Inconel 601鎳基高溫合金激光焊焊縫的顯微組織
鎳基合金是高溫合金中應(yīng)用最廣、高溫強度最高的一類合金。而Inconel601合金作為鎳基高溫合金中的一種，由于具有組織穩(wěn)定、工作溫度高、耐腐蝕性能好等諸多優(yōu)點，已被廣泛應(yīng)用于能源電力、石油化工以及航空航天等關(guān)鍵技術(shù)領(lǐng)域。同時，Inconel601鎳基合金在這些領(lǐng)域中的應(yīng)用已逐步從原來的鑄造結(jié)構(gòu)件向焊接結(jié)構(gòu)件轉(zhuǎn)變。然而，由于Inconel601合金中存在多種固溶強化元素，使得鎳基高溫合金在焊接過程中極易出現(xiàn)焊縫組織偏析、脆性相析出以及焊接熱裂紋等缺陷。此外，該合金具有導熱性低、液態(tài)金屬黏性強、合金元素容易氧化等特點，使得焊縫成型較差、熔深較淺。如采用傳統(tǒng)的鎢極惰性氣體保護焊對Inconel601鎳基高溫合金施焊時，焊縫熔深很淺，而采用多層多道焊，則焊接效率低，同時增加了焊縫的缺陷敏感性。同時，Inconel601合金的焊接熱裂紋傾向較大，采用增大焊接熱輸入的辦法不但不能增加焊縫熔深，反而容易使焊縫中產(chǎn)生微裂紋，降低焊接結(jié)構(gòu)的使用壽命。因此，需要采用一種熱輸入較小、能量密度較高的焊接方法來完成Inconel601鎳基高溫合金結(jié)構(gòu)件的焊接。激光焊接作為一種能量密度高、焊接熔深大、焊接熱輸入小的焊接方法，特別適用于鎳基高溫合金的焊接。
然而，采用激光焊接對Inconel601合金結(jié)構(gòu)件進行連接的研究報道極少，目前，學術(shù)界對鎳基高溫合金的焊接性研究大部分工作集中在Inconel718合金、Inconel690合金和Inconel738合金這幾種常用鎳基高溫合金。
RAM等系統(tǒng)研究了Inconel718合金激光焊接接頭的顯微組織和接頭強度特性。他們采用脈沖Nd-YAG固體激光器對2mm厚的Inconel718進行焊接。對焊后的接頭分別采用3種不同的熱處理方式，最后分別對3種不同熱處理方式焊接接頭的顯微組織和拉伸強度進行分析對比。結(jié)果表明，熱處理方式后接頭的抗拉強度不同。即采用直接時效處理的焊接接頭強度要稍微低于母材強度；采用980℃固溶處理的接頭強度也低于母材強度，但是比直接時效處理的接頭強度有所提高。而采用1080℃時效處理的接頭強度同母材強度很接近，但是其晶粒變大，性能也相應(yīng)降低。同時，他們也進一步研究了Inconel718激光焊接接頭的高溫力學性能。
ZHANG等對激光熔敷后的Inconel718高溫合金的接頭抗拉強度進行了系統(tǒng)研究。采用5kW的大功率光纖激光器對Inconel718合金進行激光熔敷，熔敷后工件熱處理后在室溫進行拉伸強度試驗。實驗結(jié)果表明：母材和熔敷層的抗拉強度和屈服強度都高于標準值，但是其室溫韌性卻低于標準值。他們系統(tǒng)分析了工件的斷裂機理。
同時，TUCKER等也系統(tǒng)研究了激光焊接速度和離焦量對Inconel690合金焊接接頭中氣孔形成的影響機理。他們采用X射線法對接頭中的氣孔進行定量分析。通過大量實驗，得到了接頭中氣孔數(shù)量同焊接速度和離焦量之間的工藝窗口，為今后Inconel690合金激光焊接工藝參數(shù)的優(yōu)化提供了基礎(chǔ)數(shù)據(jù)。
此外，EGBEWANDE等也對Inconel738合金激光焊接的可焊性進行了研究。分析了不同焊前熱處理條件下的Inconel738鎳基高溫合金的CO2激光焊接接頭顯微組織，結(jié)果表明：在產(chǎn)生晶界液化現(xiàn)象最少的熱處理狀態(tài)下焊接時焊縫熱影響區(qū)裂紋最多，產(chǎn)生晶間液化現(xiàn)象較多的熱處理條件下焊接時熱影響區(qū)的裂紋敏感性較小。
盡管Inconel601和Inconel718、Inconel690等同屬于鎳基高溫合金，但由于合金元素含量不同，其物理和化學性能存在很大差異。因此，Inconel718、Inconel690等這些常用合金的激光焊接參數(shù)在一定程度并不能直接用于Inconel601合金的焊接上。所以，必須對Inconel601合金激光焊接工藝過程進行研究。同時，從所檢索到的文獻資料來看，對Inconel601合金激光焊接的研究很少。隨著Inconel690合金焊接結(jié)構(gòu)件的廣泛應(yīng)用，對其焊接性的研究也顯得尤為重要。鑒于此，本文作者將重點研究Inconel601鎳基高溫合金激光焊后焊接接頭的熔池金屬凝固過程、相組成以及顯微組織和亞結(jié)構(gòu)，為今后Inconel601鎳基高溫合金焊接接頭力學性能、抗腐蝕性能的分析提供基礎(chǔ)數(shù)據(jù)和理論支撐。
1實驗
1.1實驗設(shè)備及材料
采用GSI公司生產(chǎn)的JK2003SM型Nd:YAG激光器進行焊接，聚焦透鏡的焦距為160mm，利用多軸數(shù)控加工機床實現(xiàn)激光束與工件之間的相對運動。
實驗材料為德國ThyssenKrupp公司生產(chǎn)的Inconel601鎳基高溫合金，供貨狀態(tài)為經(jīng)過酸洗處理的3mm厚固溶態(tài)板材。該合金的化學成分如表1所示。
1.2實驗參數(shù)
通過大量激光焊工藝試驗，確定最優(yōu)焊接參數(shù)如下：激光功率P=1600W，焊接速度v=4mm/s，離焦量Δf=?0.5mm，保護氣為工業(yè)純Ar，氣流量為20L/min。
1.3實驗方法
1)金相分析
參照ASTME3?01標準制備試樣。采用飽和FeCl3鹽酸溶液對焊縫進行侵蝕后，通過OLYMPUS光學顯微鏡對焊縫顯微組織進行觀察。
2)物相分析按要求將焊縫加工成相應(yīng)的塊狀試樣，采用RigakuD/max2500v/pc型X射線衍射儀進行物相分析。
3)掃描電鏡分析采用JSM?6700F型場發(fā)射掃描電子顯微鏡對金相試樣進行分析。通過能譜儀(EDS)對焊縫微區(qū)、析出物以及氧化產(chǎn)物的化學組成和分布進行分析。
4)透射電鏡分析將焊縫金屬用砂紙上逐級打磨，用離子減薄制備TEM試樣。采用JEOL透射電鏡對焊縫的顯微亞結(jié)構(gòu)、沉淀相形貌以及分布情況進行觀察。
5)顯微硬度測試采用MHV200型維氏顯微硬度儀來測量焊縫的顯微硬度，試驗載荷為0.98N，加載時間10s。
2結(jié)果與分析
2.1Inconel601母材的顯微組織
本研究中所使用的Inconel601鎳基高溫合金的金相組織如圖1所示。
從圖1可以看出，Inconel601鎳基高溫合金具有典型的全奧氏體等軸晶組織，平均晶粒尺寸為130~150μm。合金金相組織中存在大量的孿晶組織，晶界比較平直。此外，該合金奧氏體基體上還彌散分布著很多的黑色顆粒，同時還有少量的黃褐色塊狀顆粒存在于晶粒內(nèi)部和晶界處。
為了進一步確定Inconel601鎳基高溫合金母材的相組成，對該合金母材試樣進行了X射線衍射分析，其XRD譜如圖2所示。
從圖2可以看出，Inconel601鎳基高溫合金的組成相主要有γ相、γ′相以及Cr23C6碳化物相。
γ′相是鎳基高溫合金中一種重要的金屬間相，其主要成分為Ni3Al和Ni3Ti，其中Ni原子可以被Cr和Mo等原子替代，其晶體結(jié)構(gòu)與γ相基體同為面心立方結(jié)構(gòu)。通常，γ′相是沉淀強化高溫合金中的主要強化相。圖3所示為Inconel601鎳基高溫合金中的γ′相形貌。
由于C元素在固溶體中的含量很低，因此極易形成碳化物。碳化物是鎳基高溫合金中一種常見的析出相。Inconel601合金中的碳主要有兩種形式：MC型碳化物和M23C6型碳化物。其中M23C6型碳化物以Cr23C6為主，主要沿奧氏體晶界出現(xiàn)，如圖4(a)所示；而MC型碳化物以TiC為主，通常以塊狀顆粒的形式出現(xiàn)在奧氏體晶粒中，如圖4(b)所示。
由于Inconel601鎳基高溫合金中含有1.46%(質(zhì)量分數(shù))的Al和0.44%的Ti，在非真空冶煉過程中，合金中不可避免地會出現(xiàn)少量的氮化物和氧化物顆粒，但這些雜質(zhì)相的顆粒較小，通常尺寸在幾百個納米到幾微米之間，并且含量較少，因此，一般不會對合金性能產(chǎn)生不良影響。圖5所示為Inconel601鎳基高溫合金中的氮化物形貌及EDS譜。圖6所示為Inconel601鎳基高溫合金中氧化物顆粒形貌及EDS譜。由圖5和圖6可知，該合金中的氮化物主要為TiN，氧化物雜質(zhì)主要為Al2O3，顆粒大小在1μm左右。
Inconel601鎳基高溫合金中氮化物和氧化物顆粒的熔點較高(TiN熔點為2950℃，Al2O3熔點為2050℃)，在焊接過程中它們通常以固相形態(tài)存在于焊接熔池中。當熔池金屬凝固時，這些顆?？梢宰鳛樘烊坏男魏藙?，促進液態(tài)金屬的非均勻形核，從而達到細化焊縫晶粒的效果。
2.2Inconel601焊接接頭顯微組織
激光焊接實驗后，得到的Inconel601鎳基高溫合金焊接接頭橫截面形貌特征以及各部分顯微組織如圖7所示。
從圖7(a)中可以明顯看到，激光焊接接頭同樣由焊縫(Weldmetal,WM)、焊接熱影響區(qū)(Heat-affectedzone,HAZ)和母材(Basemetal,BM)3個主要部分構(gòu)成。只是與傳統(tǒng)弧焊接頭不同的是，由于激光焊接過程中的功率密度較高，焊接熱輸入較小，因此，在激光焊接頭中的焊接熱影響區(qū)的范圍較小，大約為150~200μm，如圖7(b)所示。圖7(c)所示為激光焊接接頭焊縫邊緣位置的組織，該區(qū)域主要以柱狀晶為主。逐步往焊縫中心位置觀察發(fā)現(xiàn)，此時晶粒主要為等軸晶組織，如圖7(d)所示。
2.3焊縫熔合區(qū)顯微組織及其亞結(jié)構(gòu)
圖8所示為Inconel601鎳基高溫合金焊縫晶粒內(nèi)部的顯微組織。從圖8可以看出，Inconel601合金的焊縫凝固模式為全奧氏體凝固模式，結(jié)晶凝固時的初始析出相為奧氏體相，焊縫熔合區(qū)中存在大量的黑色沉淀相，沉淀相的數(shù)量要明顯多于母材的(見圖1)。這是由于該合金中含有大量的合金元素和固相雜質(zhì)，在凝固過程中這些合金元素容易在晶界和亞晶界處析出，加上此類元素在奧氏體中的擴散能力較差，因此最終保留在焊縫金屬中。同時，還可以觀察到：在焊縫熔合線(Fusionline)與熱影響區(qū)(HAZ)之間還存在著一個白亮的半熔化區(qū)域(Partiallymeltzone)，這個區(qū)域的母材金屬在焊接過程中處于半熔化狀態(tài)，是焊縫金屬凝固時外延生長的基底，該區(qū)域通常在焊縫與母材熔化溫度相差不大的情況下出現(xiàn)。
Inconel601合金的接頭在凝固過程中形成的亞結(jié)構(gòu)(主要為胞狀亞結(jié)構(gòu)和樹枝狀亞結(jié)構(gòu))如圖9所示。這些亞結(jié)構(gòu)的邊界包括凝固亞晶界(Solidificationsub-grainboundary,SSGB)、凝固晶粒邊界(Solidificationgrainboundary,SGB)和遷移晶粒邊界(Migratedgrainboundary,MGB)。
2.4焊縫金屬的相組成分析
圖10所示為Inconel601合金接頭的XRD譜。從圖10可以看到，焊縫中的相組成與合金母材類似，主要有奧氏體基體γ相、以Ni3Al為主的γ′相以及碳化物相(Cr23C6)，這說明該合金的焊縫金屬保持母材原有的奧氏體相，只是焊縫中的奧氏體顯微形貌與母材的有所不同。
從圖10還可以發(fā)現(xiàn)：焊縫金屬XRD譜中γ′相和碳化物相的衍射峰強度與母材中的相比略有增強(見圖2)，這是由于焊接過程中熔池內(nèi)的液態(tài)金屬冷卻速度較快，焊縫金屬中溶質(zhì)元素偏析較為嚴重，造成焊縫中γ′相和碳化物相析出較多。
圖11所示為Inconel601合金激光焊縫金屬中的γ′相分布。由圖11可以發(fā)現(xiàn)，γ′相在SSGB附近的析出比在晶胞內(nèi)部析出的多，這是因為先結(jié)晶析出的晶胞軸中Al、Ti等溶質(zhì)元素含量較少，而隨后凝固晶胞邊界處Al、Ti等溶質(zhì)元素含量則較高，因此，以Ni3Al為主的γ′相在晶胞邊界處析出比在晶胞軸上析出多。
另外，焊縫金屬中溶質(zhì)元素的偏析使得焊縫中的碳化物相與母材中的相比也略有增多。圖12所示為合金焊縫中Cr23C6型和TiC型碳化物相的TEM像。
3?討論
3.1 Inconel 601?激光焊縫形成過程
焊接接頭的形成必然伴隨著熔池液態(tài)金屬的凝固過程。?根據(jù)凝固理論可知，?液態(tài)金屬凝固結(jié)晶的過程是一個形核和晶核長大的過程，?其中形核可分為均勻形核和異質(zhì)形核。?通常來說，?均勻形核只有在液態(tài)金屬極純凈，?液體中無任何固相雜質(zhì)的理想情況下才會發(fā)生。?而對于焊接接頭來講，?熔池液態(tài)金屬的形核主要以異質(zhì)形核為主。?均勻形核所需要的形核功(?GK )和異質(zhì)形核所需要的形核功(?G’K )的表達式分別如式(1)和(2)所示：
式中：?GK和?G’K分別為均勻形核和異質(zhì)形核所需要的形核功；σ為單位面積的表面能；Tm為液態(tài)金屬理論結(jié)晶溫度；Lm為熔化潛熱；T?為過冷度；θ為晶核與基底的浸潤角。
由式(1)和(2)可以看出，均勻形核和異質(zhì)形核的形核功KG?和KG′?之間相差一個系數(shù)，當浸潤角θ為0°時結(jié)晶所需要的形核功最小，此時結(jié)晶所形成的新相與基底之間可以完全潤濕，說明兩相之間晶體結(jié)構(gòu)相似，新形成的晶粒幾乎可以沿著原有晶粒表面生長。
在激光焊接過程中，焊接熔池周圍熱影響區(qū)處的母材晶粒處于半熔化狀態(tài)，而這些半熔化狀態(tài)的母材晶粒與凝固所生成的新相之間的晶體結(jié)構(gòu)最為相似，形核時所需要的形核功最小，可以作為熔池中液態(tài)金屬形核的良好基底。因此，焊接熔池在形核過程中總是優(yōu)先依附于這些處于半熔化狀態(tài)的母材晶粒表面，并以柱狀晶的形式向焊縫中心生長，在熔合線處與母材形成共同的晶粒，即所謂的交互結(jié)晶、外延生長。
從圖7(c)可以明顯看到：Inconel601鎳基高溫合金激光焊縫在凝固結(jié)晶過程中所形成的柱狀晶與母材晶粒為同一個晶粒，二者之間保持著良好的共格關(guān)系，這表明其凝固方式為交互結(jié)晶，并通過外延生長的模式形成。同時，由于晶粒的長大還要受過冷度的影響，而垂直于焊縫熔合線的方向上散熱最快，溫度梯度最大，因此，焊縫邊緣柱狀晶區(qū)的生長總是沿著這個方向優(yōu)先長大，其他方向上晶粒的生長則受到抑制。
另外，在焊縫中心處還可以發(fā)現(xiàn)有少量的等軸晶組織(見圖7(d))。這是由于隨著焊縫邊緣柱狀晶的生長，焊接熔池中原來處于過熱狀態(tài)的液態(tài)金屬經(jīng)過散熱的作用幾乎全部降到熔點以下，滿足了形核過程對過冷度的要求，同時在液態(tài)金屬中固相雜質(zhì)的影響下，焊接熔池中剩余的液態(tài)金屬開始形核。而此時，由于金屬的散熱沒有了方向性，各個方向的過冷度幾乎相同，依附于固相質(zhì)點形成的晶核可以在液態(tài)金屬中自由生長，其生長速度在各個方向上相差不多，最終長大形成等軸晶組織。
3.2Inconel601激光焊縫亞結(jié)構(gòu)形成過程
通常認為，晶粒內(nèi)部亞結(jié)構(gòu)的出現(xiàn)與液態(tài)金屬內(nèi)部成分偏析所造成的成分過冷有關(guān)。對于Inocnel601鎳基高溫合金激光焊接來說，由于焊接熔池的冷卻速率較快，焊縫中的成分偏析更為明顯，先結(jié)晶析出的晶胞中Al和Ti等元素的含量較低，而后結(jié)晶的晶胞邊界處Al和Ti的含量則較高，從而造成晶胞邊界與晶胞內(nèi)部的成分偏析。晶胞與晶胞之間的邊界就形成了凝固亞晶界。
除了凝固亞晶界以外，在該合金焊縫凝固組織中還存在其他兩種形式的邊界，即凝固晶粒邊界(Solidificationgrainboundary,SGB)和遷移晶粒邊界(Migratedgrainboundary,MGB)(見圖9)。SGB邊界是亞晶粒束與亞晶粒束之間的邊界，金屬凝固結(jié)晶時雜質(zhì)元素以及低熔點溶質(zhì)元素也常常在此富集，因此，SGB邊界處最容易出現(xiàn)焊接凝固裂紋。MGB邊界的形成則是全奧氏體凝固模式中的普遍現(xiàn)象，通常認為MGB邊界的形成可以使結(jié)晶凝固時生成的SGB邊界變得平直而降低其能量，從而引起晶界遷移的驅(qū)動力降低，這種遷移晶界往往帶有原來SGB晶界的大角度位向差。
3.3Inconel601激光焊接頭顯微硬度
圖13所示為Inconel601鎳基高溫合金激光焊接接頭的顯微硬度分布。從圖13可以看出，對于Inconel601合金，母材的硬度為183HV左右；焊縫區(qū)域的硬度處于193~210HV之間，比母材硬度稍高，而熱影響區(qū)的硬度則在177HV左右。造成這種現(xiàn)象的主要原因是焊縫金屬在冷卻凝固過程中，不同的區(qū)域所產(chǎn)生的組織不一樣。焊縫中心處出現(xiàn)了等軸晶組織(見圖7(d))，因此，其硬度較高；而熱影響區(qū)晶粒粗大，因而硬度也相對降低。
4結(jié)論
1)對3mm厚Inconel601鎳基高溫合金，通過選擇合適的激光焊工藝參數(shù)，得到的焊接接頭熱影響區(qū)大小為150~200μm。
2)對于Inconel601鎳基高溫合金激光焊，焊縫金屬的相組成與母材的相組成類似，均由奧氏體基體γ相、γ′相(Ni3Al為主)以及碳化物相(Cr23C6)組成，但相對于母材焊縫金屬中的γ′相和碳化物相析出較多。
3)存在于焊縫熔合線與熱影響區(qū)之間的白亮半熔化區(qū)域是焊縫金屬凝固時外延生長的基底。熔池金屬優(yōu)先依附在半熔化狀態(tài)的母材晶粒表面，以交互結(jié)晶的方式生長。
4)凝固過程中焊縫金屬中形成了以胞狀亞結(jié)構(gòu)和樹枝狀亞結(jié)構(gòu)為主的亞結(jié)構(gòu)，亞結(jié)構(gòu)中存在凝固亞晶界、凝固晶粒邊界和遷移晶粒邊界。
5)Inconel601鎳基高溫合金中的TiN和Al2O3顆粒在焊接過程中以固態(tài)形式存在于焊接熔池中，這些顆粒作為天然的形核劑，促進了液態(tài)金屬的非均勻形核，從而達到細化焊縫晶粒的效果。
6)對于Inconel601鎳基高溫合金的激光焊接頭，由于焊縫凝固后形成的組織不同，使得焊縫區(qū)的硬度在193~210HV之間，而熱影響區(qū)硬度則約為177HV。
