熱輸入對(duì)Inconel 617鎳基高溫合金激光焊接接頭顯微組織與力學(xué)性能的影響

程 昊，周煉剛，劉 健，王宇寧，仝凌云，都 東

(1 航天材料及工藝研究所，北京 100076；2 清華大學(xué) 機(jī)械工程系，北京 100084；3 中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

Inconel 617是一種典型的固溶強(qiáng)化型鎳基高溫合金，具有面心立方晶體結(jié)構(gòu)，含有大量固溶元素(Mo,Cr和Co)[1]。因其具有良好的耐高溫腐蝕性能，優(yōu)異的力學(xué)性能、熱穩(wěn)定性、抗蠕變性能[2]，已被廣泛應(yīng)用于燃?xì)廨啓C(jī)以及航天工業(yè)中的高溫結(jié)構(gòu)件的生產(chǎn)制造中[3-4]。

在大型復(fù)雜高溫合金結(jié)構(gòu)件生產(chǎn)制造過(guò)程中，焊接是一種將零件可靠連接的重要工藝。近年來(lái)快速發(fā)展的激光焊接技術(shù)是一種通過(guò)激光束加熱金屬使其熔化并連接的工藝。與傳統(tǒng)的電弧焊接方法相比，激光焊接具有熱輸入小、柔性高、效率高等優(yōu)點(diǎn)[5-6]。因此，激光焊接已廣泛應(yīng)用于汽車、造船、航空航天等工業(yè)領(lǐng)域[7-8]。王曉光等[9]的研究表明，通過(guò)激光焊接GH3044鎳基高溫合金獲得的焊縫表面成形良好，由于焊縫凝固速度快，焊縫區(qū)域顯微組織細(xì)小，合金元素分布均勻，顯微硬度高于母材。Yu等[10]的研究表明，通過(guò)激光焊接GH3535鎳基高溫合金，焊接熱輸入對(duì)母材晶粒尺寸幾乎沒(méi)有影響，焊接接頭室溫及高溫抗拉強(qiáng)度可達(dá)母材的97%以上。可見(jiàn)激光焊接技術(shù)在鎳基高溫合金結(jié)構(gòu)焊接領(lǐng)域具有較好的應(yīng)用前景。

激光焊接的主要工藝參數(shù)包括激光功率、焊接速度等，不同的工藝參數(shù)導(dǎo)致激光熱源在焊接過(guò)程對(duì)母材的實(shí)際熱輸入不同。以往研究表明[11]，焊接熱輸入對(duì)析出相強(qiáng)化的Inconel 718鎳基高溫合金焊縫顯微組織與力學(xué)性能影響明顯。高熱輸入工藝參數(shù)下獲得的焊縫寬度較大，焊縫區(qū)域晶粒尺寸較為粗大，凝固枝晶組織粗大，而且焊縫內(nèi)部Laves相尺寸與含量均明顯增加，導(dǎo)致焊縫區(qū)域硬度降低[12-13]。然而，析出相強(qiáng)化高溫合金和固溶強(qiáng)化高溫合金化學(xué)成分與強(qiáng)化機(jī)制差異較大，有關(guān)焊接工藝參數(shù)對(duì)固溶強(qiáng)化鎳基高溫合金激光焊縫組織與力學(xué)性能影響的研究還較少，所以有必要開(kāi)展焊接工藝參數(shù)對(duì)Inconel 617鎳基高溫合金激光焊縫顯微組織與室溫和高溫力學(xué)性能的影響研究，掌握相關(guān)機(jī)理規(guī)律，為高溫合金結(jié)構(gòu)激光焊接工藝規(guī)范優(yōu)化提供依據(jù)。

本工作采用兩種不同熱輸入的工藝參數(shù)對(duì)3 mm壁厚的Inconel 617鎳基高溫合金板材進(jìn)行激光焊接，焊后對(duì)比研究了焊縫晶粒形態(tài)、枝晶形貌、二次枝晶間距、枝晶間碳化物形貌、枝晶間合金元素偏析、熱影響區(qū)碳化物熔化等現(xiàn)象的差異，測(cè)試了焊接接頭室溫(25 ℃)及高溫(900 ℃)拉伸性能，分析了焊接接頭拉伸斷裂失效機(jī)理的差異。

1 實(shí)驗(yàn)材料與方法

將Inconel 617鎳基高溫合金(固溶態(tài))板切割成尺寸為200 mm×100 mm×3 mm的焊接試板，化學(xué)成分見(jiàn)表1。圖1為Inconel 617鎳基高溫合金母材的光學(xué)顯微鏡(optical microscope,OM)和掃描電子顯微鏡(scanning electron microscope,SEM)照片。Inconel 617母材的晶粒結(jié)構(gòu)為γ奧氏體等軸晶粒，晶粒尺寸較為均勻，直徑在30～60 μm之間。大量的微米級(jí)、亞微米級(jí)球狀金屬碳化物顆粒在晶界和晶內(nèi)均勻分布。這類碳化物主要為M23C6(M=Cr,Mo)[14]。表2為母材的常溫及高溫力學(xué)性能。

表1 Inconel 617鎳基高溫合金的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of Inconel 617 nickel-based superalloy (mass fraction/%)

圖1 Inconel 617鎳基高溫合金母材的OM(a)和SEM(b)照片F(xiàn)ig.1 Photographs of OM (a) and SEM (b) of Inconel 617 nickel-based superalloy base metal

采用IPG YLS-6000光纖激光器作為實(shí)驗(yàn)激光光源，其最大輸出功率6 kW。輸出激光波長(zhǎng)為1070 nm，激光束經(jīng)準(zhǔn)直與聚焦后，作用在板材表面的激光光斑直徑為0.4 mm。為了保護(hù)高溫狀態(tài)的金屬不被氧化，采用99.99%(體積分?jǐn)?shù))純度氬氣作為保護(hù)氣體，對(duì)焊接過(guò)程中熔池正面、背面、焊后高溫區(qū)域進(jìn)行保護(hù)。采用兩組熱輸入不同的焊接工藝參數(shù)(見(jiàn)表3)對(duì)試板進(jìn)行激光焊接。

表2 母材力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of base metal

表3 焊接工藝參數(shù)Table 3 Welding process parameters

焊接后，通過(guò)觀察測(cè)試焊接接頭的顯微組織和室溫、高溫拉伸性能，分析不同焊接工藝參數(shù)對(duì)激光焊接接頭組織及力學(xué)性能的影響。采用X射線衍射(X-ray diffraction, XRD)對(duì)焊縫相組成進(jìn)行分析。通過(guò)線切割加工焊接接頭橫截面金相試樣，對(duì)金相試樣進(jìn)行研磨、拋光并使用草酸溶液進(jìn)行電解腐蝕，采用BX51M光學(xué)顯微鏡對(duì)激光焊縫的幾何形狀與凝固樹(shù)枝晶形貌進(jìn)行了觀察；采用電子背散射衍射(electron backscattered diffraction,EBSD)技術(shù)對(duì)焊縫晶粒形態(tài)及晶粒取向進(jìn)行了觀察；利用JEOL JSM-5800場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡對(duì)樹(shù)枝晶間金屬碳化物形貌進(jìn)行觀察。拉伸試樣參考GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》標(biāo)準(zhǔn)加工(保留焊縫余高)，每個(gè)實(shí)驗(yàn)狀態(tài)加工3個(gè)試樣，采用電子萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)測(cè)試了焊縫試樣的室溫(25 ℃)與高溫(900 ℃)拉伸性能，采用JEOL JSM-6390A鎢燈絲掃描電子顯微鏡對(duì)斷口形貌進(jìn)行了觀察。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

圖2為Inconel 617鎳基高溫合金激光焊縫宏觀金相照片。由圖2可見(jiàn)，Inconel 617鎳基高溫合金激光焊縫截面沒(méi)有觀察到由焊接產(chǎn)生的氣孔、裂紋、咬邊等缺陷。由于焊接過(guò)程中材料受熱后相變行為的不同，焊接接頭不同區(qū)域組織差異較為明顯，可以分為3個(gè)區(qū)域：焊縫熔化區(qū)，熱影響區(qū)，母材區(qū)。高焊接熱輸入下，焊縫正面熔寬約3.88 mm，由于熔池中Marangoni對(duì)流流動(dòng)導(dǎo)致焊縫截面呈現(xiàn)X形特征[9]。低焊接熱輸入下，焊縫正面熔寬約2.28 mm，焊縫截面呈T形特征。

圖2 激光焊縫的橫截面金相照片(a)高熱輸入(200 J/mm);(b)低熱輸入(90 J/mm)Fig.2 Metallographic photographs of the cross-section of laser welds(a)high heat input (200 J/mm);(b)low heat input (90 J/mm)

2.1 焊縫熔化區(qū)顯微組織

圖3為焊縫中部區(qū)域的X射線衍射圖譜。由圖3可見(jiàn)，不同熱輸入下獲得的Inconel 617鎳基高溫合金激光焊縫主體均由具有面心立方結(jié)構(gòu)的γ奧氏體相組成，但是由于焊縫中部晶粒取向的差異，衍射峰相對(duì)強(qiáng)度有所不同。

圖3 焊縫熔化區(qū)域的X射線衍射圖譜Fig.3 X-ray diffraction patterns of weld fusion zone

圖4為高熱輸入下獲得的激光焊縫熔化區(qū)枝晶形貌OM照片，Inconel 617鎳基高溫合金焊縫處金屬凝固是一個(gè)以母材(半)固態(tài)金屬為基底外延生長(zhǎng)的快速、定向凝固過(guò)程。Inconel 617屬于合金元素含量較高的固溶強(qiáng)化鎳基高溫合金。焊接熔池凝固過(guò)程中，溫度梯度G與凝固速度R之比決定的成分過(guò)冷區(qū)尺寸對(duì)凝固組織枝晶形態(tài)影響較大[15]。在凝固過(guò)程初期，由于液態(tài)金屬溫度較高，過(guò)冷度較低，凝固速度也較低，而熔池底部距離固態(tài)金屬近，溫度梯度高，所以G/R較高，凝固組織呈胞狀晶形態(tài)。隨著凝固的進(jìn)行，溫度梯度逐漸減小，凝固速度逐漸增高，成分過(guò)冷區(qū)增大，凝固組織呈定向凝固樹(shù)枝晶形態(tài)。而在熔池頂部，熔池表面向母材傳熱減緩，主要向保護(hù)氣體中散熱，形成了二次枝晶臂較發(fā)達(dá)的枝晶組織；且樹(shù)枝晶取向較為雜亂，測(cè)量得到焊縫中上部平均二次枝晶間距約為6.71 μm。

圖4 高熱輸入(200 J/mm)獲得焊縫熔化區(qū)枝晶形貌OM照片(a)焊縫邊緣;(b),(c)焊縫中部Fig.4 OM photographs of dentrite morphologies in fusion zone of the laser weld obtained by high heat input parameters (200 J/mm)(a)the edge of weld;(b),(c)the middle of weld

然而，在低熱輸入條件下(見(jiàn)圖5)，熔池更窄導(dǎo)致溫度梯度更大，焊接速度更高導(dǎo)致凝固速度更高，焊縫中部仍保持方向性較強(qiáng)的定向凝固樹(shù)枝晶結(jié)構(gòu)，焊縫中上部平均二次枝晶間距約為2.26 μm。

圖5 低熱輸入(90 J/mm)獲得焊縫熔化區(qū)枝晶形貌OM照片(a)焊縫邊緣;(b),(c)焊縫中部Fig.5 OM photographs of dentrite morphologies in fusion zone of the laser weld obtained by low heat input parameters (90 J/mm)(a)the edge of weld;(b),(c)the middle of weld

Ren等[16]的研究表明，高溫合金焊縫中的二次枝晶間距主要受凝固過(guò)程冷卻速率影響，冷卻速率越高，二次枝晶間距越小。高熱輸入下，單位長(zhǎng)度吸收到熱源的熱量更大，且焊接速度較低，導(dǎo)致熔池內(nèi)冷卻速率較低，所以二次枝晶間距較大。

圖6為通過(guò)EBSD觀察到的焊縫晶粒形態(tài)，不同取向的晶粒在圖中被標(biāo)記為不同的顏色。由圖6(a)可見(jiàn)，高熱輸入下獲得的焊縫邊緣的晶粒呈沿?zé)崃鞣较蚨ㄏ蚰躺L(zhǎng)的柱狀晶形態(tài)。然而，焊縫中部的晶粒取向則較為雜亂，呈現(xiàn)一定等軸晶粒的特征，且晶粒尺寸較為粗大。這是由于高熱輸入條件下，由于熔池溫度梯度小，到凝固后期(焊縫中部)定向凝固樹(shù)枝晶生長(zhǎng)受到抑制，導(dǎo)致晶粒取向較為雜亂。同時(shí)，高熱輸入條件下，凝固速度低，熔池寬度大，熔池存在時(shí)間長(zhǎng)，具有優(yōu)勢(shì)取向的晶粒充分長(zhǎng)大，導(dǎo)致焊縫中部晶粒較為粗大。而低熱輸入下獲得的焊縫(見(jiàn)圖6(b))內(nèi)晶粒形態(tài)均為與熱流方向一致的柱狀晶，焊縫中部晶粒尺寸也較為細(xì)小。

圖6 激光焊縫晶粒形態(tài)與晶粒取向EBSD照片(a)高熱輸入(200 J/mm);(b)低熱輸入(90 J/mm)Fig.6 EBSD photographs of grain morphologies and orientation of laser welds(a)high heat input (200 J/mm);(b)low heat input (90 J/mm)

焊縫中合金元素的顯微偏析會(huì)導(dǎo)致枝晶臂合金元素含量的減少以及枝晶間γ/M23C6共晶析出相的增加。冷卻速率與凝固速率對(duì)激光焊縫中合金元素的顯微偏析也有明顯影響。利用掃描電鏡觀察了兩種參數(shù)下獲得的焊縫中部枝晶間析出相的形貌(見(jiàn)圖7)，并通過(guò)掃描電鏡附帶的EDS測(cè)量了析出相的化學(xué)成分(見(jiàn)表4)。由圖7可見(jiàn)，高熱輸入下獲得的焊縫，枝晶間析出相顆粒尺寸較大，且析出相內(nèi)Mo,Cr等合金元素含量更高。這是由于高熱輸入下冷卻速率與凝固速度低，合金元素偏析更加嚴(yán)重，凝固到最后時(shí)，液相內(nèi)合金元素含量較高，且枝晶臂粗大導(dǎo)致液相分布較為集中，從而導(dǎo)致析出相尺寸粗大且合金元素含量高。而低熱輸入下冷卻速率高，合金元素偏析輕微，二次枝晶間距小，凝固到最后時(shí)液相較為分散，且合金元素含量低，從而導(dǎo)致析出相顆粒尺寸小且合金元素含量低。

圖7 焊縫熔化區(qū)枝晶間碳化物形貌SEM照片(1)與EDS能譜圖(2)(a)高熱輸入(200 J/mm);(b)低熱輸入(90 J/mm)Fig.7 SEM photographs of morphology (1) and EDS spectra (2) of interdendritic carbide particles in weld fusion zone(a)high heat input (200 J/mm);(b)low heat input (90 J/mm)

表4 焊縫熔化區(qū)枝晶間碳化物化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 4 Chemical compositions of interdendritic carbides in fusion zone of laser welds (mass fraction/%)

2.2 熱影響區(qū)顯微組織

由于激光焊接熱輸入小且Inconel 617鎳基高溫合金母材奧氏體晶粒較為穩(wěn)定，兩組焊接工藝參數(shù)下熱影響區(qū)均沒(méi)有發(fā)生晶粒受熱長(zhǎng)大的情況(圖6)。Liu等[17]通過(guò)Gleeble熱模擬試驗(yàn)機(jī)對(duì)Inconel 617鎳基高溫合金熔焊過(guò)程中熱影響區(qū)內(nèi)碳化物的轉(zhuǎn)變進(jìn)行了研究，結(jié)果表明，在峰值溫度達(dá)到1200～1368 ℃(熔點(diǎn))之間，Inconel 617母材的碳化物顆粒發(fā)生了明顯的形貌轉(zhuǎn)變。本實(shí)驗(yàn)通過(guò)掃描電鏡觀察了兩組參數(shù)獲得的焊接接頭熱影響區(qū)內(nèi)碳化物的形貌，如圖8所示。由圖8可見(jiàn)，高熱輸入下獲得的焊接接頭熱影響區(qū)寬度約0.29 mm。熱影響區(qū)內(nèi)碳化物形貌發(fā)生了明顯的變化，呈類似共晶結(jié)構(gòu)。這是由于焊接加熱過(guò)程中，晶界及晶內(nèi)的球狀碳化物與周邊γ奧氏體基體受熱達(dá)到了共晶點(diǎn)溫度以上發(fā)生了組分液化[18]，冷卻過(guò)程中，液相凝固形成γ+碳化物共晶組織。低熱輸入下獲得的焊接接頭熱影響區(qū)寬度約0.15 mm，寬度小于高熱輸入下獲得的焊縫。在兩組工藝參數(shù)獲得的焊接接頭熱影響區(qū)內(nèi)均未觀察到晶界液化導(dǎo)致的液化裂紋形成。

圖8 熱影響區(qū)顯微組織SEM照片(a)高熱輸入(200 J/mm);(b)低熱輸入(90 J/mm)Fig.8 SEM photographs of microstructure in heat affected zone(a)high heat input (200 J/mm);(b)low heat input (90 J/mm)

2.3 焊接接頭室溫及高溫拉伸性能

將兩組焊接工藝參數(shù)下獲得的激光焊縫加工為力學(xué)試樣，進(jìn)行室溫(25 ℃)和高溫(900 ℃)拉伸測(cè)試，測(cè)試結(jié)果如圖9和圖10所示。在室溫實(shí)驗(yàn)條件下，低熱輸入時(shí)獲得的焊接接頭平均抗拉強(qiáng)度為837 MPa，平均伸長(zhǎng)率為56%，均與母材相當(dāng)。而高熱輸入時(shí)獲得的焊接接頭平均抗拉強(qiáng)度為814 MPa，平均伸長(zhǎng)率為39%，均低于母材。在高溫實(shí)驗(yàn)條件下，兩組工藝參數(shù)獲得的焊接接頭抗拉強(qiáng)度相當(dāng)，均在168 MPa左右，與母材相近，平均伸長(zhǎng)率均在70%左右，說(shuō)明高溫力學(xué)實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，試樣發(fā)生了較大的變形。

圖9 不同實(shí)驗(yàn)溫度下焊接接頭拉伸測(cè)試結(jié)果(a)25 ℃;(b)900 ℃Fig.9 Tensile test results of welded joints at different experimental temperatures(a)25 ℃;(b)900 ℃

圖10 焊接接頭拉伸測(cè)試應(yīng)力-位移曲線Fig.10 Stress-displacement curves of laser welded joint by tensile test

圖11為拉伸試樣的斷裂位置，在室溫實(shí)驗(yàn)條件下，低熱輸入時(shí)獲得的焊接接頭從母材破壞，說(shuō)明激光焊縫區(qū)域強(qiáng)度高于母材。然而，高熱輸入時(shí)獲得的焊接接頭由焊縫破壞，這是由于高熱輸入時(shí)獲得的焊縫內(nèi)的合金元素偏析、晶粒粗大、碳化物析出相顆粒粗大等因素造成焊縫區(qū)域強(qiáng)度的降低。在高溫實(shí)驗(yàn)條件下，所有試樣均從母材破壞，由斷口截面的金相照片可見(jiàn)，斷口周圍的晶界發(fā)生了開(kāi)裂張口，由此可得，高溫條件下母材晶界的弱化是導(dǎo)致斷裂發(fā)生的主要原因。另外，由圖9(b)可見(jiàn)，高溫條件下樣件的伸長(zhǎng)率波動(dòng)較大，并且總體低于母材的伸長(zhǎng)率。這是由于激光焊接接頭中，由于焊縫余高的存在，焊縫的形狀并不均勻，而且焊縫內(nèi)部組織包括晶粒形態(tài)與碳化物形貌也并不均勻。上述因素導(dǎo)致高溫拉伸實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，焊縫發(fā)生的變形不均勻，進(jìn)而導(dǎo)致不同樣件變形量存在波動(dòng)。高溫下焊縫區(qū)域晶界相對(duì)母材弱化程度小，焊縫強(qiáng)度大于母材，拉伸過(guò)程中焊縫貢獻(xiàn)的變形量較小，導(dǎo)致焊接接頭伸長(zhǎng)率低于不帶焊縫母材的伸長(zhǎng)率。高熱輸入?yún)?shù)下獲得的焊縫寬度更大，所以伸長(zhǎng)率更低，波動(dòng)程度更大。

圖11 拉伸試樣斷裂位置(1)與斷口截面OM照片(2)(a)200 J/mm,25 ℃;(b)90 J/mm,25 ℃;(c)200 J/mm,900 ℃;(d)90 J/mm,900 ℃Fig.11 Fracture locations of tensile test specimens (1) and metallographic photos of fracture surface cross-section (2)(a)200 J/mm,25 ℃;(b)90 J/mm,25 ℃;(c)200 J/mm,900 ℃;(d)90 J/mm,900 ℃

圖12為拉伸試樣斷口表面掃描電鏡(SEM)照片，在室溫實(shí)驗(yàn)條件下，高熱輸入時(shí)獲得的焊接接頭斷口表面為塑性斷裂而形成的韌窩形貌(見(jiàn)圖12(a-1)，(a-2))。圖12(b-1),(b-2)為低熱輸入下獲得的焊接接頭斷口表面形貌，斷口表面呈大而深的韌窩形貌，并且可以觀察到一些與斷面近似垂直的二次裂紋。圖12(c-1),(c-2),(d-1),(d-2)為高溫實(shí)驗(yàn)條件下焊接接頭斷口形貌，可見(jiàn)斷口表面呈大而深的韌窩形貌。

圖12 拉伸試樣斷口宏觀(1)與微觀(2)SEM照片(a)200 J/mm,25 ℃;(b)90 J/mm,25 ℃;(c)200 J/mm,900 ℃;(d)90 J/mm,900 ℃Fig.12 Macro (1) and micro (2) SEM photographs of the fracture surface of tensile specimens(a)200 J/mm,25 ℃;(b)90 J/mm,25 ℃;(c)200 J/mm,900 ℃;(d)90 J/mm,900 ℃

3 結(jié)論

(1)高熱輸入(200 J/mm)工藝參數(shù)獲得的焊縫正面寬度3.88 mm，焊縫熔化區(qū)中部晶粒尺寸粗大，取向雜亂，焊縫中部樹(shù)枝晶二次枝晶間距較大(6.71 μm)，枝晶間碳化物顆粒尺寸較為粗大，枝晶間Mo,Cr等合金元素的凝固偏析較為嚴(yán)重。低熱輸入(90 J/mm)工藝參數(shù)獲得的焊縫正面寬度2.28 mm，焊縫內(nèi)晶粒呈沿熔合線母材外延生長(zhǎng)且沿?zé)崃鞣较蚨ㄏ蚰绦纬傻闹鶢罹螒B(tài)。焊縫中部樹(shù)枝晶二次枝晶間距較小(2.26 μm)，枝晶間碳化物顆粒尺寸細(xì)小，枝晶間合金元素偏析較輕。

(2)高熱輸入下獲得的焊接接頭熱影響區(qū)寬度約0.29 mm，低熱輸入下獲得的焊接接頭熱影響區(qū)寬度約0.15 mm。熱影響區(qū)內(nèi)碳化物與周圍奧氏體基材發(fā)生組分液化導(dǎo)致共晶組織的形成。

(3)室溫拉伸測(cè)試表明，高熱輸入下獲得的焊接接頭，焊縫區(qū)域的組織弱化造成了接頭從焊縫位置破壞，抗拉強(qiáng)度與伸長(zhǎng)率均低于母材。低熱輸入下獲得的焊接接頭從母材破壞，抗拉強(qiáng)度與母材相當(dāng)。高溫拉伸實(shí)驗(yàn)過(guò)程中，由于母材晶界在高溫下發(fā)生弱化，所有試樣均從母材破壞。