热输入对Inconel 617镍基高温合金激光焊接接头显微组织与力学性能的影响

程 昊，周炼刚，刘 健，王宇宁，仝凌云，都 东

(1 航天材料及工艺研究所，北京 100076；2 清华大学 机械工程系，北京 100084；3 中国航发北京航空材料研究院，北京 100095)

Inconel 617是一种典型的固溶强化型镍基高温合金，具有面心立方晶体结构，含有大量固溶元素(Mo,Cr和Co)[1]。因其具有良好的耐高温腐蚀性能，优异的力学性能、热稳定性、抗蠕变性能[2]，已被广泛应用于燃气轮机以及航天工业中的高温结构件的生产制造中[3-4]。

在大型复杂高温合金结构件生产制造过程中，焊接是一种将零件可靠连接的重要工艺。近年来快速发展的激光焊接技术是一种通过激光束加热金属使其熔化并连接的工艺。与传统的电弧焊接方法相比，激光焊接具有热输入小、柔性高、效率高等优点[5-6]。因此，激光焊接已广泛应用于汽车、造船、航空航天等工业领域[7-8]。王晓光等[9]的研究表明，通过激光焊接GH3044镍基高温合金获得的焊缝表面成形良好，由于焊缝凝固速度快，焊缝区域显微组织细小，合金元素分布均匀，显微硬度高于母材。Yu等[10]的研究表明，通过激光焊接GH3535镍基高温合金，焊接热输入对母材晶粒尺寸几乎没有影响，焊接接头室温及高温抗拉强度可达母材的97%以上。可见激光焊接技术在镍基高温合金结构焊接领域具有较好的应用前景。

激光焊接的主要工艺参数包括激光功率、焊接速度等，不同的工艺参数导致激光热源在焊接过程对母材的实际热输入不同。以往研究表明[11]，焊接热输入对析出相强化的Inconel 718镍基高温合金焊缝显微组织与力学性能影响明显。高热输入工艺参数下获得的焊缝宽度较大，焊缝区域晶粒尺寸较为粗大，凝固枝晶组织粗大，而且焊缝内部Laves相尺寸与含量均明显增加，导致焊缝区域硬度降低[12-13]。然而，析出相强化高温合金和固溶强化高温合金化学成分与强化机制差异较大，有关焊接工艺参数对固溶强化镍基高温合金激光焊缝组织与力学性能影响的研究还较少，所以有必要开展焊接工艺参数对Inconel 617镍基高温合金激光焊缝显微组织与室温和高温力学性能的影响研究，掌握相关机理规律，为高温合金结构激光焊接工艺规范优化提供依据。

本工作采用两种不同热输入的工艺参数对3 mm壁厚的Inconel 617镍基高温合金板材进行激光焊接，焊后对比研究了焊缝晶粒形态、枝晶形貌、二次枝晶间距、枝晶间碳化物形貌、枝晶间合金元素偏析、热影响区碳化物熔化等现象的差异，测试了焊接接头室温(25 ℃)及高温(900 ℃)拉伸性能，分析了焊接接头拉伸断裂失效机理的差异。

1 实验材料与方法

将Inconel 617镍基高温合金(固溶态)板切割成尺寸为200 mm×100 mm×3 mm的焊接试板，化学成分见表1。图1为Inconel 617镍基高温合金母材的光学显微镜(optical microscope,OM)和扫描电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)照片。Inconel 617母材的晶粒结构为γ奥氏体等轴晶粒，晶粒尺寸较为均匀，直径在30～60 μm之间。大量的微米级、亚微米级球状金属碳化物颗粒在晶界和晶内均匀分布。这类碳化物主要为M23C6(M=Cr,Mo)[14]。表2为母材的常温及高温力学性能。

表1 Inconel 617镍基高温合金的化学成分(质量分数/%)Table 1 Chemical compositions of Inconel 617 nickel-based superalloy (mass fraction/%)

图1 Inconel 617镍基高温合金母材的OM(a)和SEM(b)照片Fig.1 Photographs of OM (a) and SEM (b) of Inconel 617 nickel-based superalloy base metal

采用IPG YLS-6000光纤激光器作为实验激光光源，其最大输出功率6 kW。输出激光波长为1070 nm，激光束经准直与聚焦后，作用在板材表面的激光光斑直径为0.4 mm。为了保护高温状态的金属不被氧化，采用99.99%(体积分数)纯度氩气作为保护气体，对焊接过程中熔池正面、背面、焊后高温区域进行保护。采用两组热输入不同的焊接工艺参数(见表3)对试板进行激光焊接。

表2 母材力学性能Table 2 Mechanical properties of base metal

表3 焊接工艺参数Table 3 Welding process parameters

焊接后，通过观察测试焊接接头的显微组织和室温、高温拉伸性能，分析不同焊接工艺参数对激光焊接接头组织及力学性能的影响。采用X射线衍射(X-ray diffraction, XRD)对焊缝相组成进行分析。通过线切割加工焊接接头横截面金相试样，对金相试样进行研磨、抛光并使用草酸溶液进行电解腐蚀，采用BX51M光学显微镜对激光焊缝的几何形状与凝固树枝晶形貌进行了观察；采用电子背散射衍射(electron backscattered diffraction,EBSD)技术对焊缝晶粒形态及晶粒取向进行了观察；利用JEOL JSM-5800场发射扫描电子显微镜对树枝晶间金属碳化物形貌进行观察。拉伸试样参考GB/T 2651—2008《焊接接头拉伸试验方法》标准加工(保留焊缝余高)，每个实验状态加工3个试样，采用电子万能拉伸试验机测试了焊缝试样的室温(25 ℃)与高温(900 ℃)拉伸性能，采用JEOL JSM-6390A钨灯丝扫描电子显微镜对断口形貌进行了观察。

2 实验结果与分析

图2为Inconel 617镍基高温合金激光焊缝宏观金相照片。由图2可见，Inconel 617镍基高温合金激光焊缝截面没有观察到由焊接产生的气孔、裂纹、咬边等缺陷。由于焊接过程中材料受热后相变行为的不同，焊接接头不同区域组织差异较为明显，可以分为3个区域：焊缝熔化区，热影响区，母材区。高焊接热输入下，焊缝正面熔宽约3.88 mm，由于熔池中Marangoni对流流动导致焊缝截面呈现X形特征[9]。低焊接热输入下，焊缝正面熔宽约2.28 mm，焊缝截面呈T形特征。

图2 激光焊缝的横截面金相照片(a)高热输入(200 J/mm);(b)低热输入(90 J/mm)Fig.2 Metallographic photographs of the cross-section of laser welds(a)high heat input (200 J/mm);(b)low heat input (90 J/mm)

2.1 焊缝熔化区显微组织

图3为焊缝中部区域的X射线衍射图谱。由图3可见，不同热输入下获得的Inconel 617镍基高温合金激光焊缝主体均由具有面心立方结构的γ奥氏体相组成，但是由于焊缝中部晶粒取向的差异，衍射峰相对强度有所不同。

图3 焊缝熔化区域的X射线衍射图谱Fig.3 X-ray diffraction patterns of weld fusion zone

图4为高热输入下获得的激光焊缝熔化区枝晶形貌OM照片，Inconel 617镍基高温合金焊缝处金属凝固是一个以母材(半)固态金属为基底外延生长的快速、定向凝固过程。Inconel 617属于合金元素含量较高的固溶强化镍基高温合金。焊接熔池凝固过程中，温度梯度G与凝固速度R之比决定的成分过冷区尺寸对凝固组织枝晶形态影响较大[15]。在凝固过程初期，由于液态金属温度较高，过冷度较低，凝固速度也较低，而熔池底部距离固态金属近，温度梯度高，所以G/R较高，凝固组织呈胞状晶形态。随着凝固的进行，温度梯度逐渐减小，凝固速度逐渐增高，成分过冷区增大，凝固组织呈定向凝固树枝晶形态。而在熔池顶部，熔池表面向母材传热减缓，主要向保护气体中散热，形成了二次枝晶臂较发达的枝晶组织；且树枝晶取向较为杂乱，测量得到焊缝中上部平均二次枝晶间距约为6.71 μm。

图4 高热输入(200 J/mm)获得焊缝熔化区枝晶形貌OM照片(a)焊缝边缘;(b),(c)焊缝中部Fig.4 OM photographs of dentrite morphologies in fusion zone of the laser weld obtained by high heat input parameters (200 J/mm)(a)the edge of weld;(b),(c)the middle of weld

然而，在低热输入条件下(见图5)，熔池更窄导致温度梯度更大，焊接速度更高导致凝固速度更高，焊缝中部仍保持方向性较强的定向凝固树枝晶结构，焊缝中上部平均二次枝晶间距约为2.26 μm。

图5 低热输入(90 J/mm)获得焊缝熔化区枝晶形貌OM照片(a)焊缝边缘;(b),(c)焊缝中部Fig.5 OM photographs of dentrite morphologies in fusion zone of the laser weld obtained by low heat input parameters (90 J/mm)(a)the edge of weld;(b),(c)the middle of weld

Ren等[16]的研究表明，高温合金焊缝中的二次枝晶间距主要受凝固过程冷却速率影响，冷却速率越高，二次枝晶间距越小。高热输入下，单位长度吸收到热源的热量更大，且焊接速度较低，导致熔池内冷却速率较低，所以二次枝晶间距较大。

图6为通过EBSD观察到的焊缝晶粒形态，不同取向的晶粒在图中被标记为不同的颜色。由图6(a)可见，高热输入下获得的焊缝边缘的晶粒呈沿热流方向定向凝固生长的柱状晶形态。然而，焊缝中部的晶粒取向则较为杂乱，呈现一定等轴晶粒的特征，且晶粒尺寸较为粗大。这是由于高热输入条件下，由于熔池温度梯度小，到凝固后期(焊缝中部)定向凝固树枝晶生长受到抑制，导致晶粒取向较为杂乱。同时，高热输入条件下，凝固速度低，熔池宽度大，熔池存在时间长，具有优势取向的晶粒充分长大，导致焊缝中部晶粒较为粗大。而低热输入下获得的焊缝(见图6(b))内晶粒形态均为与热流方向一致的柱状晶，焊缝中部晶粒尺寸也较为细小。

图6 激光焊缝晶粒形态与晶粒取向EBSD照片(a)高热输入(200 J/mm);(b)低热输入(90 J/mm)Fig.6 EBSD photographs of grain morphologies and orientation of laser welds(a)high heat input (200 J/mm);(b)low heat input (90 J/mm)

焊缝中合金元素的显微偏析会导致枝晶臂合金元素含量的减少以及枝晶间γ/M23C6共晶析出相的增加。冷却速率与凝固速率对激光焊缝中合金元素的显微偏析也有明显影响。利用扫描电镜观察了两种参数下获得的焊缝中部枝晶间析出相的形貌(见图7)，并通过扫描电镜附带的EDS测量了析出相的化学成分(见表4)。由图7可见，高热输入下获得的焊缝，枝晶间析出相颗粒尺寸较大，且析出相内Mo,Cr等合金元素含量更高。这是由于高热输入下冷却速率与凝固速度低，合金元素偏析更加严重，凝固到最后时，液相内合金元素含量较高，且枝晶臂粗大导致液相分布较为集中，从而导致析出相尺寸粗大且合金元素含量高。而低热输入下冷却速率高，合金元素偏析轻微，二次枝晶间距小，凝固到最后时液相较为分散，且合金元素含量低，从而导致析出相颗粒尺寸小且合金元素含量低。

图7 焊缝熔化区枝晶间碳化物形貌SEM照片(1)与EDS能谱图(2)(a)高热输入(200 J/mm);(b)低热输入(90 J/mm)Fig.7 SEM photographs of morphology (1) and EDS spectra (2) of interdendritic carbide particles in weld fusion zone(a)high heat input (200 J/mm);(b)low heat input (90 J/mm)

表4 焊缝熔化区枝晶间碳化物化学成分(质量分数/%)Table 4 Chemical compositions of interdendritic carbides in fusion zone of laser welds (mass fraction/%)

2.2 热影响区显微组织

由于激光焊接热输入小且Inconel 617镍基高温合金母材奥氏体晶粒较为稳定，两组焊接工艺参数下热影响区均没有发生晶粒受热长大的情况(图6)。Liu等[17]通过Gleeble热模拟试验机对Inconel 617镍基高温合金熔焊过程中热影响区内碳化物的转变进行了研究，结果表明，在峰值温度达到1200～1368 ℃(熔点)之间，Inconel 617母材的碳化物颗粒发生了明显的形貌转变。本实验通过扫描电镜观察了两组参数获得的焊接接头热影响区内碳化物的形貌，如图8所示。由图8可见，高热输入下获得的焊接接头热影响区宽度约0.29 mm。热影响区内碳化物形貌发生了明显的变化，呈类似共晶结构。这是由于焊接加热过程中，晶界及晶内的球状碳化物与周边γ奥氏体基体受热达到了共晶点温度以上发生了组分液化[18]，冷却过程中，液相凝固形成γ+碳化物共晶组织。低热输入下获得的焊接接头热影响区宽度约0.15 mm，宽度小于高热输入下获得的焊缝。在两组工艺参数获得的焊接接头热影响区内均未观察到晶界液化导致的液化裂纹形成。

图8 热影响区显微组织SEM照片(a)高热输入(200 J/mm);(b)低热输入(90 J/mm)Fig.8 SEM photographs of microstructure in heat affected zone(a)high heat input (200 J/mm);(b)low heat input (90 J/mm)

2.3 焊接接头室温及高温拉伸性能

将两组焊接工艺参数下获得的激光焊缝加工为力学试样，进行室温(25 ℃)和高温(900 ℃)拉伸测试，测试结果如图9和图10所示。在室温实验条件下，低热输入时获得的焊接接头平均抗拉强度为837 MPa，平均伸长率为56%，均与母材相当。而高热输入时获得的焊接接头平均抗拉强度为814 MPa，平均伸长率为39%，均低于母材。在高温实验条件下，两组工艺参数获得的焊接接头抗拉强度相当，均在168 MPa左右，与母材相近，平均伸长率均在70%左右，说明高温力学实验过程中，试样发生了较大的变形。

图9 不同实验温度下焊接接头拉伸测试结果(a)25 ℃;(b)900 ℃Fig.9 Tensile test results of welded joints at different experimental temperatures(a)25 ℃;(b)900 ℃

图10 焊接接头拉伸测试应力-位移曲线Fig.10 Stress-displacement curves of laser welded joint by tensile test

图11为拉伸试样的断裂位置，在室温实验条件下，低热输入时获得的焊接接头从母材破坏，说明激光焊缝区域强度高于母材。然而，高热输入时获得的焊接接头由焊缝破坏，这是由于高热输入时获得的焊缝内的合金元素偏析、晶粒粗大、碳化物析出相颗粒粗大等因素造成焊缝区域强度的降低。在高温实验条件下，所有试样均从母材破坏，由断口截面的金相照片可见，断口周围的晶界发生了开裂张口，由此可得，高温条件下母材晶界的弱化是导致断裂发生的主要原因。另外，由图9(b)可见，高温条件下样件的伸长率波动较大，并且总体低于母材的伸长率。这是由于激光焊接接头中，由于焊缝余高的存在，焊缝的形状并不均匀，而且焊缝内部组织包括晶粒形态与碳化物形貌也并不均匀。上述因素导致高温拉伸实验过程中，焊缝发生的变形不均匀，进而导致不同样件变形量存在波动。高温下焊缝区域晶界相对母材弱化程度小，焊缝强度大于母材，拉伸过程中焊缝贡献的变形量较小，导致焊接接头伸长率低于不带焊缝母材的伸长率。高热输入参数下获得的焊缝宽度更大，所以伸长率更低，波动程度更大。

图11 拉伸试样断裂位置(1)与断口截面OM照片(2)(a)200 J/mm,25 ℃;(b)90 J/mm,25 ℃;(c)200 J/mm,900 ℃;(d)90 J/mm,900 ℃Fig.11 Fracture locations of tensile test specimens (1) and metallographic photos of fracture surface cross-section (2)(a)200 J/mm,25 ℃;(b)90 J/mm,25 ℃;(c)200 J/mm,900 ℃;(d)90 J/mm,900 ℃

图12为拉伸试样断口表面扫描电镜(SEM)照片，在室温实验条件下，高热输入时获得的焊接接头断口表面为塑性断裂而形成的韧窝形貌(见图12(a-1)，(a-2))。图12(b-1),(b-2)为低热输入下获得的焊接接头断口表面形貌，断口表面呈大而深的韧窝形貌，并且可以观察到一些与断面近似垂直的二次裂纹。图12(c-1),(c-2),(d-1),(d-2)为高温实验条件下焊接接头断口形貌，可见断口表面呈大而深的韧窝形貌。

图12 拉伸试样断口宏观(1)与微观(2)SEM照片(a)200 J/mm,25 ℃;(b)90 J/mm,25 ℃;(c)200 J/mm,900 ℃;(d)90 J/mm,900 ℃Fig.12 Macro (1) and micro (2) SEM photographs of the fracture surface of tensile specimens(a)200 J/mm,25 ℃;(b)90 J/mm,25 ℃;(c)200 J/mm,900 ℃;(d)90 J/mm,900 ℃

3 结论

(1)高热输入(200 J/mm)工艺参数获得的焊缝正面宽度3.88 mm，焊缝熔化区中部晶粒尺寸粗大，取向杂乱，焊缝中部树枝晶二次枝晶间距较大(6.71 μm)，枝晶间碳化物颗粒尺寸较为粗大，枝晶间Mo,Cr等合金元素的凝固偏析较为严重。低热输入(90 J/mm)工艺参数获得的焊缝正面宽度2.28 mm，焊缝内晶粒呈沿熔合线母材外延生长且沿热流方向定向凝固形成的柱状晶形态。焊缝中部树枝晶二次枝晶间距较小(2.26 μm)，枝晶间碳化物颗粒尺寸细小，枝晶间合金元素偏析较轻。

(2)高热输入下获得的焊接接头热影响区宽度约0.29 mm，低热输入下获得的焊接接头热影响区宽度约0.15 mm。热影响区内碳化物与周围奥氏体基材发生组分液化导致共晶组织的形成。

(3)室温拉伸测试表明，高热输入下获得的焊接接头，焊缝区域的组织弱化造成了接头从焊缝位置破坏，抗拉强度与伸长率均低于母材。低热输入下获得的焊接接头从母材破坏，抗拉强度与母材相当。高温拉伸实验过程中，由于母材晶界在高温下发生弱化，所有试样均从母材破坏。