镍基高温合金激光焊接工艺研究

镍基高温合金激光焊接工艺研究
1 绪论
1.1 选题的依据及意义
高温合金是航空发动机的关键材料，而镍基及镍铁基高温合金是目前高温合金结构材料的重要组成部分,镍基高温合金由于具有优异的耐热性及耐腐蚀性，被称之为“航空发动机的心脏”，具有组织稳定、工作温度高、合金化能力强等特点，目前已成为航空航天、军工、舰艇燃气机、火箭发动机所必须的重要金属材料，同时在高温化学、原子能工业及地面涡轮等领域得到了广泛的应用。

据统计，在国外一些先进的飞机发动机中,高温合金的用量已达发动机重量的55%~60%。

用于制造涡轮叶片的材料主要是镍基高温合金，同时镍基高温合金还是目前航空发动机和工业燃汽轮机等热端部件的主要用材，在先进发动机中这种合金的重量占50%以上。

在镍基高温合金的焊接上，目前主要采用氩弧焊、电子束焊、钎焊与扩散焊等。

激光焊具有高能量密度、深穿透、高精度、适应性强、不需要真空装置，热输入小，热影响区小且焊缝深宽比大，焊后变形小，表面光洁，可自冷淬火，焊接工艺参数调节比较容易等特性，因此非常适用于镍基高温合金的焊接。

1.2 国内外的研究概况及发展趋势
1.2.1镍基高温合金的发展及现状
高温合金的发展与航空发动机的进步密切相关。

1929年，英美Merica、Bedford和Pilling等人将少量的Ti和Al加入到soNi一ZoCr电工合金，使该合金具有显著的蠕变强化作用，但这并未引起人们的注意。

1937年，德国HanS von ohain涡轮喷气发动机Heinkel问世，1939年英国也研制出whittle涡轮喷气发动机。

然而，喷气发动机热端部件特别是涡轮叶片对材料的耐高温性和应力承受能力具有很高要求。

1939年英国Mond镍公司(后称国际镍公司)首先研制成一种低C且含Ti的镍基合金Nimonic75，准备用作whittle发动机涡轮叶片，但不久，性能更优越的Nimonic80合金问世，该合金含铝和钛，蠕变性能至少比Nimonic75高50℃。

1942年，Nimonic80成功地被用作涡轮喷气发动机的叶片材料，成为最早的Ni。

(A1，Ti)强化的涡轮叶片材料。

此后，该公司在合金中加入硼、布浩、钻、铝等合金元素，相继开发了Nimonic8OA Nimonie90……等合金，形成Nimonic才合金系列。

航空发动机用高温材料本身的承温能力由20世纪四十年代的750℃提高到近年来的1200℃左右。

应该说，这一巨大成就是叶片合金、铸造工艺、叶片设计和加工以及表面涂层各方面共同发展做出的贡献。

20世纪70年代以来，高温合金在原子能、能源动力、交通运输、石油化工、冶金矿山和玻璃建材等诸多民用工业部门得到推广应用，这类高温合金中一部分主要仍然利用高温合金的高温高强度特性，而另有一大部分则主要是开发和应用高温合金的高温耐磨和耐腐蚀性能。

据资料报导，目前美国高温合金总产量约为每年2.3~3.6万吨，大约1/2~1/3应用于耐蚀的材料。

高温耐磨耐蚀的高温合金，由于主要目标不是高温下的强度，因此这些合金成分上的特点是以镍、铁或钻为基，并含有大约20%~35%的铬，大量的钨、铝等固溶强化元素，而铝、钦等Y形成元素则要求含量甚少或者根本不加入。

1.3镍基高温合金的特性及强化机理
1.3.1镍基高温合金的特性
按集体元素分类，以铁为主，加入的合金元素总量超过50%的铁基合金称为铁基高温合金;以镍为主或以钻为主的合金分别称为镍基
或钻基高温合金。

由于本课题主要研究镍基变形高温合金，这里着重介绍它的性质。

四十年代后期，普拉特惠特尼飞机公司和通用电气公司分别研制waspalloy和M一252合金。

独特的是这些合金以铝作为固溶强化元素和碳化物强化形成元素，后来这两个合金广泛地用于锻造涡轮工作叶片。

事实上，许多变形镍基合金最初都是应用在涡轮工作叶片上。

在以后几年，变形镍基合金也应用在其他方面。

并且还为其它部件专门研制了一些合金。

在早期的工作叶片合金中，M一252合金仍用于某些飞机和工业燃气涡轮动叶片。

虽然是一种涡轮工作叶片合
金，但己成功的用作盘材和焊接薄部件。

镍基高温合金在整个高温合金领域内占有特殊重要的地位，它广泛的用来制造航空喷气发动机、各种工业燃气涡轮的最热端部件，所以人们称镍基合金是“发动机的心脏”。

目前在先进的发动机上镍基合金己占总重量的一半，不仅涡轮叶片及燃烧室，而且涡轮盘甚至后几级压气机叶片也开始使用镍基合金。

与铁基合金相比，抗氧化抗热腐蚀能力大。

与钻基合金相比，镍基合金更为突出的优点为:工作温度高，组织稳定，有害相少，镍基合金能在较高温度与应力下工作，尤其在动叶片场合。

1.3.2 镍基高温合金的强化机理
镍基高温合金的强化方式主要为固溶强化，第二相强化和晶界强化。

后两种强化手段也通常称为沉淀强化。

高温合金的固溶强化是通过提高原子间的结合力产生晶格畸变，降低堆垛层错能及产生短程有序或其它原子偏聚，降低固溶体中元素的扩散能力，提高再结晶温度，来达到强化合金基体的目的。

下面介绍一下几种机制:
（1）共格应变强化
对于沉淀硬化型高温合金来说，由于γ和基体的晶格常数不同，当γ’在γ基体上共格析出时，在γ周围造成高的弹性应力场。

Nordhein 和Mihalisn均发现合金的强化是共格造成的。

γ与γ的点阵错配度越大，内应力场越强，相应的强化效果越显著，但同时也增大了γ本身的不稳定性。

(2)Orowan绕过机制
当第二相质点的颗粒比较大、强度很高、距离比较宽或者是第二相为非共格析出时，运动位错难以切割这类质点，则可以弯曲并最终绕过第二相质点，在外力作用下，位错运动到第二相粒子前，受粒子的阻碍作用，外力进一步作用，位错被迫向粒子间突入，由于粒子间距较大，强度较高，进一步突入使得相邻曲线的邻边连接到一起，位错就从粒子之间通过，并在这些第二相粒子周围留下了小位错环。

(3)有序粒子的切割机制
当第二相质点的本质是软的，强度降低，特别当二相的界面具有共格
关系时，位错可能以切割方式通过第二相质点。

当基体和沉淀相有共同的滑移面，基体与沉淀相中位错的柏氏矢量相差很少，或者基体中全位错是沉淀相中的半位错时，容易发生有序化粒子的切割机制。

高温合金高温变形时，晶界表现为薄弱环节，成沿晶破断特征，晶体区原子排列规则性被破坏，存在各种晶体缺陷。

因为晶界在低温形变条件下是位错运动的阻碍，起强化作用，细化晶粒是一种重要的强化手段。

但当温度升高或应变速率降低时，晶界对位错运动的阻碍作用易被恢复，晶界区的位错塞积容易与晶界的缺陷产生交互作用而消失，并产生晶界滑移及迁移。

晶界滑动是晶界直接参与变形的机制。

在一定条件下，晶界形变量可占总形变量的50%以上，这样，高温形变条件下晶界就成为薄弱环节。

高温合金总是在等强温度区或更高温度下使用，所以晶界强化是高温合金的基本条件。

晶界强化主要考虑的问题:
（1）纯洁度与微合金化
高温下晶界变为薄弱环节直接与晶界结构有关。

但从工程角度来看，晶界区的杂质可能起更重要的作用。

由于晶界结构与晶内不同，一些杂质元素更倾向于在晶界发生偏析。

杂质在合金中的平均含量很低时，就可能在晶界上产生很高的偏聚量。

凡能够降低晶界能的元素都可能发生晶界平衡偏析。

从对高温合金的作用而言，可以分为两类:一是有害杂质，这些元素往往是低熔点的，并与基体元素形成低熔点的化合物或共晶体，使合金的热加工性及高温力学性能显著降低。

愈是高级的高温合金，杂质
控制要求愈高。

首先要严格控制气体含量。

对于高级的镍基合金，氧气和氮气的含量必须在几个10-6左右。

如果高温合金中硫、磷的含量降到5×10-6水平，合金的性能可得到明显的提高。

二是有益的合金化元素，主要包括稀土元素，镁、钙、硼等元素。

这些元素往往通过净化合金及微合金化两个方面来改善合金。

（2）晶界控制
晶粒的大小及其与部件厚度比对力学性能有重要影响。

大晶粒一般有较高的持久强度与蠕变强度，较小的蠕变速率。

小晶粒材料却表现出较高的抗拉强度和疲劳强度。

对于固溶合金，随着固溶温度的升高，晶粒长大，在一定的厚度比之下，蠕变速率随晶粒长大而减小，在一定的固溶温度下，随厚度比增加蠕变断裂时间增长。

晶界的平直与弯曲对蠕变性能有重要影响。

通过一些特殊途径获得晶界是一种强化晶界的有效方法。

业己证明，许多平直奥氏体铁基高温合金和镍基高温合金都可以得到弯曲的晶界组织。

弯曲晶界有效地降低蠕变变形，同时弯曲晶界也有利于提高高温瞬时性能。

1.4镍基高温合金的激光焊接
镍基高温合金具有组织稳定、工作温度高、耐腐蚀性能好的优点，随着国民经济的发展，镍基高温合金的应用越来越广，几乎遍及钢铁冶金、能源电力、石油化工以及航空航天等国家命脉工业部门。

因此，
对高温合金的焊接工艺提出了更高的要求。

镍基高温合金的焊接性指的是在某一种焊接工艺条件下，合金对产生焊接裂纹的敏感性、焊接接头组织的均匀性、焊接接头的力学性能等强性和采取工艺措施的复杂性的综合评定。

由于镍基高温合金中存在多种固溶强化元素，如: W、Mo、Cr、Co、Al、Ti 等，同时合金中还有微量元素C、B、Mg、P、S、稀土等，这些元素使得镍基高温合金容易出现焊缝组织偏析、脆性相析出以及焊接热裂纹等缺陷。

此外，由于镍基高温合金具有导热性差，液态金属粘性强、合金元素容易氧化等特点，这就使得高温合金的熔池金属不能像钢熔池金属那样容易润湿展开，因此焊缝成型较差、熔深较浅，即使采用增大电流的方法也不能改善其流动性，反而会增大焊缝的热裂纹敏感性。

如目前通常采用的钨极惰性气体保护焊和熔化极惰性气体保护焊，焊接热输入较大但功率密度较低（102－104W/cm2）, 因此所得焊缝熔深很浅，而采用多层多道焊时工作效率低，同时增加了焊缝的缺陷敏感性。

因此，需要采用一种热输入较小、能量密度较高的焊接手段来完成镍基高温合金的焊接。

激光焊(LBW)是利用高能量密度的激光束作为热源进行焊接的一种高效精密的焊接方法。

随着航空航天、微电子、医疗及核工业等的迅猛发展，对材料性能要求越来越高，传统的焊接方法难以满足要求，激光焊日益得到广泛应用。

激光焊具有高能量密度、深穿透、高精度、适应性强、不需要真空装置，热输入小，热影响区小且焊缝深宽比大，焊后变形小，表面光洁，可自冷淬火等特性，非常适用用于高温合金
的焊接。

a.激光焊接机理
激光焊接的原理是:光子轰击金属表面形成蒸气，蒸发的金属可防止剩余能量被金属反射掉。

如果被焊金属有良好的导热性能，则会得到较大的熔深。

激光在材料表面的反射、透射和吸收，本质上是光波的电磁场与材料相互作用的结果。

激光光波入射材料时，材料中的带电粒子依着光波电矢量的步调振动，使光子的辐射能变成了电子的动能。

物质吸收激光后，首先产生的是某些质点的过量能量，如自由电子的动能，束缚电子的激发能或者还有过量的声子。

这些原始激发能经过一定的过程再转化为热能。

激光焊随激光器输出能量方式不同可分为脉冲激光焊和连续激光焊。

按激光聚焦后光斑作用在工件上功率密度的不同，激光焊分为:热导焊和深熔焊。

b.高温合金激光焊熔池行为
在激光深熔焊接中，熔池小孔的深度和形状与等离子体状态密切相关。

如果对等离子体控制得不好，等离子体状态(包括电子密度与等离子体的长度和扩散角)的起伏将导致熔池小孔深度和形状的起伏。

由于小孔深度和形状的起伏(即孔形扩大或缩小)，屏蔽气体和金属蒸汽将会在小孔底部形成气泡，继而气泡向上漂浮，随着熔池的迅速凝固，则以气孔形式滞留在焊接熔池底部(第一类型气孔)。

在激光深熔焊接中，随着激光功率密度的增加，熔池锁孔会变得不稳定，因而焊缝内气孔率会急剧增加。

焊接熔池不稳定是形成气孔的主要原因。

c. 激光焊接的优点
激光焊接的优点主要如下:
(1).能量密度高。

高功率激光束经聚焦后，焦斑直径很小，因此功率密度很高，可达105~108 w/c2扩，比电弧焊(5×102 ~104w/c2)要高出几个数量级,能焊接高硬度、高脆性及高熔点、高强度的材料。

且在常规环境条件下即可实施。

(2)焊接质量高。

激光焊接时通过小孔效应，能获得较大的焊接深度(深宽比可达2~12)，且焊缝的组织致密、强度高。

(3)热影响区和变形区都很小。

激光焊接焊接速度快、热输入小，加热及冷却速度极高，其结晶速度比一般熔焊的高几十倍，热影响区很小，材料变形及残余应力小。

(4)可焊接不同材料的组合。

可对高熔点、高热导率、物质性质差异较大的异种或同种金属材料进行焊接。

激光焊接技术适用于钦合金、铝合金、镍基高温合金，各种钢材及工程塑料等。

对于异种材料之间的焊接，如奥氏体不锈钢与铜，奥氏体不锈钢与易切钢，铸造高温合金与变形高温合金等，也都能得到高强度的接头。

(5)激光焊接时无接触加工。

没有工具损耗和工具调换等问题。

(6)激光可通过玻璃焊接处于真空容器内的工件及处于复杂结构内部位置的工件。

(7)激光束易于导向、聚焦，实现各方向变换。

激光束能量可精密控制，移动速度可调，可以进行多种焊接加工。

(8)激光焊接系统具有高的柔性与CAD/CAM或机器人联合组成的焊接系统可形成多功能的激光加工系统，焊接速度快，功效高，易于实现自动化。

正是由于激光焊接具有功率密度高、焊接速度快、焊接深宽比大、工件热变形小、容易实现自动化且不需要真空环境及不产生X射线等特点，特别适合焊接特殊难焊的同种和异种金属材料。

近十几年来，在YAG激光加工技术中采用了光纤传输技术，使激光焊接技术获得了更广泛的推广与应用。

1.4.1镍基高温合金激光焊接工艺研究现状
目前，国内外学者对镍基高温合金激光焊接的研究主要集中在焊接工艺、焊缝微观组织以及焊缝接头力学性能和耐腐蚀性能等方面。

熊建钢等研究了厚度为1~2mm 的国产铸造镍基高温合金K3 和GH140 的CO2激光焊接工艺，结果表明采用合适的焊接参数，尽量减小焊接热输入时仍可以得到强度高、无气孔、无焊接热裂纹的焊缝接头，对航空发动机叶片的修复具有一定意义；庞铭和刘秀波等人研究了K418 高温合金和42CrMo合金钢异种接头的激光焊接，结果表明：采用接近瑞利长度范围内的负离焦量，和大功率、高焊速的激光焊接参数进行焊接时焊接接头的熔深较大，焊缝组织主要由γ相的树枝晶、细小弥散分布的γ’相和部分碳化物组成，并且存在由
Laves相所导致的焊缝区微小热裂纹；刘丰刚等研究了GH3039 镍基高温合金的脉冲激光焊接工艺，并确定了最佳焊接参数：工作电流240A、脉宽6ms，频率14Hz、焊接速度105mm/min、离焦量为3mm、保护气体流量为3L/min。

A.T. Egbewande 等人研究了不同焊前热处理条件下的Inconel 738 镍基高温合金的CO2激光焊接接头微观组织，研究结果显示：在产生晶界液化现象最少的热处理状态下焊接时焊缝热影响区裂纹最多，产生晶间液化现象较多的热理条件下焊接时热影响区的裂纹敏感性较小，这个现象可以由下面（1-1）公式来解释
σ =2γsl/h （1-1）
其中，σ为产生HAZ 裂纹所需拉应力，γSL为晶界表面张力，h 为晶界液膜厚度。

此外，由于焊接热过程的影响，焊接热影响区晶界上的低熔点共晶组织发生了液化现象，在焊接应力的作用下产生了微裂纹。

而与其他学者研究结果不同的是，该研究发现焊接热影响区裂纹随着焊接速度的增加而减少，作者认为这是由于焊速过低时焊接不稳定造成的，如图1-1所示。

X.Cao等人在研究3mm厚Inconel 718 合板材Nd：YAG 激光焊接时也发现了类似的结果，同时还发现焊接热影响区裂纹更容易在焊缝“钉头”(nail head)附近产生，但不同的焊前热处理状态对焊接接头热影响区裂纹的影响不大。

S. Gobbi等人在研究4mm 和8mm 厚Inconel 718 合金激光焊接接头时指出：焊接热影响区微裂
纹在母材晶粒度较小的状态下与δ相的产生有关，而母材晶粒度较大的状态下则与NbC 和Laves 相的出现有关，此外焊接速度也是影响热影响区裂纹产生的一个重要因素。

Zhang等人在研究Waspaloy 高温镍基合金板材激光焊接工艺时发现，当焊接速度降低到0.2m/min，板材厚度小于2mm 时热影响区一般不会产生微裂纹，同时发现Nd：YAG 激光焊接接头比CO2激光焊接接头的裂纹倾向性要小。

图1-1焊接速度不稳定引起的焊接裂纹
O.A. Idowu 等人采用137J/mm 和472J/mm 两种热输入对Allvac 718Plus 镍基高温合金进行激光焊接。

研究发现在采用137J/mm 的热输入进行焊接时热影响区发现了焊接热裂纹，裂纹附近存在晶界液化现象，在472J/mm 的热输入下施焊时晶界液化现象更为明显，但焊缝熔合区和热影响区均未发现裂纹。

作者认为这是由于采用较大的热输入进行焊接时熔池金属的温度梯度减小，从而金属凝固而产生的应力随之减小，同时粗大的晶间液膜的存在使得焊接应力得到释放，降低了焊接热裂纹的敏感性。

Liu 等人建立了单晶高温镍基合金的激光表面熔池3D 几何模型（图1-2），并通过该模型研究了熔池几何形状的变化对单晶镍基合金凝固过程中晶粒长大模式和微观组织转变过程的影响，最后通过试验进行了验证。

研究结果表明：单晶镍基高温合金基体材料的取向决定熔池中晶体的生长模式及其数量、分布。

其中l/w 和α可以影响(001)方向的柱状晶区域的大小和该区域晶粒大小；当α≤45°时，熔池中[100]方向的等轴晶区会出现，而枝晶长大速率和激光扫描速率的最大比值与α和l/w 有关。

当激光扫描方向与母材的晶体取向相同时，熔池内晶体的生长是对称的，并且晶体的生长速率与扫描速率的比值V/V b最大为1.414；当扫描方向与基体晶体取向不同时，熔池内晶体的生长是非对称的，晶体的生长速率与扫描速率的比值V/V b最大为1.732。

同时，作者发现基体的晶体取向和熔池的几何形状会影响熔池内液态金属的温度梯度与
晶体长大速率的比值。

综上所述，虽然国内外许多学者对高温合金的激光焊接工艺、接头性能等方面进行了一些研究，但该方面的研究还不够系统，有待进一步完善。

1.4.2镍基高温合金激光焊接接头强化的研究现状
高温镍基合金的性能主要由其化学成分和微观组织结构来决定。

对于
某一特定型号的高温合金而言其化学成分是不变的，此时微观组织结构的不同和成分的偏析可以导致其性能有很大的差异。

焊接过程是一个快速加热和冷却的过程，焊接熔池在凝固过程中液态金属的过冷度很大，属于非平衡凝固，焊缝形成过程中极易产生空位、微孔洞、热影响区液化裂纹以及合金成分的局部偏析等缺陷。

热处理是改善合金的微观组织和性能的一个最重要的手段之一。

通过在不同加热温度、保温时间以及冷却速度下进行焊后热处理可以实现消除焊接应力，调节成分偏析，控制合金的晶粒大小以及合金强化相和析出相的形态、数量和尺寸，甚至可以达到改善合金的晶界状态的目的。

对于镍基高温合金而言，其热处理一般可以分为时效热处理、中间热处理和固溶热处理三种。

近些年来，为了改善合金结构的工艺性能，国内外的研究学者对镍基高温合金的热处理工艺做了大量的深入研究，大部分集中于不同热处理温度、保温时间以及冷却速率对合金的抗腐蚀性能、力学性能以及微观结构的影响等方面。

例如，文献[102]研究了热处理对含Nb 的高铬镍不锈钢耐腐蚀性能的影响，结果发现随着固溶温度的提高，合金的耐腐蚀能力逐渐增加。

经稳定化处理的合金耐腐蚀性能降低，但当稳定化处理时间超过6h 后，合金的耐腐蚀性能有所回升。

文献[103]在研究长期服役后的Inconel617 合金的抗腐蚀能力时发现，由于长时间的服役导致合金中出现大量贫Cr、贫Mo 区域，导致其抗腐蚀能力下降，而经过1170℃固溶处理1h 后合金的抗腐蚀能力明显提高。

文献[104]发现固溶状态的Inconel601在经过不同时间敏化处理(700℃/2, 5,24,72h)时合金的微观组织结构
经历了三个阶段的转变，即：晶粒正常长大、晶粒的异常长大、多边化现象引起的晶粒尺寸减小。

其中，处于第二阶段的合金耐晶间腐蚀能力最低。

文献[105]研究了热压成形Ni-Cr-Mo 合金固溶前后的组织形态、端口形貌以及力学性能，结果表明固溶处理消除了热压成形过程中析出的有害金属间化合物，并使Cr、Mo、W 等元素的固溶度增大，改善了合金的力学性能。

文献[106]研究了Inconel718 镍基合金在750-850℃时长期时效热处理过程中的组织转变及高温持久性能，研究发现经过长期时效热处理后合金有针状TCP 相析出，随着时效时间的延长TCP 析出量增加。

文献[107]发现电子束物理气相沉积镍基合金薄板经过760℃时效热处理48h 后，合金薄板的高温拉伸性能具有显著提高，而材料的韧性没有明显的下降。

这是由于时效处理后晶界处析出了大量的细小球状碳化物，这些弥散的碳化物起到了钉扎晶界的作用，增大了晶界滑移阻抗力。

文献[108]研究了固溶状态690 合金在不同温度、不同时间等温热处理后晶界碳化物的析出以及贫铬区域的演化情况，进而得出了690 合金的最佳等温热处理工艺为：715℃、保温10-20 小时。

文献[109]采用Thermo-Calc 和DICTRA code 建立了Inconel182 合金的一维热力学扩散模型，并对该合金不同热处理条件的贫铬区域和抗IGC/IGSCC 能力进行了模拟，经实验验证该模型的预测结果真实可信；此外，文献[110]和文献[111]研究了冷却速率对合金热处理过程的影响，研究发现小的冷却速率可以降低第二相粒子对合金的强化作用，使合金的塑性增加。