孫 元，秦鑫冬，王詩(shī)洋，侯星宇，張洪宇，謝 君，于金江

1) 中國(guó)科學(xué)院金屬研究所，沈陽(yáng) 110016 2) 遼寧大學(xué)稀散元素化學(xué)研究所，沈陽(yáng) 110036

高溫合金按其成分可分為Fe基、Ni基和Co基高溫合金；按其生產(chǎn)工藝可分為鑄造、變形、粉末冶金和機(jī)械合金化高溫合金；按合金強(qiáng)化方式可分為固溶強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化和彌散強(qiáng)化高溫合金；按工程應(yīng)用可分為葉片、渦輪盤、燃燒室用高溫合金，航天和核工業(yè)用高溫合金以及民用高溫合金等.自20世紀(jì)40年代發(fā)展至今，高溫合金在成分設(shè)計(jì)、生產(chǎn)工藝和工程應(yīng)用等方面的研究從未止步.尤其在工程應(yīng)用方面，由于高溫合金在極端應(yīng)力條件下，甚至在接近熔化溫度的環(huán)境中，能夠保持優(yōu)異的機(jī)械性能（高的拉伸強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和蠕變強(qiáng)度等）、耐腐蝕性和抗氧化性，高溫合金常被應(yīng)用于航空發(fā)動(dòng)機(jī)、航天發(fā)動(dòng)機(jī)和工業(yè)燃?xì)廨啓C(jī)等的熱端部件，如渦輪葉片、渦輪盤、燃燒室及熱交換器管等[1-4].而隨著航空航天等工業(yè)的不斷發(fā)展，發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件的結(jié)構(gòu)也越來(lái)越復(fù)雜，單純的鍛造或鑄造工藝已不能滿足復(fù)雜結(jié)構(gòu)件的發(fā)展需求.此外，熱端部件在服役環(huán)境中，受高溫蠕變、腐蝕、氧化和高應(yīng)力等的影響，容易損壞.鑒于這些部件的制造成本相對(duì)較高，因此在損壞時(shí)，通常會(huì)進(jìn)行焊接修復(fù)而不是更換.高溫合金結(jié)構(gòu)件的復(fù)雜性和極端的服役環(huán)境對(duì)焊接技術(shù)的發(fā)展提出了極高的要求[5].特別是為滿足嚴(yán)苛的服役條件，高溫合金往往需要通過復(fù)雜的合金化來(lái)提高力學(xué)性能、抗氧化性和抗熱腐蝕性能，然而隨著高溫合金化學(xué)成分愈來(lái)愈復(fù)雜，合金凝固過程中容易產(chǎn)生多種析出相和低熔點(diǎn)共晶產(chǎn)物，一系列冶金反應(yīng)使得焊接愈發(fā)困難，導(dǎo)致焊接裂紋的生成、焊接接頭組織不均勻以及焊接接頭力學(xué)性能的降低.氬弧焊、激光焊和電子束焊等熔化焊方法具有工藝簡(jiǎn)單、焊接性能好等優(yōu)點(diǎn)，是高溫合金焊接的重要技術(shù)之一.數(shù)十年來(lái)，國(guó)內(nèi)外科研工作者圍繞高溫合金熔化焊開展了大量的研究，致力于降低高溫合金焊接裂紋敏感性，提高焊接接頭的組織均勻性以及焊接接頭的力學(xué)性能.本文對(duì)這些前期工作進(jìn)行了簡(jiǎn)要的回顧和總結(jié).

1 熔化焊工藝技術(shù)

高溫合金熔化焊的技術(shù)方法主要有電弧焊、電子束焊、激光焊以及由此衍生的復(fù)合焊接方法等.

1.1 電弧焊

高溫合金電弧焊普遍采用鎢極氬弧焊、熔化極惰性氣體保護(hù)焊和等離子弧焊，其中鎢極氬弧焊的應(yīng)用和研究較為廣泛.鎢極氬弧焊（Tungsten inert gas，TIG）可用于多種高溫合金及發(fā)動(dòng)機(jī)零件的修復(fù)，它不需要真空等特殊加工條件，成本低廉，方便用于車間的維護(hù)和維修工作.鎢極氬弧焊的焊縫質(zhì)量好，但焊接速度較慢.對(duì)于復(fù)雜形狀部件，如燃?xì)廨啓C(jī)燃燒室過渡管道，鎢極氬弧焊是常規(guī)應(yīng)用的焊接方法[6].

Ojo[7]對(duì)商用航空航天高溫合金Inconel 718進(jìn)行鎢極氬弧焊，發(fā)現(xiàn)金屬凝固過程中的元素微偏析導(dǎo)致枝晶間區(qū)域內(nèi)形成了二次凝固成分MC型碳化物、γ-γ'共晶、M3B2硼化物和Ni7Zr2金屬間化合物.Inconel 718合金在熔化區(qū)中Nb元素的偏析和Laves相生長(zhǎng)會(huì)顯著降低Inconel 718接頭強(qiáng)度，特別是拉伸延性、斷裂韌性、疲勞和蠕變斷裂性能.為了克服這一問題，研究者采用脈沖電流技術(shù)、超高頻脈沖電弧技術(shù)、液氮冷卻、氬氣+氫氣保護(hù)工藝等細(xì)化熔化區(qū)的晶粒，減少Laves相的數(shù)量，從而提高接頭拉伸性能[8-9].M951鎳基高溫合金可焊性較差，易在熔化區(qū)（Fusion zone，F(xiàn)Z，也稱焊縫區(qū)（Weld zone，WZ））和熱影響區(qū)（Heat affected zone，HAZ）產(chǎn)生裂紋，由于裂紋常萌生于晶界（Grain boundary，GB），Wen等[10]利用鎢極氬弧焊系統(tǒng)研究了M951高溫合金的晶界組織對(duì)其可焊性的影響.在較低的焊前熱處理冷卻速度下，沿晶界析出鏈狀M23X6相，鋸齒狀的晶界可促進(jìn)焊接過程中連續(xù)液膜的形成，從而抑制開裂，通過工程晶界的構(gòu)建，改善了M951高溫合金的抗焊接裂紋性能.

在異種合金連接中，對(duì)Ti/Ni連接的研究主要集中在激光焊、釬焊和爆炸焊等，而Gao等[11-12]采用鎢極氬弧焊連接TiBw/Ti6Al4V復(fù)合材料與Inconel 718合金，通過間接傳熱和界面反應(yīng)，獲得了性能優(yōu)良的Ti-Ni異種接頭.Ramkumar[13]研究了Inconel 625和Inconel 718的脈沖電流鎢極氬弧焊，焊接件在所有條件下都保持韌性，接頭未發(fā)現(xiàn)液化裂紋和凝固缺陷.Wang等[14]通過鎢極氬弧焊和屏蔽金屬電弧焊組合技術(shù)連接L415/N08825雙金屬?gòu)?fù)合管，與焊縫金屬的沖擊韌性相比，熱影響區(qū)具有更好的沖擊韌性.此外，焊縫的平均硬度高于母材（Base material，BM）和熱影響區(qū)的平均硬度.焊接后，熱影響區(qū)軟化，熔合線的硬度高于母材，焊接接頭的機(jī)械性能符合標(biāo)準(zhǔn)要求.

1.2 電子束焊接

電子束焊接（Electron beam welding，EBW）是利用高速電子聚焦后形成的電子束轟擊材料時(shí)所產(chǎn)生的熱能進(jìn)行焊接的方法.在相互作用區(qū)域，高達(dá)95%的電子的動(dòng)能轉(zhuǎn)化為熱能.因高能量密度、高效率、熱影響區(qū)小、殘余應(yīng)力小、深寬比大、無(wú)氧化等優(yōu)點(diǎn)，電子束焊接可以為多種材料提供高質(zhì)量的焊接接頭，在航空發(fā)動(dòng)機(jī)工業(yè)中得到了廣泛的應(yīng)用，如發(fā)動(dòng)機(jī)外殼、燃燒室襯套、發(fā)動(dòng)機(jī)的壓縮機(jī)轉(zhuǎn)子等[6,15].

由于高的冷卻速率，電子束焊接Inconel 718合金的熔化區(qū)能夠形成較細(xì)的枝晶，以及少量且離散的Laves相，因此，Inconel 718合金的電子束焊接接頭比鎢極氬弧焊接頭具有更高的抗拉強(qiáng)度[16-17].Inconel 713C合金熔焊過程中易出現(xiàn)接頭裂紋，Sun等[18]以可焊性高的Inconel 718合金絲為填充材料，利用電子束送絲焊接，獲得了無(wú)裂紋的Inconel713C合金焊接接頭，接頭的抗拉強(qiáng)度達(dá)到1070 MPa，比母材（722 MPa）高出32.5%.Peng等[15]利用真空電子束焊接GH4169/IC10異種鎳基高溫合金，并通過時(shí)效處理消除焊接接頭的成分和組織不均勻性.900 ℃時(shí)效的焊接接頭由于大量γ'和γ'′的強(qiáng)化作用，高溫力學(xué)性能最佳，抗拉強(qiáng)度為559 MPa，伸長(zhǎng)率為19.3%；而1050 ℃時(shí)效的焊接接頭由于大量δ析出相隔離基體，導(dǎo)致力學(xué)性能下降.Wen等[19]研究了電子束焊接NS163 Co基高溫合金與AISI 410L鐵素體不銹鋼.焊接接頭的硬度分布具有典型的規(guī)律，NS163硬度最高，焊縫硬度次之，410L硬度最低，雖然熱影響區(qū)被軟化，但它不影響在高束流下的優(yōu)越性能.隨著束流的增加，焊縫組織逐漸從柱狀晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，形成更細(xì)、更均勻的晶粒，焊縫的整體強(qiáng)度提高.一般來(lái)說，較高的束流可以獲得較好的焊接性能.

1.3 激光焊接

激光焊接（Laser Beam welding，LBW）是一種使用高能量密度激光作為熱源的熔化焊工藝，對(duì)于金屬合金，吸收率隨著激光束波長(zhǎng)的降低而增加，因此，從CO2激光器（束輻射波長(zhǎng)為10.6 μm）過渡到Nd:YAG和光纖激光器（波長(zhǎng)為1.06 μm）時(shí)，焊接性有所改善.與傳統(tǒng)的電弧焊相比，激光焊接具有高能量密度、高精度、高效率、高靈活性、高可靠性、高工藝穩(wěn)定性、低熱量輸入等優(yōu)點(diǎn)，可提供焊縫幾何形狀窄、深寬比大、熱影響區(qū)窄、變形小的焊接接頭.由于這些優(yōu)點(diǎn)，激光焊接近年來(lái)受到了相當(dāng)多的關(guān)注.

傳統(tǒng)電弧焊連接定向凝固的γ'強(qiáng)化鎳基合金與γ''強(qiáng)化鎳基合金具有很大挑戰(zhàn)，Liang等[20]利用激光焊接DZ125L（主要以γ'-Ni3Al強(qiáng)化）葉片和Inconel 718合金（主要以γ''-Ni3Nb強(qiáng)化）圓盤，與較弱的DZ125L基體合金相比，獲得了接頭效率約為110%的接頭.鈷基高溫合金L605是燃?xì)廨啓C(jī)葉片、噴氣發(fā)動(dòng)機(jī)零件、航空航天系統(tǒng)、燃燒室等的首選材料之一，鎢極氬弧焊過程中，由于高金屬沉積速率易產(chǎn)生焊接缺陷，而激光焊接則表現(xiàn)較為良好.Shamanian等[21]對(duì)L605進(jìn)行了脈沖Nd:YAG激光焊接，獲得了全焊透深度的完好焊縫，焊接件的拉伸強(qiáng)度大于或等于母材的拉伸強(qiáng)度.Prasad等[22]利用光纖激光焊接L605，在焊接區(qū)形成的CrFeNi、CoC、FeNi和CFe等硬相，使顯微硬度接近于母材.此外，激光焊接可以用于單晶高溫合金的連接.由于單晶γ'相中高的Al和Ti含量，其在熔化焊過程中顯示出高裂紋敏感性.然而Wang等[23]通過調(diào)整激光焊接過程中的晶界錯(cuò)向，發(fā)現(xiàn)當(dāng)僅存在亞晶界時(shí)，可以實(shí)現(xiàn)單晶渦輪葉片的無(wú)裂紋激光焊接.Dai等[24]發(fā)現(xiàn)異種焊件中大角度晶界的減少有助于降低裂紋敏感性，通過激光束焊接獲得了無(wú)熱裂紋等焊接缺陷的異種IC10單晶/GH3039高溫合金接頭.

2 焊接裂紋類型及產(chǎn)生機(jī)理

高溫合金的高合金化性質(zhì)、復(fù)雜的晶界（單晶高溫合金除外）以及固有的合金強(qiáng)化機(jī)制等，通常以有害的方式與焊接熱源產(chǎn)生的熱載荷和機(jī)械載荷以及焊接過程中施加的夾具約束等相互作用，這使高溫合金的焊接面臨諸多挑戰(zhàn)，在熔化焊中容易受到以下幾種主要類型的熱裂紋的影響[6,25].

2.1 凝固裂紋

焊道內(nèi)液固兩相區(qū)域經(jīng)歷拉伸應(yīng)力，且存在高固相體積分?jǐn)?shù)（通常為fs＞0.9），限制液態(tài)金屬在枝晶間區(qū)域的流動(dòng)，隨著焊接過程的進(jìn)行，焊縫后面產(chǎn)生的拉伸熱應(yīng)力會(huì)將其撕裂，即焊道發(fā)生固溶開裂.凝固裂紋通常出現(xiàn)在焊縫的中心位置，凝固金屬收縮而產(chǎn)生拉應(yīng)力以及凝固過程中雜質(zhì)偏析使低熔點(diǎn)共晶相在晶界處聚集而形成液態(tài)薄膜是凝固裂紋產(chǎn)生的必要條件[6,26].凝固開裂與合金的凝固溫度區(qū)間有關(guān)，而凝固溫度區(qū)間受難熔金屬和其他添加劑的量影響較大.Tian等[27]利用激光焊接GH3539合金，在其中一個(gè)樣品的焊接接頭發(fā)現(xiàn)三種類型的裂紋：焊縫區(qū)的凝固裂紋（圖1(a)）、熱影響區(qū)的液化裂紋（圖1(b)）和熱影響區(qū)與焊縫區(qū)之間穿透性混合裂紋（圖1(c)～(d)），可以看出，焊接凝固裂紋沿凝固晶界擴(kuò)展.研究發(fā)現(xiàn)凝固裂紋尖端有S、P、Al元素富集，在凝固過程中，熔點(diǎn)高的物質(zhì)首先由液態(tài)轉(zhuǎn)變?yōu)楣滔?，而熔點(diǎn)較低的S、P和Al在凝固過程中更容易在凝固晶界中形成低熔點(diǎn)的液膜和化合物，促進(jìn)了裂紋形成.Chen等[28]利用鎢極氬弧焊連接高W含量Ni-28W-6Cr合金，發(fā)現(xiàn)Si傾向于與其他元素（包括W、Cr、Mn）在最后凝固階段以低熔點(diǎn)的膜或組件的形式分離，并削弱晶界的結(jié)合力，是凝固開裂的主要因素，且晶界中沉淀的連續(xù)共晶M6C也是裂紋萌生的成核點(diǎn).此外，多項(xiàng)研究發(fā)現(xiàn)B偏析于晶界降低固/液表面能，甚至形成位于晶界分布的低熔點(diǎn)硼化物，顯著提高凝固裂紋的敏感性[29-31].

圖1 (a)凝固裂紋，(b)液化裂紋和(c～d)混合裂紋[27]Fig.1 (a) Solidification cracks, (b) liquation cracks, (c-d) mixed mode cracks[27]

2.2 晶界液化裂紋

液化開裂機(jī)制已被廣泛接受為晶界液化導(dǎo)致的微結(jié)構(gòu)脆性以及熱應(yīng)力和收縮應(yīng)力.MC型碳化物的組織液化、γ'沉淀和B、Zr等低熔點(diǎn)元素的晶界偏析是導(dǎo)致晶界液化的主要因素[32-33].Chen等[34]利用電子束焊接Inconel 718等合金，將C、S和P的濃度降到盡可能低，發(fā)現(xiàn)熱影響區(qū)液化開裂的發(fā)生與晶界處B的偏析量直接相關(guān).且B偏析晶界的熔點(diǎn)和再凝固溫度都比易受Nb碳化物組成液化的晶界低100～200 ℃左右，B對(duì)熱影響區(qū)開裂的危害更大.Chen等[35]利用鎢極氬弧焊連接Mar-M004鑄造高溫合金，發(fā)現(xiàn)沿凝固邊界的低熔點(diǎn)成分（γ-γ'共晶、MC碳化物、Cr-Mo硼化物和枝晶邊界處的Ni-Hf金屬間化合物等）是熱影響區(qū)液化開裂的主要原因.在Mar-M004焊縫中，碳化物的數(shù)量比其他晶界成分的數(shù)量更多，MC碳化物的液化開裂趨勢(shì)高于其他相.此外，B向晶界碳化物和金屬間化合物的偏析以及M3B2和M5B3硼化物的形成，可能會(huì)進(jìn)一步降低凝固溫度，使熱影響區(qū)中液化開裂的敏感性增加，極大地?fù)p害了鑄造Mar-M004高溫合金的焊接性.Taheri等[36]利用Nd:YAG脈沖激光焊接GTD-111鎳基高溫合金，液化裂紋由鑄態(tài)共晶相的部分熔化和二次顆粒造成（圖2）.在晶界液化中起作用的相有γ-γ'共晶、γ'相、MC型碳化物、Ni-Zr金屬間化合物和富Cr-Mo硼化物.由于焊縫的冷卻循環(huán)，熱影響區(qū)形成的熔合晶界在熱應(yīng)力和收縮應(yīng)力作用下能夠形成獨(dú)立的晶界.這些液化晶界在焊接加熱過程中能夠擴(kuò)展到焊縫金屬中，并且在焊接冷卻過程中轉(zhuǎn)化為裂紋.

圖2 激光焊接鑄態(tài)試樣.(a)典型液化裂紋；(b)熔化區(qū)附近γ'粒子部分熔化；(c)熱影響區(qū)內(nèi)晶界液化[36]Fig.2 Sample of as-cast: (a) typical liquation cracks; (b) partial melting of γ′ particles beside the FZ; (c) liquated grain boundaries in the HAZ of laser-welded[36]

2.3 應(yīng)變時(shí)效裂紋

鋁鈦含量高的時(shí)效強(qiáng)化高溫合金和鑄造高溫合金在焊后熱處理或高溫服役期間，在焊道或熱影響區(qū)中的晶間微裂紋被稱為應(yīng)變時(shí)效裂紋[6].應(yīng)變時(shí)效開裂主要與下述兩種因素有關(guān)：一是焊接殘余應(yīng)力和拘束應(yīng)力，二是強(qiáng)化相γ'沉淀顆粒在加熱至焊后熱處理溫度期間快速沉淀而產(chǎn)生的收縮應(yīng)力.Taheri和Zhang等[36-37]利用Nd:YAG脈沖激光焊接GTD-111高溫合金，焊接前進(jìn)行時(shí)效熱處理的試樣由于γ'和γ-γ'共晶相析出引起應(yīng)力增加，導(dǎo)致應(yīng)變時(shí)效裂紋的生成.Xie等[38]采用鎢極氬弧焊連接IN 939高溫合金，并對(duì)焊接接頭進(jìn)行了焊后熱處理.在熱影響區(qū)發(fā)現(xiàn)液化裂紋和應(yīng)變時(shí)效裂紋，兩種裂紋均沿靠近熔化區(qū)的晶界方向開裂，呈現(xiàn)出不規(guī)則和鋸齒狀的形態(tài).由于熔池冷卻凝固產(chǎn)生的應(yīng)力小于焊后熱處理過程中強(qiáng)化相γ'顆粒的快速析出導(dǎo)致的收縮應(yīng)力，因此，應(yīng)變時(shí)效裂紋比液化裂紋更長(zhǎng)、更大.在兩種裂紋中，MC型碳化物附近均存在再凝固產(chǎn)物，表明再凝固產(chǎn)物不是液化裂紋的特有標(biāo)志，且焊后熱處理不能溶解裂紋中的再凝固產(chǎn)物（圖3）.Ti和Al以及C、S和B等元素的高添加會(huì)促進(jìn)γ'沉淀，γ'體積分?jǐn)?shù)的增加引起局部應(yīng)力增加和塑性降低，因此會(huì)加劇應(yīng)變時(shí)效開裂的敏感性.選擇含Al、Ti較低，或用Nb代替部分Al、Ti的合金，可以減少應(yīng)變時(shí)效裂紋的形成.此外，在焊后對(duì)焊縫和熱影響區(qū)進(jìn)行合理的錘擊或噴丸處理，將拉應(yīng)力狀態(tài)變?yōu)閴簯?yīng)力狀態(tài)，是避免應(yīng)變時(shí)效裂紋的有效方法.

圖3 修復(fù)接頭HAZ裂紋.(a～b)液化裂紋；(c～d)應(yīng)變時(shí)效裂紋[38]Fig.3 HAZ cracks in the repaired joints: (a-b) liquation cracking;(c-d) strain age cracking[38]

2.4 失塑裂紋

失塑裂紋是高溫合金中一種常見的固相轉(zhuǎn)變裂紋，發(fā)生在固相線溫度以下的某個(gè)溫度區(qū)間內(nèi)（通常在(0.5～0.8)TS，TS為固相線溫度），因此失塑開裂又被稱為中溫脆性開裂.失塑裂紋尺寸通常為微米級(jí)，常出現(xiàn)在熱影響區(qū)或多層多道焊的再熱影響區(qū)，射線探傷等常規(guī)無(wú)損檢測(cè)方法很難檢測(cè)到該類型裂紋，且因其易成為晶間腐蝕裂紋或疲勞裂紋的裂紋源，是焊接接頭可靠性的潛在威脅[39-40].失塑裂紋在Cr含量較高的固溶強(qiáng)化型高溫合金中較為常見，如核電設(shè)備用Inconel 690、Inconel 52和Inconel 52M等[41].普遍認(rèn)可的失塑裂紋形成機(jī)制有以下三種：類蠕變的晶界滑移誘發(fā)開裂機(jī)制、雜質(zhì)元素偏析引發(fā)的晶界脆化機(jī)制和晶界析出相誘發(fā)開裂機(jī)制[42-43].Liu等[44]分析了換熱器ErNiCrMo-3焊縫開裂機(jī)制，發(fā)現(xiàn)焊縫覆蓋層材料在微裂紋發(fā)生時(shí)塑性突然下降，高倍斷口形貌圖像出現(xiàn)類似晶界滑動(dòng)的現(xiàn)象（圖4），該裂紋是類蠕變的晶界滑移誘發(fā)的失塑裂紋.通過調(diào)控晶界析出相以實(shí)現(xiàn)晶界強(qiáng)化，或者通過晶界析出相釘扎晶界在焊接熱作用下的遷移，降低晶界移動(dòng)速率，可以有效抑制失塑裂紋的形成.

圖4 晶界之間的相對(duì)滑動(dòng)導(dǎo)致微裂紋的出現(xiàn)[44]Fig.4 Relative sliding between the grain boundaries causing microcracks[44]

3 熔化焊焊接性的影響因素和實(shí)施改善方法

影響熔化焊過程的主要因素包括熱輸入、材料的成分和微觀結(jié)構(gòu)以及焊接殘余應(yīng)力等綜合方面，因此從以下幾個(gè)方向探討提高熔化焊焊接性的主要技術(shù)方法.

3.1 熱輸入

焊接過程中引入的熱量、母材的導(dǎo)熱率和比熱是確定冷卻速率的基礎(chǔ)，這對(duì)于控制熱影響區(qū)和熔化區(qū)可能發(fā)生的冷卻固態(tài)轉(zhuǎn)變至關(guān)重要.熱輸入對(duì)焊接穩(wěn)定性、孔隙率和焊道形狀有重要影響，控制熱輸入可以有效提高焊接性能[19,45-47].

在焊接冶金領(lǐng)域，熱輸入由功率和速度的分配決定.Mashhuriazar等[48]利用鎢極氬弧焊連接Inconel 939沉淀鎳基高溫合金，低熱量輸入被確定為有助于降低高鉻鎳基高溫合金焊接區(qū)域裂紋總長(zhǎng)度的有效手段.Abedi等[49]利用鎢極氬弧焊連接鈷基高溫合金CoWAlloy1，在所有焊接速度下，從焊縫熔合邊界到熔合中心線區(qū)域冷卻速度均增加.在熔化區(qū)中心線處形成柱狀等軸組織，并且柱狀組織的程度隨著焊接速度的增加而減小，高焊接速度有利于在熔化區(qū)形成完全等軸晶粒結(jié)構(gòu).Sonar等[50-51]采用磁約束電弧技術(shù)，隨著磁壓縮電弧穿越速度的增加，冷卻速度增加，Inconel 718合金鎢極氬弧焊中Nb偏析顯著減少，熔化區(qū)的晶粒細(xì)化，焊縫中l(wèi)aves相的體積含量降低，接頭的拉伸性能提高.Manikandan等[52]在鎢極氬弧焊Inconel 718合金過程中，使用液氮冷卻提高了焊縫冷卻速度，減少了枝晶間相和微偏析，Laves相得到細(xì)化，獲得了無(wú)熱影響區(qū)微裂紋的焊件.

Aqeel等[53]利用激光焊接10 mm厚的Inconel 617合金，相比于鎢極氬弧焊，激光焊接由于低熱量輸入和高耦合效率，熔化區(qū)和熱影響區(qū)減小，深寬比高，變形小，同時(shí)高的冷卻速度使得熔化區(qū)中M23C6和M6C含量降低，焊接效率提高.Zhang等[54]使用高激光功率和高焊接速度對(duì)2 mm厚的GH909板材進(jìn)行焊接，在晶粒結(jié)構(gòu)多樣化的同時(shí)，導(dǎo)致了焊縫中心晶粒粗化、高滑移傾向和條紋裂紋，其抗拉強(qiáng)度小于低激光功率和低焊接速度的焊縫.同樣，Yan等[55-56]對(duì)2 mm GH909板材進(jìn)行了激光焊接，發(fā)現(xiàn)熱影響區(qū)液化裂紋與低熔點(diǎn)共晶和成分偏析有關(guān).通過采用低激光功率、低焊接速度和減少晶界處的熱輸入，可以產(chǎn)生相對(duì)較薄的液膜遷移，并降低熱影響區(qū)液化裂紋的敏感性.Palanivel等[57]通過Nd:YAG激光焊接有效地連接厚度為4 mm的Incoloy 800合金板.熔化區(qū)的晶粒為柱狀枝晶，晶粒生長(zhǎng)垂直于焊接區(qū)邊界.隨著掃描速度的增加，由于熱輸入的減少和冷卻速率的增加，晶粒結(jié)構(gòu)變得更細(xì)和等軸，焊接接頭的強(qiáng)度和硬度提高.Mirak等[58]利用脈沖Nd:YAG激光焊接Inconel 713高溫合金與高強(qiáng)度AISI 4140鋼，熱輸入的增加使4140鋼側(cè)的熱影響區(qū)寬度提高，而Inconel 713高溫合金由于耐高溫性，熱影響區(qū)較窄.此外，Inconel 713的熱導(dǎo)率低于4140鋼，導(dǎo)致熔池被拉向高溫合金一側(cè)（圖5）.隨著熱輸入的增加，形成了更粗的枝晶晶粒及l(fā)aves相，焊縫金屬的硬度和抗拉強(qiáng)度降低.Taheri等[59]研究發(fā)現(xiàn)Nd:YAG脈沖激光焊接GTD-111鎳基高溫合金接頭中，熔化區(qū)的液化裂紋是凝固裂紋產(chǎn)生和擴(kuò)展的有力場(chǎng)所，隨著脈沖頻率的增加，背填充趨勢(shì)增加，形成兩種裂紋的趨勢(shì)降低.Afshari等[60]通過Nd:YAG脈沖激光焊接優(yōu)化GTD-111高溫合金與4340鋼的焊接接頭的力學(xué)性能，較低的熱輸入和較高的焊接速度可減少Laves顆粒的數(shù)量，從而提升拉伸強(qiáng)度和硬度.

圖5 三種不同熱輸入下的焊縫宏觀形貌[58].(a) 1875 J·mm-1；(b) 3125 J·mm-1；(c) 4375 J·mm-1Fig.5 Macroscopic images of the weld area[58]: (a) 1875 J·mm-1;(b) 3125 J·mm-1; (c) 4375 J·mm-1

此外，束偏移工藝是確保平衡熱量輸入的有效手段，可控制接頭兩側(cè)母材金屬的熔化量，有助于改善合金的微觀結(jié)構(gòu)和偏析行為，并提高接頭的機(jī)械性能.Sang等[61]用電子束焊接1.5 mm厚的Ta和GH3128板，束偏移使擴(kuò)散到熔池中的Ta含量隨著束偏移的增加而增加.Ta元素對(duì)降低熔池粘度的影響更顯著，電子束的攪拌作用更強(qiáng)，從而形成更均勻的熔池，焊縫由中心焊接時(shí)的柱狀晶向等軸組織轉(zhuǎn)變，消除了中心焊時(shí)的穿透裂紋和氣孔，接頭的硬度和抗拉強(qiáng)度顯著提高.Zhang等[62]研究了束偏移工藝對(duì)電子束焊接Nb/GH3128異種合金組織和力學(xué)性能的影響（圖6）.當(dāng)電子束移動(dòng)到0.5 mm的GH3128高溫合金時(shí)，接頭主要由γ相和大量脆性Laves相和γ-Laves共晶組成，導(dǎo)致了裂紋的產(chǎn)生.束偏移值增大到0.5～0.9 mm時(shí)，合金元素偏析趨勢(shì)增強(qiáng)，Laves相和γ-Laves共晶逐漸被γ相取代，接頭抗拉強(qiáng)度提升.

圖6 Nb/GH3128異種合金的焊接示意圖[62]Fig.6 Schematic illustration of the welding process of Nb/GH3128 dissimilar alloys[62]

振蕩激光束也被證明可以改變焊接能量分布和傳熱模式，通過熔池流體速度的周期性波動(dòng)，振蕩激光比常規(guī)激光焊接增加了熔池表面的最大流速，使枝晶受到更大的彎曲應(yīng)力，容易斷裂，導(dǎo)致元素均勻化.此外，振蕩激光束降低了溫度梯度，使得熔池中心和邊緣的冷卻速率提高，阻礙了元素?cái)U(kuò)散過程中的偏析現(xiàn)象.通過改善Laves相和低熔點(diǎn)共晶的比例和分布，避免了凝固裂紋和液化裂紋[63-67].

3.2 材料的成分和微觀結(jié)構(gòu)

高溫合金焊縫中的成分和微觀結(jié)構(gòu)演變始終控制著焊件的性能.凝固過程中發(fā)生的微偏析和非平衡相變異常重要.枝晶微偏析通常會(huì)導(dǎo)致沿枝晶間隙形成金屬間二次凝固成分以及第二相沉淀顆粒的不均勻分布.Osoba等[68]在HY282高溫合金中添加C改進(jìn)一次凝固路徑，熔化區(qū)只有Ti和Mo表現(xiàn)出明顯的枝晶間液相分離，枝晶間液體的二次凝固反應(yīng)產(chǎn)物由富Ti-Mo的MC型碳化物顆粒組成，而未觀察到γ-γ'沉淀強(qiáng)化鎳基高溫合金中經(jīng)常形成的γ-γ'共晶微觀組織，避免了凝固裂紋的生成.Wen等[69]發(fā)現(xiàn)0.05 %（原子分?jǐn)?shù)）的B摻雜可以抑制熔化區(qū)中μ-Co7W6相在晶界上的析出，此外，B元素可促進(jìn)微觀組織在晶粒內(nèi)部的動(dòng)態(tài)連續(xù)再結(jié)晶回復(fù)過程，消除初始高角度晶界周圍的應(yīng)力集中，從而提高Co基高溫合金的焊接抗裂性.隨著B摻雜的進(jìn)一步增加，M3B2相在晶界上沉淀，晶粒內(nèi)部的內(nèi)應(yīng)力也增加，致使可焊性惡化.Liu等[70]研究了Cr對(duì)Co-Al-W基高溫合金鎢極氬弧焊凝固開裂敏感性的影響.不同Cr含量的合金中均存在M6C碳化物、β相和γ-γ'共晶，Cr的加入促進(jìn)了M6C碳化物的析出，且Cr原子占據(jù)了W原子的晶格，使γ'相的形貌由立方變?yōu)閳A角.隨著Cr含量的增加，凝固溫度范圍縮小，晶界有明顯的液相回填，晶界碳化物密集排列，晶界呈鋸齒狀，晶內(nèi)有大量的凝固亞晶界，使得焊接凝固裂紋敏感性降低.Wang等[71]研究了焊絲成分對(duì)鎢極氬弧焊連接K4951高溫合金焊接性的影響.由于Nb的枝晶干/枝晶間分配系數(shù)低于0.5，易偏析于晶界，增加晶界液化相的體積分?jǐn)?shù)，可提升液化晶界的愈合能力，降低焊接裂紋敏感性.通過提高Al元素的含量，同時(shí)調(diào)控Nb，Cr，Mo等元素可有效抑制裂紋形成，并提升焊縫金屬的高溫服役性能.

熱處理技術(shù)常用于焊縫微觀結(jié)構(gòu)的改善和化合物的均勻化，以及焊縫區(qū)和熱影響區(qū)中形成的第二相的溶解[15].Abedi等[72]研究了鎢極氬弧焊連接鈷基高溫合金，發(fā)現(xiàn)熱影響區(qū)開裂的主要原因是MC型碳化物和γ'沉淀在焊前條件下的亞固態(tài)液化反應(yīng)導(dǎo)致的晶間液化，B元素的晶界偏析控制焊接過程中的開裂敏感性.因此，利用焊前熱處理減少B的晶界偏析，可在焊接后和焊后熱處理后有效地抑制熱影響區(qū)開裂，提高焊件的拉伸性能.Pakniat等[73]采用激光焊接2 mm厚的Hastelloy X高溫合金板，發(fā)現(xiàn)晶界碳化物是Hastelloy X中形成液化裂紋的重要因素，通過1150 ℃下2 h的固溶熱處理，將晶界碳化物溶解，可提高合金的抗裂性.Aina等[74]利用激光-電弧混合焊接Inconel 738高溫合金，通過焊前熱處理（1120 ℃，16 h，爐冷）消除了晶界的硼化物，獲得了相對(duì)較低的硬度，顯著降低了熱影響區(qū)晶間開裂.Zhang等[37]利用激光焊接GTD-111鎳基鑄造高溫合金，發(fā)現(xiàn)γ-γ'共晶、γ'相、TiC碳化物、Ni-Zr金屬間化合物和富含CrMo的硼化物是液化裂紋形成的最重要因素.在焊前全固溶熱處理?xiàng)l件下（1200 ℃，2 h，空冷），Ni-Zr金屬間化合物和富含Cr-Mo的硼化物等有害相完全溶解，熱影響區(qū)中熔融晶界消失，獲得了無(wú)裂紋的焊縫.Wen等[10]通過改變焊前熱處理的冷卻速度，系統(tǒng)調(diào)控了M951高溫合金的晶界組織形貌，隨冷卻速率降低，鏈狀的M23X6相沿晶界析出，伴隨B的偏析，晶界呈鋸齒狀.在熔化焊過程中，經(jīng)過低冷卻速率熱處理的M951高溫合金易在晶界上形成連續(xù)的液膜, 在晶界表面形成連續(xù)的液膜有助于提高抗焊裂性能.液膜與鋸齒狀晶界共同防止了焊縫裂紋的形成，提高了可焊性（圖7）.

圖7 焊接過程中晶界組織演變示意圖.空冷試樣的(a)焊前、(b)焊接和(c)焊后顯微組織，以及爐冷試樣的(d)焊前、(e)焊接和(f)焊后顯微組織[10]Fig.7 Schematic illustration of the microstructural evolution of GBs during welding: (a) Pre-weld, (b) welding, and (c) post-weld microstructures of the AC sample; (d) Pre-weld, (e) welding, and (f) post-weld microstructures of the FC sample[10]

焊后熱處理同樣可以改善焊縫的組織結(jié)構(gòu)[75-78].Han等[79]研究了焊后熱處理的電子束焊接IN738LC接頭由γ-Ni基體、γ'顆粒、富Ti的MC碳化物顆粒和富Cr的M23C6碳化物鏈組成.隨著時(shí)效時(shí)間增加，IN738LC接頭的抗拉強(qiáng)度逐漸減小，而接頭的伸長(zhǎng)率先增大后減小，這歸因于γ-Ni基體通道寬度的增加；且M23C6碳化物的形態(tài)從離散的粒狀變?yōu)檫B續(xù)的鏈狀，接頭的斷裂壽命先增大后減少，通過優(yōu)化的熱處理技術(shù)可獲得穩(wěn)定的接頭組織和良好的力學(xué)性能.Bhanu等[80]對(duì)鎢極氬弧焊P91鋼和Incoloy 800HT的焊接接頭進(jìn)行焊后熱處理，顯著降低了沿焊接件的機(jī)械參數(shù)波動(dòng)，如硬度，但以沖擊韌性為代價(jià).焊后熱處理對(duì)標(biāo)準(zhǔn)試樣的抗拉強(qiáng)度未產(chǎn)生顯著影響.然而，由于熱處理后大量碳化物沉淀，小尺寸試樣的抗拉強(qiáng)度有所增加.Athira等[81]對(duì)無(wú)W沉淀強(qiáng)化鈷基高溫合金進(jìn)行激光焊接.由于枝晶間γ'網(wǎng)絡(luò)不一致，在焊態(tài)條件下，熔化區(qū)表現(xiàn)出最低的硬度，由于冷卻循環(huán)期間形成的細(xì)小γ'沉淀，熱影響區(qū)具有最高的硬度.直接時(shí)效焊后熱處理不會(huì)在整個(gè)焊縫上產(chǎn)生均勻的微觀結(jié)構(gòu)和硬度，而固溶和時(shí)效熱處理會(huì)產(chǎn)生均勻的顯微結(jié)構(gòu)和硬度.

近幾十年來(lái)，學(xué)者們報(bào)道了眾多的超聲電弧焊接工藝對(duì)焊縫組織結(jié)構(gòu)的改善.Yuan等[82]研究發(fā)現(xiàn)，將超聲波攪拌能量引入鎢極氬弧焊可以有效細(xì)化晶粒，減少誘發(fā)裂紋的有害晶界.Thavamani等[83]利用超聲鎢極氬弧焊緩解了Inconel 718合金的熱裂紋.Zhu等[84]發(fā)現(xiàn)超聲鎢極氬弧焊連接MGH 956，氣泡更容易浮在外面，接頭中幾乎沒有孔，且拉伸強(qiáng)度得到改善.Wang等[85]利用一種新型的高效自感應(yīng)超聲鎢極氬弧焊連接Inconel 718合金，不僅減少和細(xì)化了Laves相，而且細(xì)化了具有更高取向的晶粒.彌散的最細(xì)晶粒和Laves相的優(yōu)異分布提高了焊縫的抗拉強(qiáng)度和延展性.

3.3 焊接殘余應(yīng)力

焊接的加熱和冷卻過程中存在較大的熱梯度，導(dǎo)致焊接接頭中經(jīng)常存在拉伸殘余應(yīng)力.在焊縫的凝固階段，焊縫每個(gè)區(qū)域冷卻速率不同，使得焊縫兩側(cè)材料應(yīng)力狀態(tài)不同，致使焊縫區(qū)和熱影響區(qū)開裂甚至斷裂.為了解決異種金屬焊接接頭中殘余應(yīng)力引起的疲勞問題，可采用焊后熱處理、噴丸、退火和超聲波沖擊等進(jìn)行處理.

Taheri等[36]利用Nd:YAG脈沖激光焊接GTD-111鎳基鑄造高溫合金，γ'、γ-γ'共晶、MC碳化物、富含Cr-Mo的硼化物和Ni-Zr金屬間相是熱影響區(qū)中晶界熔體和裂紋形成的重要參數(shù)，經(jīng)過多次熱處理循環(huán)，熱影響區(qū)中γ'粒子部分溶解，隨著與熔合線的距離和γ'粒子尺寸的增加，溶解程度降低.γ'沉淀的組分液化是促進(jìn)熱影響區(qū)液化開裂的主要因素.焊接前在1200 ℃進(jìn)行全固溶熱處理導(dǎo)致硼化物和金屬間相完全溶解，在熱影響區(qū)中沒有觀察到熔融晶界，且γ'沉淀消除了殘余應(yīng)力，因此獲得了沒有裂紋的接頭.Cao等[86]研究了Nd:YAG激光焊接Inconel 718合金，在焊接前進(jìn)行固溶熱處理，然后在焊接后進(jìn)行時(shí)效處理，可以消除晶界處合金元素偏析，且該條件下合金的高延展性釋放了焊接殘余應(yīng)力，使得焊接裂紋消除.

Zhou等[87]利用鎢極氬弧焊對(duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒襯套零件1Cr18Ni9Ti和GH1140進(jìn)行了連接，通過激光沖擊噴丸將焊縫和熱影響區(qū)中的拉伸殘余應(yīng)力轉(zhuǎn)換為高振幅壓縮殘余應(yīng)力，且殘余壓應(yīng)力均勻分布在整個(gè)燃燒室襯板的焊接表面上.裂紋一般起源于應(yīng)力集中點(diǎn)，高振幅殘余壓應(yīng)力的均勻分布有利于抑制裂紋萌生和擴(kuò)展.同時(shí)，隨著晶粒細(xì)化、深度方向的梯度塑性變形和表面材料的位錯(cuò)結(jié)構(gòu)的引入，焊接試樣的高周疲勞極限顯著提高（圖8）.

圖8 燃燒室襯板焊縫表面殘余應(yīng)力分布[87]Fig.8 Residual stress distribution on the weld surface of the combustion liner[87]

4 結(jié)論與展望

高溫合金焊接技術(shù)為航空航天等工業(yè)的設(shè)計(jì)、裝配和修復(fù)等提供了強(qiáng)有力的支撐.國(guó)內(nèi)外對(duì)高溫合金熔化焊工藝技術(shù)進(jìn)行了廣泛的研究，電弧焊、電子束焊和激光焊等熔化焊方法在高溫合金焊接過程中的優(yōu)勢(shì)和局限性已相對(duì)清晰.高溫合金熔化焊中凝固裂紋、晶界液化裂紋、應(yīng)變時(shí)效裂紋和失塑裂紋的形成機(jī)理及影響因素已逐步明確；通過對(duì)焊接熱輸入、材料的成分和微觀結(jié)構(gòu)以及焊接殘余應(yīng)力等因素的系統(tǒng)研究和調(diào)控，高溫合金熔化焊的焊接性得到顯著提升.而工業(yè)發(fā)展對(duì)高溫合金承溫水平的要求不斷提高，高溫合金的類型也在不斷迭代更新，由變形高溫合金演變?yōu)槠胀ㄨT造多晶高溫合金，再演變?yōu)槎ㄏ蚰毯蛦尉Ц邷睾辖鸬雀邷睾辖鹦虏牧?因此，需要持續(xù)開展新興高溫合金、傳統(tǒng)不可焊高溫合金以及冶金極度不相容的異種材料的焊接研究.此外，可利用焊接過程的監(jiān)測(cè)和仿真技術(shù)等深入研究熔焊過程中的熔池流動(dòng)和焊接傳熱傳質(zhì)等科學(xué)問題，這對(duì)于促進(jìn)熔化焊技術(shù)的發(fā)展具有重要的科學(xué)價(jià)值.除改進(jìn)焊接工藝外，未來(lái)關(guān)于焊接過程的自動(dòng)化、智能化的研究也應(yīng)逐步深入，這是提高焊接穩(wěn)定性和可靠性的重要方向之一.