，，

(南京航空航天大學 材料科學與技術學院，江蘇 南京 211106)

0　前言

鎳基高溫合金能夠在較大的溫度范圍內具備很好的綜合力學性能，并且具有良好的抗輻射、抗疲勞、抗氧化、耐腐蝕性能和長期組織穩(wěn)定性，因此應用領域非常廣泛。鎳基高溫合金主要用于制造航空渦輪發(fā)動機的熱端部件，例如燃燒室、導向葉片、渦輪葉片和渦輪盤等零部件，并成為航空、航天、能源動力、石油化工以及冶金礦山等領域中大量使用的關鍵材料[1]。

近年來，研究人員從焊接方法、焊接接頭的組織與性能、工藝參數(shù)優(yōu)化等多方面對鎳基高溫合金焊接展開了豐富的研究，主要涉及到的焊接方法包括摩擦焊[2]、擴散焊[3]、氬弧焊[4-6]、電子束焊[7]、激光焊[8]和釬焊等。由于MIG焊具有電弧穩(wěn)定、熱輸入易調節(jié)、焊接速度快、熔敷效率高、焊縫成形美觀等優(yōu)點，文中將采用MIG焊接方法對鎳基高溫合金薄板進行焊接。

焊接工藝參數(shù)的變化會對焊接接頭的顯微組織與力學性能產生重要的影響，并決定著焊接構件的生產質量。因此，對鎳基高溫合金焊接接頭的組織與性能進行研究，并分析焊接工藝參數(shù)對接頭力學性能的影響規(guī)律，為獲得合理的焊接工藝參數(shù)提供理論依據。研究有助于在實際生產過程中對鎳基高溫合金焊接工藝進行控制和優(yōu)化，改善焊接接頭性能，對其應用具有重要的參考價值和指導意義。

1　試驗方法

1.1　試驗材料

試驗選用的母材和填充焊絲均為GH4169鎳基高溫合金，其化學成分如表1所示[9]。對接試板的尺寸為100 mm×50 mm×1.5 mm，填充焊絲的直徑為1.2 mm。

表1　GH4169鎳基高溫合金的化學成分(質量分數(shù)，%)

1.2　正交試驗設計

使用MIG焊方法對1.5 mm厚度的GH4169鎳基高溫合金薄板進行對接焊，按照正交試驗的設計原則，分別考慮焊接電流、電弧電壓和焊接速度三個因素，進行了三因素三水平的焊接工藝正交試驗，主要工藝參數(shù)如表2所示。采用純氬氣作為保護氣體，保護氣體流量為10 L/min。

表2　焊接工藝參數(shù)

2　顯微組織分析

針對GH4169鎳基高溫合金MIG焊接頭進行金相試驗，所用腐蝕液的配比為1.5 g五水硫酸銅、20 mL鹽酸和20 mL無水乙醇，腐蝕時間為5～10 min。觀察鎳基高溫合金焊接接頭的組織形態(tài)，如圖1所示，從焊縫中心到基體的顯微組織依次可以劃分為焊縫中心等軸晶區(qū)、焊縫邊緣柱狀晶區(qū)、熱影響區(qū)和母材組織。

鎳基高溫合金的焊縫凝固組織呈現(xiàn)典型的鑄態(tài)組織，在靠近熔合線處枝晶生長成為主軸很長的柱狀晶區(qū)，焊縫中心形成晶粒細小的等軸晶區(qū)，在焊縫的枝晶間容易產生偏析。

在焊縫中心處，溶質原子的富集導致固液界面前沿的液相中成分過冷區(qū)很寬，能夠形成新的晶核，并沿各個方向均勻生長，從而阻礙了柱狀晶的生長，形成焊縫中心等軸晶區(qū)，如圖1a所示?？梢园l(fā)現(xiàn)，圍繞著等軸晶區(qū)的柱狀晶均呈現(xiàn)向著焊縫中心生長的生長方向。與周圍的柱狀晶相比，焊縫中心等軸晶區(qū)的晶粒尺寸更加細小。

在焊接熔池的邊緣區(qū)域，局部半熔化的母材晶粒表面會成為新相晶核的基底，促進了非均勻形核過程；然后以聯(lián)生結晶的方式，沿著垂直于熔合線，散熱速度最快的方向生長，最終形成粗大的柱狀晶區(qū)，如圖1b所示。柱狀晶組織具有明顯的生長方向，不同生長方向的柱狀晶之間會形成競爭生長現(xiàn)象。

焊接熱影響區(qū)的顯微組織如圖1c所示，圖中的左上方為母材，右下方為焊縫組織，中間是熱影響區(qū)。與圖1d顯示的母材顯微組織相比，可以觀察到熱影響區(qū)的晶粒明顯長大，造成熱影響區(qū)的塑性、韌性下降，容易形成脆化和裂紋，降低了焊接接頭的力學性能。

圖1　焊接接頭顯微組織

熱影響區(qū)的顯微組織分布不均勻，如圖2所示。在靠近熔合線的區(qū)域，晶粒尺寸很大，形成粗晶區(qū)，這是因為在焊接過程中，這部分組織長時間處于高溫狀態(tài)，晶粒充分長大。在遠離熔合線的區(qū)域，晶粒大小不均勻，形成不完全重結晶區(qū)。造成這種現(xiàn)象的原因是該區(qū)域距焊接熱源比較遠，在焊接熱循環(huán)中處于高溫的時間很短，晶粒長大與溶質擴散均不完全，一部分晶粒受熱長大，還有一部分晶粒沒有長大，新生的晶粒與原有的晶粒共存，所以晶粒尺寸不統(tǒng)一。由于鎳基高溫合金的導熱性較差，焊接熱影響區(qū)的寬度較窄，并且區(qū)域劃分比較模糊，在粗晶區(qū)與不完全重結晶區(qū)之間，幾乎觀察不到細晶區(qū)的存在。

圖2　熱影響區(qū)顯微組織

3　力學性能分析

采用室溫拉伸和顯微硬度試驗，研究鎳基高溫合金焊接接頭的強度、塑性與硬度等力學性能。由于表2中第1組焊接工藝參數(shù)的熱輸入過小，造成了較為嚴重的未焊透缺陷，焊接接頭的力學性能很差，故不考慮1號試樣，只分析母材和第2～9號焊接接頭的力學性能。

3.1　焊接接頭拉伸性能

根據標準GB/T 228.1—2010 《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》制備拉伸試樣，并采用CMT 5105型萬能試驗機完成室溫拉伸試驗。試驗結果如表3所示，分別獲得了試樣的抗拉強度和斷后伸長率，并對焊接接頭的強度與塑性達到母材的百分比進行了計算。

母材的抗拉強度為720.5 MPa，各組焊接接頭的強度均低于母材。其中5號焊接接頭的抗拉強度最高，為702.7 MPa，相當于母材強度的97.5%，基本達到與母材等強度的要求。其它焊接接頭的抗拉強度雖然比母材略低，但也達到了較高水平，不低于母材強度的88.0%，表明鎳基高溫合金MIG焊接頭的強度較好。

母材的斷后伸長率為54.8%，各組焊接接頭的斷后伸長率均小于母材。其中5號焊接接頭的斷后伸長率最高，為35.5%，達到了母材的64.8%，塑性與母材相比有所下降。各組焊接接頭的斷后伸長率平均值為27.9%，遠遠低于母材的斷后伸長率，說明鎳基高溫合金MIG焊接頭的塑性較差。這是因為在焊接過程中，焊縫和熱影響區(qū)由于長時間處于高溫狀態(tài)，凝固過程容易發(fā)生晶粒粗化，從而降低了焊接接頭的塑性。

表3　室溫拉伸試驗結果

鎳基高溫合金焊接接頭經過室溫拉伸試驗，均在焊縫處發(fā)生脆性斷裂，主要是以下兩方面原因導致的。一方面是由于焊接過程中熔池金屬通常處于過熱狀態(tài)，而鎳基高溫合金的導熱性較差，熔池中的液態(tài)金屬冷卻速度較慢，容易在焊縫中形成粗大的晶粒，造成焊縫的塑性較差而脆性較大。另一方面是因為焊縫內的枝晶間產生了溶質偏析，在GH4169鎳基高溫合金的焊縫凝固過程中，溶質濃度分布不均勻，枝晶間會產生Nb等溶質元素的偏析。在焊接熔池邊緣的枝晶生長過程中，相鄰柱狀晶之間的Nb富集區(qū)容易形成粗顆粒長鏈狀的Laves相，這種Laves相形態(tài)提高了焊縫的熱裂紋敏感性，降低了接頭的力學性能[10]。焊縫柱狀晶區(qū)的晶粒粗大與晶間偏析，使焊縫成為焊接接頭的薄弱環(huán)節(jié)，在試樣拉伸時容易發(fā)生脆性斷裂。

3.2　焊接接頭顯微硬度

采用HXS-1000AY型數(shù)字式智能顯微硬度計，分析鎳基高溫合金焊接接頭的顯微硬度分布。對第2～9號焊接接頭試樣，從焊縫中心開始，沿著垂直于焊縫中心線的方向，向焊縫的一側每隔0.5 mm打一個顯微硬度測試點，顯微維氏硬度隨著與焊縫中心距離的變化如圖3所示。

各組焊接接頭的顯微硬度具有大致相同的分布規(guī)律。焊縫中心處的顯微硬度最小，為173 HV左右。在焊縫中心細小的等軸晶區(qū)內，硬度緩慢上升，略高于焊縫中心。在焊縫外圍的柱狀晶區(qū)內，硬度逐漸下降，這是由于柱狀晶的晶粒粗大，降低了焊縫的硬度。接近焊縫邊界的位置，硬度顯著提高，在焊縫邊界處達到與母材同等水平的大小。熱影響區(qū)的硬度略有降低，但其硬度值與母材相差不大。在從焊縫邊界向外經熱影響區(qū)到母材的寬闊區(qū)域內，顯微硬度分布上下波動，遠遠高于焊縫中心的硬度。

圖3　焊接接頭的顯微硬度分布

顯微硬度試驗測得GH4169鎳基高溫合金母材的顯微維氏硬度平均值為201.4 HV，第2～9號焊接接頭的焊縫平均顯微硬度如表4所示。鎳基高溫合金焊接接頭的焊縫平均顯微硬度均遠遠小于母材，這是因為在焊接熱循環(huán)過程中，焊縫在高溫區(qū)的停留時間比較長，并且鎳基高溫合金的導熱性較差，導致焊縫凝固組織易于發(fā)生晶粒粗化，從而降低了焊縫的硬度。其中5號焊接接頭的焊縫平均硬度最高，為178.5 HV，能夠達到母材硬度的88.6%。

表4　試樣焊縫平均顯微硬度(HV)

4　焊接工藝優(yōu)化

基于表2所示的正交試驗參數(shù)設計以及拉伸試驗和硬度試驗的結果，運用極差分析法，研究焊接電流、電弧電壓和焊接速度對鎳基高溫合金焊接接頭的抗拉強度、斷后伸長率、焊縫平均硬度等力學性能的影響規(guī)律，并獲得了焊接工藝參數(shù)的最優(yōu)水平組合，分別如表5、表6和表7所示。其中，K1,K2,K3分別表示各因素的不同水平所對應的試驗結果之和；k1,k2,k3分別為K1,K2,K3的平均值，可根據值的大小選擇最優(yōu)水平；極差R代表各因素下試驗結果的波動幅度，R的值越大，證明該因素對試驗結果的影響越大，由此可知各因素對試驗結果影響的主次順序。

表5　抗拉強度的極差分析

從表5可以看出，焊接電流對鎳基高溫合金焊接接頭抗拉強度的影響最大，電弧電壓的影響次之，焊接速度的影響最小。隨著焊接電流或電弧電壓的增大，接頭抗拉強度先升高后降低；隨著焊接速度的增大，抗拉強度先下降后提高；在I2U2v3水平組合時，接頭抗拉強度取得最大值。

表6　斷后伸長率的極差分析

如表6所示，在對鎳基高溫合金焊接接頭斷后伸長率的影響因素中，焊接電流的影響最大，焊接速度的影響次之，電弧電壓的影響最小。斷后伸長率隨焊接電流、電弧電壓和焊接速度的變化規(guī)律與抗拉強度的變化一致，同樣在I2U2v3水平組合時，接頭斷后伸長率達到最大值。

表7　焊縫平均硬度的極差分析

分析表7發(fā)現(xiàn)，電弧電壓為鎳基高溫合金焊縫平均顯微硬度的主要影響因素，焊接電流和焊接速度對顯微硬度的影響較小。隨著電弧電壓的升高，焊縫平均硬度先增大后減小；焊接電流和焊接速度對硬度的影響并不明顯，波動幅度不大；焊縫平均顯微硬度在I2U2v3水平組合時得到最大值。

在對鎳基高溫合金焊接接頭的抗拉強度、斷后伸長率和焊縫平均硬度的極差分析中，得到的最優(yōu)水平組合均為I2U2v3，即表2中的第5組焊接工藝參數(shù)。因此，針對1.5 mm厚度GH4169鎳基高溫合金薄板的MIG焊過程，獲得了最優(yōu)焊接工藝參數(shù)，即焊接電流為55 A，電弧電壓為18 V，焊接速度為0.30 m/min。

5　結論

(1) 對1.5 mm厚度的GH4169鎳基高溫合金薄板進行MIG焊，分別考慮焊接電流、電弧電壓和焊接速度三種工藝參數(shù)因素，設計并完成了三因素三水平的焊接正交試驗。

(2) 利用金相試驗，觀察鎳基高溫合金焊接接頭的顯微組織，大致可以劃分為焊縫中心等軸晶區(qū)、焊縫邊緣柱狀晶區(qū)、熱影響區(qū)和母材組織。焊縫中心為細小的等軸晶區(qū)，外圍是晶粒粗大的柱狀晶區(qū)，具有明顯的生長方向，熱影響區(qū)與母材組織相比晶粒發(fā)生粗化，并且熱影響區(qū)的區(qū)域劃分比較模糊。

(3) 采用室溫拉伸與顯微硬度試驗，分析各組鎳基高溫合金焊接接頭的力學性能。其中，5號焊接接頭的力學性能最佳，抗拉強度為702.7 MPa，基本達到與母材等強度，斷后伸長率為35.5%，能夠達到母材塑性的64.8%，焊縫平均硬度為178.5 HV，達到了母材硬度的88.6%。

(4) 通過極差分析法，分別研究了焊接電流、電弧電壓與焊接速度對鎳基高溫合金焊接接頭的抗拉強度、斷后伸長率、焊縫平均硬度等力學性能的影響規(guī)律。獲得了最優(yōu)焊接工藝參數(shù)，即焊接電流為55 A，電弧電壓為18 V，焊接速度為0.30 m/min。

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