滕彬，武鵬博，李曉光，鄒吉鵬，王詩洋，陳曉宇，賈立超

(1.哈爾濱焊接研究院有限公司,哈爾濱,150028；2.中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動機有限責(zé)任公司,沈陽,110043；3.中國科學(xué)院金屬研究所,沈陽,110043)

0 序言

GH3128 是由中國自主研發(fā)的鎳基高溫合金[1-4]，該合金以W，Mo 元素進行固溶強化和B，Ce，Zr 強化晶界的鎳基高溫合金，具有較高的高溫強度、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[5-6].GH3128 合金是航空發(fā)動機零部件穩(wěn)定器普遍使用的制造材料，由于航空發(fā)動機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[7-9].因此，為達到穩(wěn)定器在高溫環(huán)境下仍具有可靠的運行狀態(tài)，焊接工藝對于穩(wěn)定器在高溫工作時的安全性和穩(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[10]對GH3128 合金的析出相及其對力學(xué)性能的影響進行研究，發(fā)現(xiàn)μ 相析出溫度范圍是700～ 1 050 ℃，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[11]研究了晶粒度對GH3128 合金熱疲勞性能的影響，結(jié)果表明，當(dāng)晶粒度達到4～6 級時，合金熱疲勞性能顯著提高.王哲仁等人[12]研究了不同固溶處理對GH3128 合金的影響，結(jié)果表明，當(dāng)固溶熱處理溫度在1 050 ℃時，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[13-16]，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，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[17-19]，通過對3 mm 厚的GH3128 合金進行激光焊，并與TIG 焊的微觀組織和力學(xué)性能進行對比分析，揭示了焊接工藝對GH3128 高溫合金微觀組織及力學(xué)性能的影響機理，為激光焊在GH3128高溫合金在實際生產(chǎn)過程中的應(yīng)用提供理論指導(dǎo).

1 試驗方法

試驗選用試板材料為GH3128 合金，尺寸為400 mm × 100 mm × 3 mm，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，同時晶界和晶內(nèi)分布少量細小、均勻的TiN和M6C[20]，如圖1 所示.焊接試驗采用TRUMPF Trudisk-6002 型光纖激光器及D70 型激光頭焦距200 mm，焊接過程采用MOTOMAN 型安川工業(yè)機器人控制運動完成.焊前，對試板進行打磨去除表面油污和氧化物；焊接過程中，采用自制保護氣罩，保護氣體采用99.99% 高純度氬氣，保護氣體流量為25 L/min，在施焊前通氣10 s，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5 s，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，可以得到保護良好的銀白色焊縫.采用與TIG焊對比方式進行分析.試驗中激光焊和TIG 焊均采用自熔焊形式.

表1 GH3128 合金的化學(xué)成分 (質(zhì)量分數(shù),%)Table 1 Chemical compositions of the GH3128 alloy

圖1 GH3128 合金的微觀組織Fig.1 Microstructure of the GH3128 alloy

焊接完成后，采用X 射線檢測儀對焊接試板進行無損檢測；采用體積分數(shù)為92%HCl+5%H2SO4+3%HNO3的腐蝕溶液對焊接接頭進行腐蝕；采用ZEISS EVO18 型掃描電子顯微鏡和能譜儀(energy dispersive spectrometer,EDS)對焊接接頭進行觀察分析.按照GB/T 2651—2008《焊接接頭拉伸試驗方法》采用AG-X plus 型拉伸試驗機進行室溫拉伸試驗，拉伸速率為1 mm/min；按照GB/T 228.2—2015《金屬材料 拉伸試驗 第2 部分：高溫試驗方法》采用GW-1200A 型高溫拉伸試驗機進行1 000 ℃高溫拉伸試驗，拉伸速率為0.5 mm/min；按照 GB/T 3075—2008《金屬材料 疲勞試驗 軸向力控制方法》采用UD040 型疲勞測試機進行室溫軸向疲勞試驗，加載方式為軸向加載，應(yīng)力比R為-1，波形為正弦波，試驗頻率為40 Hz.

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)對成形情況進行分析，具體工藝參數(shù)如表2 所示.

表2 激光焊工藝參數(shù)Table 2 Parameters of laser welding

2 試驗結(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，主要是因為焊接速度快，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，這主要是因為焊接速度降低，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.這主要是因為激光功率的降低使焊縫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2 不同焊接工藝參數(shù)下焊縫形貌Fig.2 Welds morphology with different welding parameters.(a) sample 1;(b) sample 2;(c) sample 3

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HB 7608—1998《高溫合金、不銹鋼真空電子束焊接質(zhì)量檢驗》標(biāo)準(zhǔn)中的I 級焊縫要求.

圖3 3 號試樣焊縫的X 射線底片F(xiàn)ig.3 X-ray radiograph of sample 3 weld

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)母材的實測成分計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，為沉淀強化相，因此接頭可能含有γ'，M6C 和M23C6等第二相.

圖4 JMatPro 軟件相圖的計算結(jié)果Fig.4 Calculation results of JMatPro software phase diagram

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)果可能是因為激光焊與TIG 焊相比峰值溫度高，焊接過程合金元素?zé)龘p嚴重.

圖5 焊縫區(qū)EDS 測試Fig.5 EDS test of weld zone.(a) TIG welding;(b) laser welding

表3 試樣焊縫區(qū)主要元素的EDS 分析結(jié)果 (原子分數(shù)，%)Table 3 EDS analysis results of main elements in weld zone of sample

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)象是因為激光焊與TIG 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.

圖6 焊縫區(qū)顯微組織Fig.6 Microstructure of weld zone.(a) TIG welding;(b)laser welding

2.3 力學(xué)性能

圖7 為GH3128 合金激光焊和TIG 焊接頭20 ℃和1 000 ℃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度為783 MPa，斷裂于焊縫區(qū)；TIG 焊接頭室溫平均抗拉強度為876 MPa，斷裂于母材；TIG 焊室溫平均抗拉強度比激光焊室溫平均抗拉強度高12%.1 000 ℃測試條件下，激光焊接頭的高溫平均抗拉強度為83 MPa，斷裂于母材；TIG 焊接頭高溫平均抗拉強度為87 MPa，斷裂于母材；TIG 焊高溫平均抗拉強度與激光焊高溫平均抗拉強度幾乎等強.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[16]，合金固溶強化貢獻值的理論表達式為

圖7 焊接接頭的拉伸性能Fig.7 Tensile properties of welded joints

式中：△σsol為固溶強化的貢獻值；ci為溶質(zhì)元素i在基體中的濃度；ki為溶質(zhì)元素i的強化因子.根據(jù)文獻[21]可知，Mo，W 強固溶強化元素，由Roth 模型可以推測，TIG 焊接頭具有較高的固溶強化程度.在室溫拉伸過程中TIG 焊的接頭固溶強化效果較好，因此TIG 焊接頭的強度高于激光焊接頭，而在高溫拉伸下接頭失效主要源于晶界的弱化，斷裂機制為沿晶斷裂，因此在高溫拉伸過程中兩者的強度相差不大.

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.這是因為在疲勞加載過程中，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).

圖8 焊接接頭的室溫低周疲勞試驗Fig.8 Low cycle fatigue test of welded joints at room temperature

3 結(jié)論

(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度為783 MPa，斷裂于焊縫區(qū)；接頭高溫平均抗拉強度為83 MPa，斷裂于母材區(qū)；接頭的室溫軸向低周疲勞試驗平均應(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度無明顯影響.