧氏體基體和少量的γ′相組成，這是由于固溶處理時(shí)間較短，鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變不充分[18]。與焊態(tài)相比，固溶處理后焊縫組織中δ鐵素體的含量略微減少，這是由于在固溶處理過程中δ鐵素體向基體發(fā)生了部分回溶。固溶處理后焊接熱影響區(qū)和母材組織主要為奧氏體，且晶粒細(xì)小。在熔合區(qū)發(fā)現(xiàn)明顯的柱狀晶粒，均垂直于熔合線向焊縫中心生長(zhǎng)，這主要與焊接過程中的溫度梯度有關(guān)。與焊態(tài)相比，固溶處理后焊縫組織中γ′相的數(shù)量略微減少，這是因?yàn)楣倘芴幚頃r(shí)間較短導(dǎo)致γ′相未完全固溶，而部分溶入基體后造成。

圖2 未熱處理和不同工藝熱處理后A286合金激光焊接接頭的宏觀表面和截面形貌Fig.2 Macro morphology of surface (a,c,e) and cross section (b,d,f) of A286 alloy laser welded joint without heat treatment (a-b) and after heat treatment by different processes (c-f): (c-d) solid soution; (e-f) solid solution+aging

圖3 未熱處理和不同工藝熱處理后A286合金激光焊接接頭不同區(qū)域的顯微組織Fig.3 Microstructure of A286 alloy laser welded joint at different area without heat treatment and after heat treatment by different processes: (a)without heat treatment, weld; (b) without heat treatment, base metal;(c) solid solution, weld;(d) solid solution+aging, weld: (e) solid solution, heat affected zone; (f) solid solution+aging, heat affected zone; (g) solid solution, base metal and (h) solid solution+ aging, base metal

圖4 未處理和不同工藝熱處理后A286合金激光焊接接頭拉伸斷口宏觀和微觀形貌Fig.4 Tensile fracture macroscopic (a,c,e) and microscopic (b,d,f) morphology of A286 alloy laser welded joint without heat treatment (a-b) and after heat-treatment by different process (c-f): (c-d) solid solution and (e-f) solid solution+aging

經(jīng)過時(shí)效處理后，焊縫組織中析出了大量彌散分布的γ′相。γ′相對(duì)接頭具有第二相強(qiáng)化作用，但γ′相為脆性相，會(huì)降低接頭的韌性。經(jīng)過時(shí)效處理后，焊縫中δ鐵素體數(shù)量減少，奧氏體晶粒發(fā)生了一定程度的粗化；熱影響區(qū)和母材中孿晶數(shù)量有所增多，但晶粒發(fā)生粗化。

2.3 對(duì)力學(xué)性能的影響

2.3.1 拉伸性能

由表3可見：固溶處理對(duì)A286激光焊接接頭的強(qiáng)度影響不大，但塑性提升較為明顯，固溶+時(shí)效處理后的試樣強(qiáng)度明顯提高，與固溶處理后相比，抗拉強(qiáng)度提高了59.4%，屈服強(qiáng)度提高了45.7%，而接頭韌性較低，斷后伸長(zhǎng)率下降了24.7%。結(jié)合顯微組織分析可知，固溶+時(shí)效處理后合金中析出大量γ′相，當(dāng)合金發(fā)生變形時(shí)，奧氏體晶間形成的γ′相可對(duì)位錯(cuò)起到一定的釘扎作用，阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，從而提高了接頭的強(qiáng)度。另一方面，γ′相為脆性相，其析出數(shù)量的增加會(huì)降低接頭韌性。

表3 未熱處理和不同工藝熱處理后A286合金激光焊接接頭的拉伸性能

由圖4可見，未熱處理和固溶、固溶+時(shí)效處理后合金的拉伸斷口都表現(xiàn)出密集型韌窩形貌，具有典型的韌性斷裂特征。固溶+時(shí)效態(tài)試樣的斷口韌窩分布不均勻，且韌窩較淺，說明在斷裂過程中微孔長(zhǎng)大不充分，塑性變形程度較小，反映出其塑性較低，與拉伸試驗(yàn)結(jié)果相符。

2.3.2 顯微硬度

圖5 未熱處理和不同工藝熱處理后A286合金激光焊接接頭硬度分布曲線Fig.5 Hardness distribution curves of A286 alloy laser welded joints without heat treatment and after heat-treatment by different processes

由圖5可見：焊態(tài)接頭中焊縫和熱影響區(qū)的硬度略高于母材，表明焊后這兩個(gè)區(qū)域發(fā)生了硬化；固溶、固溶+時(shí)效處理后接頭熱影響區(qū)和母材的硬度基本相當(dāng)，固溶處理后焊縫硬度略低于母材和熱影響區(qū)，固溶+時(shí)效處理后焊縫硬度略高于這兩個(gè)區(qū)域。固溶態(tài)焊縫中存在較多δ鐵素體，鐵素體是軟韌相，使得焊縫區(qū)域的硬度比其他區(qū)域低；固溶+時(shí)效處理后焊縫中鐵素體減少，同時(shí)析出γ′相和碳化物，因此焊縫的硬度相比熱影響區(qū)和母材略有升高。固溶處理接頭整體硬度略低于未熱處理接頭，這是由于固溶處理過程中γ′相向基體部分回溶導(dǎo)致的；固溶+時(shí)效處理后接頭整體硬度大幅提高，平均硬度相比于固溶處理提高了83.6%，這是由于在時(shí)效處理過程中析出了大量γ′相，且在基體中分布均勻，具有沉淀強(qiáng)化作用，從而提高了焊接接頭的整體硬度。

3 結(jié) 論

(1) A286合金激光焊接接頭焊縫組織主要由網(wǎng)狀δ鐵素體、γ′相和奧氏體組成，母材組織由細(xì)小的奧氏體組成；經(jīng)固溶處理后，焊縫組織由大量的網(wǎng)狀δ鐵素體、少量γ′相和奧氏體組成，熱影響區(qū)和母材組織主要由晶粒細(xì)小的奧氏體組成；再經(jīng)時(shí)效處理后，焊縫組織析出大量彌散分布的γ′相，網(wǎng)狀δ鐵素體減少，奧氏體晶粒粗化，熱影響區(qū)和母材區(qū)孿晶數(shù)量增多，且晶粒發(fā)生粗化。

(2) 與未熱處理相比，經(jīng)固溶處理后接頭屈服強(qiáng)度由366 MPa降低至360 MPa，抗拉強(qiáng)度由614 MPa提高至639 MPa，斷后伸長(zhǎng)率由17.3%增高至22.7%，平均硬度由190 HV降低至180 HV,這是由于固溶時(shí)間短，焊縫組織中δ鐵素體和第二相析出物γ′相發(fā)生部分回溶所致；再經(jīng)時(shí)效處理后，接頭的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度分別大幅提升至662 MPa和1 019 MPa，但斷后伸長(zhǎng)率降低至17.1%，這是由于時(shí)效處理后焊縫組織中析出了大量彌散分布的γ′相，具有第二相沉淀強(qiáng)化作用，但γ′相為脆性相，會(huì)降低接頭韌性。