材料状态对GH4169高温合金激光焊接头组织与性能的影响 
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1 引言
随着新兴制造技术的发展,选区激光熔化(SLM)增材制造技术正逐渐成为航空航天领域的关键应用技术。由于部分零部件的复杂程度较高,使用传统的加工技术很难进行精细加工,而SLM增材制造立体成形技术能够解决这类问题。因此,该技术得到广泛的研究和推广[1-2]。GH4169高温合金是一种沉淀强化的镍基高温合金,因其在高温条件下具有强度高、热稳定性强、抗氧化和耐热腐蚀等优良高温性能,被广泛应用于航空发动机涡轮盘、叶片等热端部件中[3-4]。SLM增材制造的GH4169高温合金是航空发动机复杂热端部件需要使用的材料之一,而传统的轧制态GH4169高温合金是简单热端部件常用的材料。采用SLM增材制造技术加工的复杂零部件和传统轧制技术加工的简单零部件都离不开先进焊接技术对其进行有效连接,所以研究SLM增材制造的GH4169与轧制态的GH4169高温合金材料之间的焊接性能是非常有必要的。
激光焊具有热输入集中,焊件热影响区小,自动化控制精度高等优点,成为航空航天领域最常使用的焊接技术之一。但是,在焊接熔化过程中焊缝和热影响区显微组织演变将导致接头性能较母材存在差异,包括晶粒种类、尺寸和相分布等显微特征,尤其会造成严重的元素偏析。例如,GH4169高温合金具有良好的抗焊接凝固裂纹性能,但在热影响区容易发生开裂[5-6]。另一个担忧是Nb的偏析以及随之而来的富Nb的laves相形成,这是一种在焊接金属凝固过程中枝晶间区域析出的脆性金属间化合物,可表示为(Ni, Cr, Fe)2(Nb, Mo, Ti)。众所周知,laves相不利于焊接获得良好的力学性能,尤其是拉伸塑性、断裂韧性、抗疲劳和蠕变性能,因为它不仅消耗了大量有用的合金元素,还有助于裂纹的萌生和扩展[7-9]。Hong等[10-11]采用较低热输入的激光焊工艺参数焊接Inconel 718合金,在控制焊缝中Nb偏析和laves相形成方面取得一些成功。相比之下,关于GH4169激光焊接的研究集中在焊接参数优化上,特别是针对减少热影响区开裂和降低焊缝孔隙率来产生可靠的焊缝,而对于激光焊接的显微组织和力学性能方面的研究很少,并且研究所使用的GH4169高温合金试验材料还是以传统压力加工制造的材料为主,很少有关于SLM增材制造的GH4169激光焊接头的显微组织和力学性能的报道,因此对SLM增材制造的GH4169高温合金激光焊接头显微组织与力学性能研究就显得尤为重要。
本文采用2 mm厚的传统轧制态GH4169板材与SLM增材制造GH4169板材分别进行激光焊接试验,对比不同材料状态的母材对激光焊接头显微组织与力学性能的影响,分析激光焊接过程中焊缝显微组织演变,并测试焊接接头的力学性能。
2 试验材料与方法
2.1 试验材料
激光焊接试验所用的材料为GH4169沉淀强化的镍基高温合金,分为经固溶处理后的轧制态(R)板材与固溶时效处理后的SLM增材制造(3D)板材,板材尺寸为100 mm×50 mm×2 mm,材料的化学成分如
表 1. GH4169高温合金化学成分
Table 1. Chemical composition of GH4169 superalloy
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2.2 试验参数
采用德国IPG公司生产的YLS-2000光纤激光器进行试验,激光焊接头安装在德国KUKA公司生产的KR60HA机器手臂上。激光焊接参数选择如下:输出功率为2.5 kW,离焦量为0 mm,焊接速度为3.0 m/min,采用质量分数为99.999%的氩气作为保护气体,焊接保护气体和背面保护气体的流量分别为25 L/min和10 L/min。
2.3 试验方法
试验前使用砂纸对试验材料进行打磨,将板材表面的氧化膜及油污处理干净,然后用丙酮擦拭并烘干。焊接过程中采用对接接头方式,使用夹具将焊件固定,保证焊缝间隙可以忽略不计,焊接方法如
3 试验结果
3.1 接头宏观形貌
对3种激光焊接头的宏观形貌进行详尽表征及统计,结果如
图 3. 不同材料状态的激光焊接头宏观形貌。(a)(d) R/R GH4169接头;(b)(e) R/3D GH4169接头;(c)(f) 3D/3D GH4169接头
Fig. 3. Macro morphology of laser welded joints with different material states. (a)(d) R/R GH4169 butt joint; (b)(e) R/3D GH4169 butt joint; (c)(f) 3D/3D GH4169 butt joint
表 2. 不同材料状态的GH4169激光焊缝熔宽和面积
Table 2. Weld width and area of GH4169 laser welded joints with different material states
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3.2 接头显微组织
通过光学显微镜对3种接头显微组织进行进一步观察,结果如
图 4. 不同材料状态的GH4169接头显微组织形貌。(a) R/R GH4169接头;(b) R/3D GH4169接头;(c) 3D/3D GH4169接头
Fig. 4. Microstructure of GH4169 laser welded joints with different material states. (a) R/R GH4169 butt joint; (b) R/3D GH4169 butt joint; (c) 3D/3D GH4169 butt joint
图 5. 接头母材的显微组织。 (a) R GH4169母材;(b) 3D GH4169母材
Fig. 5. Microstructure of the base metal. (a) R GH4169 base metal; (b) 3D GH4169 base metal
采用SEM对熔合线(FL)附近的显微组织进行细致观察,
图 6. 不同材料状态GH4169接头的焊缝左侧显微组织。(a) R/R GH4169接头;(b) 3D/3D GH4169接头
Fig. 6. Microstructure of GH4169 laser welded joints on the left of fusion zone with different material states. (a) R/R GH4169 butt joint; (b) 3D/3D GH4169 butt joint
图 7. 不同材料状态GH4169接头的焊缝中心显微组织。 (a) R/R GH4169接头;(b) R/3D GH4169接头;(c) 3D/3D GH4169接头;(d) A区放大图;(e) B区放大图;(f) C区放大图
Fig. 7. Microstructure of GH4169 laser welded joints in the center of fusion zone with different material states. (a) R/R GH4169 butt joint; (b) R/3D GH4169 butt joint; (c) 3D/3D GH4169 butt joint; (d) enlarged view of region A; (e) enlarged view of region B; (f) enlarged view of region C
图 9. 图7 中各点的EDS扫描结果。(a) P1;(b) P2;(c) P3;(d) P4;(e) P5;(f) P6
Fig. 9. EDS scanning results of points in Fig. 7 . (a) P1; (b) P2; (c) P3; (d) P4; (e) P5; (f) P6
表 3. 图7 中各扫描点的元素质量分数
Table 3. The element mass fraction of points in Fig. 7 unit:%
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3.3 力学性能
为了研究焊缝显微组织的力学性能是如何随母材状态的改变而变化的,分别对3种接头的焊缝上、中、下区域进行显微硬度测试,硬度变化曲线如
图 10. 不同材料状态GH4169接头的显微硬度。 (a) R/R GH4169接头;(b) R/3D GH4169接头;(c) 3D/3D GH4169接头;(d)熔合区的平均显微硬度
Fig. 10. Microhardness of GH4169 laser welded joints with different material states. (a) R/R GH4169 butt joint; (b) R/3D GH4169 butt joint; (c) 3D/3D GH4169 butt joint; (d) average microhardness of the FZ
对3种焊接接头分别进行拉伸测试,以验证其拉伸性能。
图 11. 不同材料状态GH4169接头的拉伸试样断口宏观位置
Fig. 11. Macro fracture locations of the tensile samples of GH4169 laser welded joints with different material states
图 12. 不同材料状态GH4169接头的拉伸性能曲线
Fig. 12. Tensile strength of GH4169 laser welded joints with different material states
拉伸试验结束后对接头断口进行SEM观察,
图 13. 不同材料状态GH4169接头的拉伸试样断口形貌。(a) R GH4169母材断口形貌;(b) 3D/3D GH4169焊缝断口形貌
Fig. 13. Fractography of GH4169 laser welded joints with different material states. (a) R GH4169 base metal; (b) fractography of 3D/3D GH4169 butt joint
4 讨论与分析
激光焊接头的显微组织是激光焊接参数共同作用的结果,激光焊接特性是能量较为集中,在相同的热输入条件下,母材的导热能力对接头的形状会产生极大影响。本试验的三种接头材料状态不同,母材的显微组织特征存在明显差异,即三种接头熔池的散热能力不同,这也使熔池流动性发生变化,导致三种接头熔池内的热输入分布不一致,焊缝形状随之改变。与此同时,由于激光的匙孔效应,在深度方向上热输入逐渐降低,并且越靠近焊件表面,其受到的凝固潜热影响越大,使得接头焊缝熔宽产生差异。另外,激光焊接的快速冷却过程中,会在熔池中产生较大的温度梯度,从而引起较大的组织梯度,大量低熔点溶质在熔池边缘非均匀形核生成胞状晶,并在外延生长的驱动下,向焊缝中心生长成树枝晶,拥有择优取向的胞晶还可以生长成柱状晶[14]。通过对接头的显微组织进行分析可知,三种接头具有不同的材料状态,导致熔池内的热输入分布不同,冷却速度不同,成分过冷区域范围不一样,从而使焊缝各元素偏析程度产生差异,析出相体积分数和元素含量的变化也会导致基体中各元素含量发生变化,其中Al元素含量的变化影响了液相线的斜率,从而降低了柱状晶-等轴晶转变能力[15],而Cr元素的聚集则会影响等轴晶形成范围[16],这可能是各接头焊缝显微组织不同的原因;同时,晶内和晶间的严重成分偏析会产生大量析出相,而晶间的析出相也会使晶界发生弯曲,这都是增强材料性能的主要因素。R GH4169母材中奥氏体基体晶粒尺寸和析出相尺寸较3D GH4169母材更粗大,并且R GH4169母材的析出相体积分数要远远小于3D GH4169母材,因此显微硬度测试结果显示,R GH4169母材平均显微硬度值最低,而3D GH4169母材平均显微硬度值最高[17-18]。但是,激光焊热输入对母材具有重熔作用,使得焊缝显微组织发生变化,R/3D GH4169接头的晶粒尺寸和析出相尺寸最大,其次是R/R GH4169接头,而3D/3D GH4169接头的最小,这导致三种接头熔合区显微硬度随着组织尺寸的减少而依次增加。此外,熔合线附近的母材组织受激光焊热输入的影响,产生一定范围的热影响区,导致热影响区的母材发生软化,其显微硬度较母材略有降低。
R GH4169母材的固溶强化元素导致晶格畸变较大而层错能较低,会在奥氏体基体中形成孪晶,并且晶内与晶间析出相体积分数较低,晶粒尺寸较大,所以R GH4169母材的塑韧性相对较高,而强度较低。同时,R/R GH4169接头和R/3D GH4169接头焊缝显微组织分别以柱状晶和胞状枝晶为主,相较于R GH4169母材,其析出相体积分数更高,析出相尺寸和晶粒尺寸更细小,并且柱状晶的抗拉性能更好[19],所以断裂会发生在R GH4169母材一侧。然而,3D GH4169母材由于增材冷却时间较短,层间界面并不明显,在母材内部可以明显观察到δ相呈现棒状分布于基体表面,除此之外,还有大量的γ'相和碳化物存在。因为存在大量δ强化相,位错在运动过程中很难直接切割通过,而是通过Orowan机制绕过δ相,使位错大量增殖,从而显著提高材料强度[20],所以3D GH4169母材强度较高,塑韧性较差。此外,3D/3D GH4169接头焊缝主要是胞状树枝晶,晶粒尺寸大于母材,但析出相体积分数小于母材,导致断裂出现在焊缝位置。在拉伸过程中,晶界是最为脆弱的地方,并生成大量微孔,这些微孔诱导位错聚集,形成位错环,在外力的作用下,微孔逐渐变成裂纹,最终导致断裂[21]。从拉伸曲线和断口形貌可以判断出R/R GH4169接头和R/3D GH4169接头的焊缝强度比R GH4169母材更高,3D GH4169母材的强度比其焊缝更高,R GH4169母材力学性能表现为低强度、高塑韧性,而3D GH4169母材力学性能表现为高强度、低塑韧性。
5 结论
对传统轧制态(R)GH4169板材和SLM增材制造(3D)GH4169板材分别进行激光焊接,采用光学显微镜、扫描电镜、能谱仪对接头显微组织特征进行表征,并对接头进行显微硬度和拉伸测试。在相同热输入条件下获得成形良好的不同材料状态GH4169激光焊接头,焊缝均无裂纹和气孔等严重影响焊接质量的缺陷。
R/R GH4169接头的焊缝显微组织主要为由胞晶生长成的柱状晶,而R/3D GH4169接头和3D/3D GH4169接头的焊缝显微组织是胞状树枝晶占主导,γ基体上分布着大量δ相、γ'相和laves相,并且R/3D GH4169接头、R/R GH4169接头和3D/3D GH4169接头的熔合区晶粒尺寸和析出相尺寸依次减小。R GH4169母材的平均显微硬度(229 HV)低于3D GH4169母材(404 HV),熔合区平均显微硬度的测试结果表明3D/3D GH4169接头最高(274 HV),其次是R/R GH4169接头(261 HV),R/3D GH4169接头的最低(250 HV)。R/R GH4169接头和R/3D GH4169接头断裂在R GH4169母材上,拉伸强度分别为799 MPa和768 MPa,延伸率分别为67%和34%,主要为韧性断裂;3D/3D GH4169接头断裂在焊缝处,拉伸强度为985 MPa,延伸率为2%,以脆性断裂为主。
[1] 雷力明, 侯慧鹏, 何艳丽, 等. 金属增材制造技术在民用航空领域的应用与挑战[J]. 航空制造技术, 2019, 62(21): 22-30.
[2] 黄帅, 郭绍庆, 张国会, 等. 选区激光熔化GH4169组织与冲击韧性分析[J]. 激光与光电子学进展, 2020, 57(5): 051405.
[3] 刘奋成, 吕飞阅, 任航, 等. 激光立体成形Inconel 718镍基高温合金δ相析出规律[J]. 中国激光, 2018, 45(12): 1202009.
[4] 赵新宝, 谷月峰, 鲁金涛, 等. GH4169合金的研究新进展[J]. 稀有金属材料与工程, 2015, 44(3): 768-774.
Zhao X B, Gu Y F, Lu J T, et al. New research development of superalloy GH4169[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2015, 44(3): 768-774.
[5] 张杰, 张群莉, 李栋, 等. δ时效处理对激光增材修复Inconel 718合金组织与性能的影响[J]. 中国激光, 2020, 47(1): 0102001.
[6] Chen G Q, Zhang B G, Lü T M, et al. Causes and control of welding cracks in electron-beam-welded superalloy GH4169 joints[J]. Transactions of Nonferrous Metals Society of China, 2013, 23(7): 1971-1976.
[7] Kobayashi K, Yamaguchi K, Hayakawa M, et al. Grain size effect on high-temperature fatigue properties of alloy718[J]. Materials Letters, 2005, 59(2/3): 383-386.
[8] Ping D H, Gu Y F, Cui C Y, et al. Grain boundary segregation in a Ni-Fe-based (Alloy 718) superalloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2007, 456(1/2): 99-102.
[10] Hong J K, Park J H, Park N K, et al. Microstructures and mechanical properties of Inconel 718 welds by CO2 laser welding[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2008, 201(1/2/3): 515-520.
[11] Ram G D J, Reddy A V, Rao K P, et al. Microstructure and tensile properties of Inconel 718 pulsed Nd-YAG laser welds[J]. Journal of Materials Processing Technology, 2005, 167(1): 73-82.
[12] Zhu Q, Cheng L K, Wang C J, et al. Effect of δ phase on size effect in microtensile deformation of a nickel-based superalloy[J]. Materials Science and Engineering A, 2019, 766: 138405.
[13] Li Z, Chen J, Sui S, et al. The microstructure evolution and tensile properties of Inconel 718 fabricated by high-deposition-rate laser directed energy deposition[J]. Additive Manufacturing, 2020, 31: 100941.
[14] 李玉斌, 蒙大桥, 刘柯钊, 等. 焊接熔池凝固过程组织演变模拟[J]. 焊接学报, 2010, 31(4): 57-60, 64.
Li Y B, Meng D Q, Liu K Z, et al. Simulation of microstructure formation during solidification in weld pool[J]. Transactions of the China Welding Institution, 2010, 31(4): 57-60, 64.
[15] Haines M, Plotkowski A, Frederick C L, et al. A sensitivity analysis of the columnar-to-equiaxed transition for Ni-based superalloys in electron beam additive manufacturing[J]. Computational Materials Science, 2018, 155: 340-349.
[16] Niu S Q, Yin K X, You Q F, et al. The alloying elements dispersion and its mechanisms in a Ni-based superalloy during electron beam remelting[J]. Vacuum, 2019, 166: 107-113.
[17] Han K, Wang H Q, Peng F, et al. Investigation of microstructure and mechanical performance in IN738LC joint by vacuum electron beam welding[J]. Vacuum, 2019, 162: 214-227.
[18] Eriş R, Akdeniz M V, Mekhrabov A O. Atomic size effect of alloying elements on the formation, evolution and strengthening of γ'-Ni3Al precipitates in Ni-based superalloys[J]. Intermetallics, 2019, 109: 37-47.
[19] Im S Y, Jun S Y, Lee J W, et al. Unidirectional columnar microstructure and its effect on the enhanced creep resistance of selective electron beam melted Inconel 718[J]. Journal of Alloys and Compounds, 2020, 817: 153320.
[20] Stinville J C, Yao E R, Callahan P G, et al. Dislocation dynamics in a nickel-based superalloy via in situ transmission scanning electron microscopy[J]. Acta Materialia, 2019, 168: 152-166.
[21] 李祚, 隋尚, 袁子豪, 等. 高沉积率激光熔覆沉积GH4169合金的微观组织与拉伸性能[J]. 中国激光, 2019, 46(1): 0102004.
孙文君, 王善林, 谭观华, 陈玉华, 信纪军, 洪敏, 柯黎明. 材料状态对GH4169高温合金激光焊接头组织与性能的影响[J]. 中国激光, 2020, 47(10): 1002006. Sun Wenjun, Wang Shanlin, Tan Guanhua, Chen Yuhua, Xin Jijun, Hong Min, Ke Liming. Effect of Material States on Microstructure and Properties of GH4169 Superalloy Laser-Welded Joint[J]. Chinese Journal of Lasers, 2020, 47(10): 1002006.
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