GH3128鎳基高溫合金激光焊接頭組織與性能
0序言
GH3128是由中國自主研發(fā)的鎳基高溫合金。該合金以W,Mo元素進(jìn)行固溶強(qiáng)化和B,Ce,Zr強(qiáng)化晶界的鎳基高溫合金,具有較高的高溫強(qiáng)度、持久蠕變性能和抗氧化性。該合金主要應(yīng)用于950℃環(huán)境中長期工作的燃燒室火焰筒、加力燃燒室殼體、調(diào)節(jié)片及其它高溫零部件。GH3128合金是航空發(fā)動機(jī)零部件穩(wěn)定器普遍使用的制造材料,由于航空發(fā)動機(jī)的工作性能和可靠性主要取決于其零部件是否具備在高溫環(huán)境下保持良好的金屬力學(xué)性能。因此,為達(dá)到穩(wěn)定器在高溫環(huán)境下仍具有可靠的運(yùn)行狀態(tài),焊接工藝對于穩(wěn)定器在高溫工作時(shí)的安全性和穩(wěn)定性等指標(biāo)起著決定性因素。
關(guān)于GH3128合金的研究中,目前主要集中在相關(guān)合金元素、時(shí)效處理等因素對合金綜合性能及析出相的影響。傅宏鎮(zhèn)等人對GH3128合金的析出相及其對力學(xué)性能的影響進(jìn)行研究,發(fā)現(xiàn)u相析出溫度范圍是700~1050℃,析出峰在850~950℃,μ相的析出對高溫和室溫拉伸性能無明顯影響,但會顯著降低合金塑性吳常均等人研究了晶粒度對GH3128合金熱疲勞性的影響，結(jié)果表明,當(dāng)固溶熱處理溫度在1050℃時(shí)，合金中的γ共晶和碳化物減少，線狀晶界變?yōu)閿嗬m(xù)的點(diǎn)鏈狀晶界，合金的冷熱疲勞性能得到提高。綜上所述，析出相對GH3128合金室溫和高溫的力學(xué)性能有顯著影響。
目前，GH3128高溫合金焊接方法大多采用TIG焊方法，但此焊接方法存在焊接效率低、焊后變形大等問題。激光焊具有速度快、熱影響區(qū)小、熔深大、變形小等特點(diǎn)，因此廣泛應(yīng)用于鋁合金、鈦合金、高溫合金等材料的焊接中。但對于GH3128激光焊接頭綜合性能及微觀組織變化的影響鮮有報(bào)道。
針對上述問題，結(jié)合激光焊在鎳基高溫合金焊接中的優(yōu)勢，通過對3mm厚的GH3128合金進(jìn)行激光焊，并與TIG焊的微觀組織和力學(xué)性能進(jìn)行對比分析，揭示了焊接工藝對GH3128高溫合金微觀組織及力學(xué)性能的影響機(jī)理，為激光焊在GH3128高溫合金在實(shí)際生產(chǎn)過程中的應(yīng)用提供理論指導(dǎo)。
1?試驗(yàn)方法
試驗(yàn)選用試板材料為GH3128合金，尺寸為400mm×100mm×3mm，其化學(xué)成分如表1所示.坡口形式為Ⅰ形。GH3128合金初始狀態(tài)主要由單相奧氏體γ，同時(shí)晶界和晶內(nèi)分布少量細(xì)小、均勻的TiN和M6C，如圖1所示。焊接試驗(yàn)采用TRUMPFTrudisk-6002型光纖激光器及D70型激光頭焦距200mm，焊接過程采用MOTOMAN型安川工業(yè)機(jī)器人控制運(yùn)動完成。焊前，對試板進(jìn)行打磨去除表面油污和氧化物；焊接過程中，采用自制保護(hù)氣罩，保護(hù)氣體采用99.99%高純度氬氣，保護(hù)氣體流量為25L/min，在施焊前通氣10s，排除工作表面和背部周圍的空氣，焊接結(jié)束后繼續(xù)通氣5s，使正、反面的焊縫從高溫區(qū)域在冷卻過程中依然得到保護(hù)，可以得到保護(hù)良好的銀白色焊縫。采用與TIG焊對比方式進(jìn)行分析。試驗(yàn)中激光焊和TIG焊均采用自熔焊形式。
焊接完成后，采用X射線檢測儀對焊接試板進(jìn)行無損檢測；采用體積分?jǐn)?shù)為92%HCl+5%H2SO4+3%HNO3的腐蝕溶液對焊接接頭進(jìn)行腐蝕；采用ZEISSEVO18型掃描電子顯微鏡和能譜儀(energydispersivespectrometer,EDS)對焊接接頭進(jìn)行觀察分析。按照GB/T2651-2008《焊接接頭拉伸試驗(yàn)方法》采用AG-Xplus型拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行室溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為1mm/min；按照GB/T228.2-2015《金屬材料拉伸試驗(yàn)第2部分：高溫試驗(yàn)方法》采用GW-1200A型高溫拉伸試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行1000℃高溫拉伸試驗(yàn)，拉伸速率為0.5mm/min；按照GB/T3075-2008《金屬材料疲勞試驗(yàn)軸向力控制方法》采用UD040型疲勞測試機(jī)進(jìn)行室溫軸向疲勞試驗(yàn)，加載方式為軸向加載，應(yīng)力比R為-1，波形為正弦波，試驗(yàn)頻率為40Hz。
GH3128合金焊接結(jié)構(gòu)件服役條件對焊縫表面的余高尺寸有嚴(yán)格限定.焊縫表面下凹會導(dǎo)致焊接結(jié)構(gòu)件有效承載截面減少，降低焊接結(jié)構(gòu)件的力學(xué)性能；焊縫表面余高過大，焊縫表面凸起處過度不圓滑，易造成應(yīng)力集中，降低焊接結(jié)構(gòu)件的力學(xué)性能.為保證焊縫正面、背面的余高尺寸和焊接質(zhì)量，經(jīng)前期工藝探索及優(yōu)化，篩選3組具有典型特征數(shù)據(jù)對成形情況進(jìn)行分析，具體工藝參數(shù)如表2所示。
2試驗(yàn)結(jié)果與分析
2.1焊縫成形
圖2為不同焊接工藝參數(shù)下GH3128合金試樣焊縫表面形貌和截面形貌.1號試樣焊縫主要表現(xiàn)為焊縫正面無余高，焊縫背面余高尺寸過大，且焊縫表面均勻性較差，主要是因?yàn)楹附铀俣瓤?，焊接過程中熔池不穩(wěn)定導(dǎo)致焊縫表面均勻性較差。2號試樣焊縫主要表現(xiàn)為焊縫正面略微下凹，焊縫背面余高尺寸過大.與1號試樣相比，焊縫正面和焊縫背面熔寬明顯提高，焊縫均勻性得到改善，這主要是因?yàn)楹附铀俣冉档?，焊接過程穩(wěn)定，焊縫正面余高尺寸得到改善；焊接速度降低，熱輸入增大，激光能量相對較高，使得金屬液流至焊縫背面導(dǎo)致焊縫正面無余高。3號試樣焊縫主要表現(xiàn)為焊縫正面和背面余高尺寸較小，與2號試樣相比，焊縫背面寬度明顯降低，焊縫均勻性滿足成形要求.這主要是因?yàn)榧す夤β实慕档褪购缚p背面所受激光的沖擊力降低，導(dǎo)致焊縫背面熔寬和余高降低。
圖3為3號試樣焊縫的X射線無損檢測底片。從圖3可知，焊縫無氣孔、裂紋、未熔合等缺陷，滿足HB7608-1998《高溫合金、不銹鋼真空電子束焊接質(zhì)量檢驗(yàn)》標(biāo)準(zhǔn)中的Ⅰ級焊縫要求。
2.2微觀組織
為輔助分析接頭的相組成，首先利用JMatPro軟件根據(jù)母材的實(shí)測成分計(jì)算了合金的凝固相圖(圖4)，可以發(fā)現(xiàn)焊縫在凝固過程中可能形成的析出相為γ'，M6C和M23C6，其中M23C6為M6C轉(zhuǎn)變而來。由于JMatPro軟件計(jì)算的結(jié)果是基于平衡狀態(tài)，M6C在降溫過程中的轉(zhuǎn)變可能不完全，因此形成于枝晶間和晶界處的碳化物可能有M6C和M23C6兩種。γ'相會在820℃左右析出，為沉淀強(qiáng)化相，因此接頭可能含有γ'，M6C和M23C6等第二相。
GH3128合金激光焊和TIG焊接頭EDS測試結(jié)果如圖5所示。兩種焊接方法主元素能譜分析結(jié)果如表3所示。由EDS分析可知，兩種焊接方法焊縫的相組成一致，均由奧氏體γ'+脆性碳化物組成。分析二者的焊縫基體和析出相的能譜可以發(fā)現(xiàn)，TIG焊接頭的Mo，W等元素含量略高于激光焊接頭。上述結(jié)果可能是因?yàn)榧す夂概cTIG焊相比峰值溫度高，焊接過程合金元素?zé)龘p嚴(yán)重。
圖6為GH3128合金激光焊和TIG焊接頭微觀組織.與激光焊相比，TIG焊焊縫區(qū)的組織晶粒粗大，且分布于枝晶間和晶界處的碳化物尺寸較大。上述現(xiàn)象是因?yàn)榧す夂概cTIG焊相比熱源能量密度更集中，焊接過程中冷卻速度快、高溫停留時(shí)間短，因此脆性碳化物來不及過多的析出，激光焊接晶粒尺寸和碳化物尺寸較小。
2.3力學(xué)性能
圖7為GH3128合金激光焊和TIG焊接頭20℃和1000℃拉伸性能測試結(jié)果。20℃測試條件下，激光焊接頭的室溫平均抗拉強(qiáng)度為783MPa，斷裂于焊縫區(qū)；TIG焊接頭室溫平均抗拉強(qiáng)度為876MPa，斷裂于母材；TIG焊室溫平均抗拉強(qiáng)度比激光焊室溫平均抗拉強(qiáng)度高12%。1000℃測試條件下，激光焊接頭的高溫平均抗拉強(qiáng)度為83MPa，斷裂于母材；TIG焊接頭高溫平均抗拉強(qiáng)度為87MPa，斷裂于母材；TIG焊高溫平均抗拉強(qiáng)度與激光焊高溫平均抗拉強(qiáng)度幾乎等強(qiáng)。如表3所示，TIG焊接頭的Mo，W等元素含量略高于激光焊接頭，這可能與激光焊過程中峰值溫度高，導(dǎo)致元素?zé)龘p。根據(jù)Roth提出的模型，合金固溶強(qiáng)化貢獻(xiàn)值的理論表達(dá)式為
△σsol=∑iki?√Ci （1）
中：△σsol為固溶強(qiáng)化的貢獻(xiàn)值；Ci為溶質(zhì)元素i在基體中的濃度；Ki為溶質(zhì)元素i的強(qiáng)化因子。根據(jù)文獻(xiàn)可知，Mo，W強(qiáng)固溶強(qiáng)化元素，由Roth模型可以推測，TIG焊接頭具有較高的固溶強(qiáng)化程度。在室溫拉伸過程中TIG焊的接頭固溶強(qiáng)化效果較好，因此TIG焊接頭的強(qiáng)度高于激光焊接頭，而在高溫拉伸下接頭失效主要源于晶界的弱化，斷裂機(jī)制為沿晶斷裂，因此在高溫拉伸過程中兩者的強(qiáng)度相差不大。
圖8為GH3128合金激光焊和TIG焊接頭室溫軸向低周疲勞試驗(yàn)結(jié)果.激光焊接頭的室溫軸向低周疲勞測試平均應(yīng)力循環(huán)次數(shù)為9.8×105次，斷裂于母材區(qū)；TIG焊接頭的室溫軸向低周疲勞測試平均應(yīng)力循環(huán)次數(shù)為2.2×105次，斷裂于焊縫區(qū)；激光焊室溫軸向低周疲勞應(yīng)力循環(huán)次數(shù)比TIG焊室溫軸向低周疲勞應(yīng)力循環(huán)次數(shù)高4.5倍.這是因?yàn)樵谄诩虞d過程中，尺寸較大的脆性碳化物應(yīng)力集中較大，在循環(huán)應(yīng)力作用下優(yōu)先誘發(fā)疲勞裂紋，因此TIG焊接頭的軸向低周疲勞應(yīng)力循環(huán)次數(shù)顯著低于激光焊接頭的軸向低周疲勞應(yīng)力循環(huán)次數(shù)。
(1)GH3128合金激光焊和TIG焊焊縫區(qū)的組織成分一致，均為奧氏體γ'+脆性碳化物，但TIG焊焊縫區(qū)的組織晶粒粗大，且分布于枝晶間和晶界處的碳化物尺寸較大，而激光焊焊縫區(qū)的晶粒和碳化物的尺寸較小。
(2)GH3128合金激光焊接頭室溫平均抗拉強(qiáng)度為783MPa，斷裂于焊縫區(qū)；接頭高溫平均抗拉強(qiáng)度為83MPa，斷裂于母材區(qū)；接頭的室溫軸向低周疲勞試驗(yàn)平均應(yīng)力循環(huán)次數(shù)為9.8×105次，斷裂于母材區(qū)。與TIG焊相比，激光焊接頭室溫抗拉強(qiáng)度低12%，高溫拉伸性能相近，室溫軸向低周疲勞應(yīng)力循環(huán)次數(shù)高4.5倍。
(3)GH3128合金激光焊接頭室溫抗拉強(qiáng)度低和室溫低周疲勞性能高，主要是焊接過程Mo，W等元素?zé)龘p和脆性碳化物尺寸小的影響，但上述影響對高溫抗拉強(qiáng)度無明顯影響。
