金属学报, 2019, 55(9): 1221-1230 DOI: 10.11900/0412.1961.2019.00097

研究论文

DD407/IN718高温合金异质焊接接头的组织及高温变形行为

刘杨, 王磊,, 宋秀, 梁涛沙

东北大学材料各向异性与织构教育部重点实验室 沈阳 110819

Microstructure and High-Temperature Deformation Behavior of Dissimilar Superalloy Welded Joint of DD407/IN718

LIU Yang, WANG Lei,, SONG Xiu, LIANG Taosha

Key Laboratory for Anisotropy and Texture of Materials, Ministry of Education, Northeastern University, Shenyang 110819, China

通讯作者: 王 磊,wanglei@mail.neu.edu.cn,主要从事先进高温材料强韧化研究

收稿日期: 2019-04-03   修回日期: 2019-06-25   网络出版日期: 2019-08-28

基金资助: 国家自然科学基金项目.  Nos.51571052、 U1708253,51874090
中央高校基本科研业务费专项资金项目.  No.180213006

Corresponding authors: WANG Lei, professor, Tel:(024)83681685, E-mail:wanglei@mail.neu.edu.cn

Received: 2019-04-03   Revised: 2019-06-25   Online: 2019-08-28

Fund supported: Supported by National Natural Science Foundation of China.  Nos.51571052、 U1708253,51874090
Fundamental Research Funds for the Central Universities of China.  No.180213006

作者简介 About authors

刘杨,男,1978年生,副教授,博士

摘要

采用连续光纤激光器对DD407单晶、IN718多晶高温合金实施对接焊,研究了标准热处理前后接头微观组织、成分偏析的演化及接头的高温拉伸变形行为。结果表明,在优化焊接参数下,接头熔合区组织包括平面晶区、胞状晶区、柱状晶区和等轴晶区,熔合区中心线两侧枝晶生长形态差异明显。焊接态接头熔合区硬度低,存在明显的微观偏析;标准热处理后,熔合区偏析得以改善,接头熔合区硬度超过两侧母材硬度。接头单晶热影响区存在局部硬化区,多晶热影响区存在较窄的软化区及晶界液化现象。接头在650 ℃拉伸时,抗拉强度达1111 MPa,延伸率可达9.42%,断裂位置位于多晶母材侧。接头高温拉伸塑性变形方式主要为单晶母材、熔合区的位错多系滑移以及多晶母材的位错滑移和晶界滑动,拉伸断口呈多源开裂特征,裂纹源区存在韧窝和冰糖状断口形貌。接头多晶侧热影响区的晶界液化并未对接头短时高温力学性能产生明显影响。

关键词: 光纤激光焊接 ; 单晶/多晶异质金属焊接接头 ; 微观偏析 ; 高温变形 ; 断裂行为

Abstract

Welding is an important joining method to fabricate the dissimilar welding integral blisk structure of single crystal and polycrystalline superalloy. The microstructure and properties of the welded joint are the key factors to determine the reliability of the integral blisk structure of dissimilar superalloys. The single crystal superalloy of DD407 and polycrystalline superalloy of IN718 were butt welded by continuous fiber laser system. The evolution of microstructure and composition segregation of the welded joints fabricated under the optimized welding parameters as-welded (AW) and after post weld heat treatment (PWHT) were investigated. The high temperature tensile deformation behavior of the welded joint after PWHT was also examined. The results show that the microstructures of fusion zone (FZ) in the welded joint consist of planar crystal, cellular crystal, columnar crystal and equiax crystal. The difference of the dendrite microstructures between the two sides of the weld centerline is very obvious. In terms of the joint as-welded, the microhardness of the FZ is low and there exists obvious micro-segregation. After PWHT, the micro-segregation has been improved and the microhardness increases significantly in the FZ which is much more than those of both base metals (BMs) of DD407 and IN718 alloys. There exists local hardening zone in the heat-affected zone (HAZ) of DD407 single crystal alloy and narrow softening zone and grain boundary liquation phenomenon in the HAZ of IN718 polycrystalline alloy. The ultimate tensile strength and elongation of the welded joint after tensile test at 650 ℃ are 1111 MPa and 9.42%, respectively. And the tensile specimen of the welded joint fails in the BM of IN718 polycrystalline alloy. The main deformation mode of the laser welded joint at high temperature includes the multi-slips of dislocation in the BM and FZ of single crystal alloy, and the dislocation slip and grain-boundary sliding in the BM of polycrystalline alloy. The tensile fracture surface is characterized by multi-source cracking, and the dimple and crystal sugar shaped facture surface exist simultaneously in the crack source area, which is a mixed fracture of microvoid aggregation and intergranular fracture. So the tensile fracture mechanism contains micro-void accumulation fracture and inter-granular fracture. The grain boundary liquefaction in the HAZ of IN718 polycrystalline does not affect the short-time high temperature mechanical properties of the welded joints.

Keywords: fiber laser welding ; dissimilar welded joint of single crystal and polycrystalline alloy ; dissimilar welded joint of single crystal and polycrystalline alloymicro-segregation ; high-temperature deformation ; fracture behavior

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刘杨, 王磊, 宋秀, 梁涛沙. DD407/IN718高温合金异质焊接接头的组织及高温变形行为. 金属学报[J], 2019, 55(9): 1221-1230 DOI:10.11900/0412.1961.2019.00097

LIU Yang, WANG Lei, SONG Xiu, LIANG Taosha. Microstructure and High-Temperature Deformation Behavior of Dissimilar Superalloy Welded Joint of DD407/IN718. Acta Metallurgica Sinica[J], 2019, 55(9): 1221-1230 DOI:10.11900/0412.1961.2019.00097

高温合金作为航空、航天飞行器的关键结构材料,主要应用于制造对热强性、韧塑性要求极为苛刻的热端部件[1]。常规涡轮叶盘通过榫齿结构将叶片、盘进行连接,榫头的危险截面位于榫齿和榫槽,常因高温、复杂应力的耦合作用发生失效[2,3,4]。整体叶盘结构的出现,省去了榫齿、榫槽,简化结构的同时可减轻自重,可使发动机推重比显著增加[5],从而大幅度提高发动机的工作效率[6]。整体叶盘可分为整体式和焊接式2类,其中整体式加工无法制备异质材料叶盘,焊接式叶盘结构是将复杂、加工困难的叶盘分解为单个叶片、盘件成型后焊接获得,在获得异质连接结构的同时,加工成本亦大幅度降低[7,8]

叶盘焊接精度、质量与其性能和服役可靠性密切相关,因此需采用先进焊接方式进行连接,如真空电子束焊接[9]、激光焊接[10]、线性摩擦焊接[11]以及瞬态液相熔化焊接[12]等。与其它焊接方式相比,激光焊接的能量密度高、热输入小,接头热影响区窄等优点,在新一代发动机关键构件的熔焊制备和修复中具有独特优势[13,14,15]

然而,焊接不可避免地会在连接位置产生局部组织变化,从而对接头的强韧性产生影响[16]。而且涡轮叶片、涡轮盘材料之间存在显著的热物性差异[17],造成低熔点材料流失、合金元素烧损或蒸发,使焊缝的化学成分发生变化,力学性能控制困难;另一方面,异种材料线膨胀系数的差异使得熔池金属凝固、固态相变过程中产生较大焊接应力与焊接变形,甚至发生焊缝位置的致裂失效[18,19,20,21,22]

本工作针对我国自主研发的涡轮叶片用DD407镍基单晶高温合金[23]、IN718多晶高温合金[24]实施对接焊,在优化工艺参数下,对DD407/IN718异质焊接接头的微观组织特征、高温拉伸变形行为及断裂机制进行了研究。

1 实验方法

研究用材料为DD407镍基单晶高温合金和IN718多晶高温合金,主要化学成分如表1所示。焊接前对2种合金进行焊前热处理,DD407:(1250±10) ℃、2 h、空冷(AC)+(1080±10) ℃、5 h、AC+(870±10) ℃、20 h、AC;IN718:(1020±10) ℃、1 h、AC。合金母材经切割、精磨加工为厚度相等的板材进行对接焊(如图1所示),其中DD407对接方向与单晶生长[001]方向平行。使用IPG YLS6000型光纤连续激光器对DD407/IN718合金进行激光焊接,接头形式为平板对接焊。采用纯度为99.99%的Ar气作为保护气体,焊接工艺参数范围为:功率1.4~2.0 kW,气体流量15 L/min,聚焦镜焦距250 mm,离焦量-8 mm,焊接速率2.1~2.5 mm/min,光纤芯径100 μm。

表1   DD407单晶合金、IN718多晶合金的化学成分

Table 1  Chemical compositions of DD407 and IN718 alloys

MaterialCCrCoWMoAlTiNbTaFeNi
DD4070.0078.0505.5005.0002.2505.9502.000-3.500-Bal.
IN7180.04019.000--3.0500.5000.9005.250-Bal.52.500

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图1

图1   DD407/IN718合金激光焊接接头拉伸变形取样尺寸示意图

Fig.1   Schematic of samplling positions (a) and geometry dimension (b) of specimens for the tensile test of the laser welded joint of DD407 and IN718 alloys (BMDD407—base metal of DD407, BMIN718—base metal of IN718, FZ—fusion zone)


DD407/IN718异质激光焊接接头经(720±10) ℃、8 h、炉冷(FC)+(620±10) ℃、8 h、AC的标准热处理(post weld heat treatment,PWHT)后进行高温拉伸。拉伸变形前,对接头拉伸样品变形段各表面进行精磨、电解抛光和腐蚀。650 ℃高温拉伸实验参照ASTM E21-17标准,在AG-X电子万能试验机上进行,应变速率为10-3 s-1。实验时试样以30 ℃/min的速率加热到变形温度,保温20 min后进行等温恒应变速率下的高温拉伸变形。

利用Wilson Wdpert 401MVD显微硬度仪测定接头的硬度分布(200 g,10 s),利用GX71金相显微镜(OM)和Quanta 600扫描电子显微镜(SEM)表征接头的微观组织、断口形貌及断口侧面组织特征。

2 实验结果与讨论

2.1 焊接工艺对焊缝质量及组织分布的影响

激光焊接速率和功率对焊缝表面宏观及截面形貌的影响如图2所示。可见,在固定气体流量15 L/min、聚焦镜焦距250 mm、离焦量-8 mm的条件下,当焊接速率一定时,焊接线能量随功率的提高而逐渐增大,熔深明显增加。当功率密度一定时,焊接线能量随焊接速率的减小而逐渐增大,因此激光焊接需要注意焊接速率和功率的匹配[25]。当焊接速率固定为2.5 mm/min、功率为1.8 kW时,焊缝熔深大,焊缝的下塌量过大(图2a),而且过多的热输入会造成接头熔合区组织粗化,将严重影响接头的力学性能。而当功率增大到2.0 kW时,接头焊缝背面熔池宽度减小,且熔池成形质量波动性增加(图2b)。为了获得焊缝截面成形良好的接头,进一步降低能量线输入。降低焊接速率至2.1 mm/min时,功率降低为1.4 kW时焊缝局部未焊透(图2c);当功率逐渐增大到1.6 kW时,焊缝表面质量良好,熔池宽度均匀,无气孔、裂纹等,熔池正面、背面成形良好(图2d);焊接功率进一步增大到1.8 kW时,由于热输入过高,焊缝背面熔宽相对变窄(图2e)。

图2

图2   不同焊接参数下DD407/IN718合金激光焊接接头上、下表面及截面宏观形貌

Fig.2   Top and bottom surface morphologies (left) and overall views (right) of the laser welded joints of DD407 and IN718 alloys under different laser welding parameters (R—welding speed, P—laser power)

(a) R=2.5 mm/min, P=1.8 kW (b) R=2.5 mm/min, P=2.0 kW (c) R=2.1 mm/min, P=1.4 kW

(d) R=2.1 mm/min, P=1.6 kW (e) R=2.1 mm/min, P=1.8 kW


综上,光纤连续激光焊接DD407/IN718异质高温合金接头的优化参数为:聚焦镜焦距250 mm,离焦量-8 mm,焊接功率1.6 kW,焊接速率2.1 mm/min。

图3为优化参数下DD407/IN718接头截面各区域的微观组织形貌。可见接头呈现为上宽下窄的典型钉状形态,为典型连续激光焊接接头,由DD407母材(base metal of DD407,BMDD407)、DD407侧热影响区(heat-affected zone of DD407,HAZDD407)、熔合区(fusion zone,FZ)、IN718侧热影响区(HAZIN718)和IN718母材(BMIN718)区组成。且由于高能束热源作用下存在熔池区域的金属快速流动[26],熔合区可见分层现象。根据钉头、钉尾的组织差异,可将接头分为I (图3h)和II (图3j)区。

图3

图3   DD407/IN718合金激光焊接接头(聚焦镜焦距250 mm,离焦量-8 mm,焊接功率1600 W,焊接速率2.1 mm/min)的焊接态显微组织

Fig.3   Microstructures of laser welded DD407/IN718 joint (Focus lens is 250 mm, defocus is -8 mm, welding power is 1600 W, welding speed is 2.1 mm/min. HAZDD407—heat-affected zone at DD407 side, HAZIN718—heat-affected zone at IN718 side)

(a) microstructure of HAZDD407 (b) overall view (c) microstructure of HAZIN718 (d) γ' of BMDD407

(e) microstructure of FZ (f) Laves phase on the boundary liquation in the HAZIN718

(g) γ' of HAZDD407 near BMDD407 (h) dendrite structure of position for I zone in Fig.3b(i) γ' of HAZDD407 near FZ (j) dendrite structure of position for II zone in Fig.3b


热影响区的不同位置所受热履历不同,因此形成的组织形态各异[27]。DD407侧热影响区离熔合线较近的区域,受焊接热影响时间长、温度高,γ'相存在回溶现象,且发生球化,部分γ'相合并演化为不规则形状,γ相通道变宽。受焊接热循环影响,在冷却过程中γ通道内析出大量细小弥散分布的二次γ'相(图3i)。而距熔合线较远的热影响区,γ'相长大并不明显,形状未见明显改变(图3g)。相比接头其它位置,II区(熔合线拐点处)在焊接过程中位于激光聚焦面,此处DD407侧热影响区的γ'相回溶现象显著。

接头两侧熔合线到熔合区中心线成分过冷程度不断增加,熔合区DD407侧自熔合线开始,依次为平面晶区、胞状晶区和柱状晶区。而熔合区IN718侧凝固组织中几乎不存在平面晶区,熔合线附近主要由柱状晶和等轴晶组成。同时可见熔合区纵向也存在组织差异,在熔合区I位置及以上区域熔合区枝晶朝向焊缝中心及顶部生长,呈“人”字分布特征(图3h)。II区熔合区凝固组织受母材晶体取向和焊接热输入的影响显著,熔合中心线两侧区域的枝晶生长形态差异明显。DD407侧熔合区以单晶母材为基底,通过竞争生长方式形成单晶组织,枝晶生长方向基本平行于[001]方向;而IN718侧熔合区的晶体在原有多晶母材上生长,因此靠近IN718侧熔合线的熔合区由多个不同取向的柱状晶组成,分别保持了IN718母材的多晶取向(图3j)。

接头熔合区枝晶间存在大量汉字状白亮相(图3e),该相与基体相比富含Nb、Ti、Mo元素,贫Ni、Cr、Fe元素,为Laves相。DD407和IN718合金在焊接凝固时,先发生L→γ反应,由于合金元素微观偏析,造成枝晶间液相富集Nb、Ti、Mo等元素,在随后发生的共晶反应L→(γ+Laves)[28]过程中,熔合区枝晶间形成Laves相。

IN718侧热影响区晶粒尺寸与母材相比有所增大,在热影响区熔合线边界处存在晶界液化现象,液化晶界上分布有富Nb、Fe、Cr元素的Laves相(图3f)。Thompson等[29,30,31]关于IN718等铁镍基合金熔焊机制的相关研究指出,IN718热影响区液化晶界与富Nb碳化物的液化行为有关,是由快速加热过程中晶界处细小的富Nb碳化物的不充分扩散溶解和富Nb基体在峰值温度下液化所引起的,液化现象对该处金属的塑性和强度均可产生不利影响。

单晶/多晶高温合金异质连接接头的焊后热处理直接影响接头的综合力学性能,图4为标准热处理后接头的SEM像。可见经过标准热处理后的接头热影响区、熔合区的宏观形貌变化不显著。在熔合区枝晶间和枝晶干弥散析出γ'相,枝晶间Laves相形貌无明显变化,且没有发现针状δ相的析出(图4a)。IN718热影响区及母材晶粒长大程度并不明显,晶粒内析出大量γ"相(图4b)[32]

图4

图4   标准热处理后DD407/IN718合金激光焊接接头的SEM像

Fig.4   SEM images showing the microstructure of the laser welded joint of DD407/IN718 after post weld heat treatment(PWHT) (The insets show the selected locations of Figs.4a and b)

(a) microstructure of FZ (b) microstructure of HAZIN718


2.2 接头的显微硬度分布

图5为热处理前后接头的显微硬度分布。可见焊后原始态接头由DD407侧熔合线至IN718侧熔合线硬度呈降低趋势,且熔合区硬度波动较大。熔合区硬度值偏低以及分布不均匀主要取决于激光焊接的凝固速率快,熔合区强化相析出不充分,并且在整个区域内不均匀分布,导致接头熔合区硬度波动明显。

图5

图5   热处理前后接头的显微硬度分布

Fig.5   Microhardness distributions of the laser welded joint of DD407 and IN718 alloys as-welded (AW) and PWHT in the positions for I zone (a) and II zone (b) in Fig.3b


焊接态接头的I区(图5a)、II区(图5b),DD407侧热影响区均未见焊接软化现象,而且由于在焊接热循环的作用下γ通道内析出大量细小弥散分布的二次γ'相(图3i),此处硬度略高于DD407单晶母材。而在IN718侧热影响区靠熔合线处,晶粒长大,组织性能发生显著变化,出现较窄的软化区。

经过标准热处理后,接头熔合区II区(图5b),尤其是具有单晶结构的DD407侧熔合区硬度得以明显提高,超过I区硬度(图5a)。标准热处理过程中,由于熔合区、IN718热影响区以及IN718母材γ'相、γ"相的析出,硬度分布也趋于均匀。由于标准热处理过程中IN718侧热影响区强化相的充分析出,焊接态该位置的软化现象亦得以缓解。

2.3 接头熔合区的合金元素分布

DD407单晶合金和IN718多晶合金的成分、结构差异显著,在未填充焊料的焊接过程中,接头熔合区与两侧母材成分均不相同。图6为焊接态接头主要合金元素的分布情况。可见,Al、Ti、Cr、Fe、Nb元素在熔合线位置存在明显的梯度分布。Cr、Fe、Nb元素是主要基体元素,此类元素在熔合区的分布具有相似规律,熔合区DD407侧熔合线附近元素分布梯度较大,而熔合区IN718侧熔合线附近,此类元素分布梯度较为平缓。Al、Ti元素与Cr、Fe、Nb呈现相反的分布规律。而对于接头熔合区I区(图6a)、II区(图6b)的元素分布情况未见显著差异。

图6

图6   DD407/IN718接头的合金元素分布

Fig.6   Element distributions of the welded joint of DD407 and IN718 alloys in the positions for I zone (a) and II zone (b) in Fig.3b


熔合区合金元素在凝固过程中呈现出不同的分布特征,主要与以下因素有关:(1) DD407母材和IN718母材化学成分差异显著;(2) 合金元素在γ'/γ固相分配系数不同:镍基高温合金中Al、Ti的固相分配系数kγ'/γ>1,此类元素将在γ'相富集,Cr、Fe等固溶强化元素的kγ'/γ<1,富集于γ基体;(3) 合金元素的凝固分配系数不同,研究[33]表明,镍基高温合金枝晶凝固过程中元素再分布特点是Al、Cr呈负分布,Ti、Nb、Mo呈正分布;(4) 凝固界面形态不同,合金元素在平面凝固组织、胞状凝固组织、粗枝晶组织、细枝晶组织中均呈现不同的分布特点。

2.4 接头的高温拉伸变形行为

2.4.1 焊接接头及母材的650 ℃高温拉伸力学性能

图7为DD407/IN718激光焊接接头及母材的650 ℃高温拉伸性能。可见,接头屈服强度为987 MPa,抗拉强度为1111 MPa,延伸率为9.42%。接头的屈服和抗拉强度略低于2种母材,延伸率介于2种母材之间。高温变形过程中,IN718多晶合金母材强度随变形温度的升高而降低,而DD407单晶母材的反常屈服行为会使其一定温度范围内的屈服强度呈增加趋势[34],甚至超过了IN718母材在相同温度下的抗拉强度。因此DD407/IN718焊接接头在650 ℃的高温拉伸变形过程中,塑性变形主要集中在IN718母材侧,接头强度主要取决于IN718母材的抗拉强度。

图7

图7   DD407/IN718接头和2种母材的应力-应变曲线及拉伸性能

Fig.7   Stress-strain curves (a) and tensile properties (b) of the laser welded joint of DD407 and IN718 alloys and the corresponding BMs


2.4.2 接头高温拉伸断裂位置及断裂行为

图8为DD407/IN718激光焊接接头和IN718母材650 ℃下的拉伸断口形貌。可见,650 ℃下接头拉伸断裂位置位于IN718母材区域(图8a),接头各区域塑性变形不均匀,IN718母材变形程度最大,存在明显的颈缩现象。断口表面起伏较大(图8b),裂纹源区呈韧窝(图8d)和冰糖状(图8e)混合断裂特征。与接头拉伸断口相比,IN718母材断口裂纹源区沿晶裂纹源区所占比例更大(图8c),存在沿晶断裂形貌(图8f)。

图8

图8   DD407/IN718接头和母材拉伸后的截面形貌及断口SEM像

Fig.8   SEM images showing tensile failure location and fracture morphology of laser welded joint of DD407/IN718 and corresponding base metals

(a) tensile failure location (b) tensile fracture morphology of the laser welded joint of DD407/IN718 alloys

(c) tensile fracture morphology of the BMIN718 (d) dimple fracture morphology of the welded joint

(e) intergranular fracture morphlolgy of the welded joint (f) intergranular fracture morphlolgy of the BMIN718


断口裂纹源区韧窝中心的脆性相中C、N、Ti、Nb量较高,为IN718母材内的MC型碳氮化物(图8d)。由于碳氮化物脆而硬,在拉应力作用下易于破碎,成为裂纹源,出现等轴韧窝。同时已形成的裂纹容易沿晶界扩展,从而使部分裂纹源断口又呈沿晶断裂形貌特征(图8e)。

2.4.3 接头塑性变形特征分布

图9为650 ℃下接头各区域变形后的组织形貌。可见,DD407侧熔合区处的滑移带穿过熔合线进入DD407侧热影响区(图9a和b),表明该位置(FZ和HAZDD407)界面处塑性变形行为的连续性,这有利于接头结构的协调塑性变形。DD407侧熔合区枝晶生长方向平行于拉伸方向,且与DD407母材单晶生长[001]方向基本相同,因此与接头I区DD407侧熔合区(图9c)相比,II区该位置可见明显的网格状滑移带(图9d)。

图9

图9   DD407/IN718接头高温拉伸断口截面SEM像

Fig.9   SEM images of the laser welded joint of DD407 and IN718 alloys at the location of fusion line of DD407 (a, b), FZ of DD407 (c, d), FZ of IN718 (e, f) and fusion line of IN718 (g) in the positions for I zone (a, c, e, g) and II zone (b, d, f)


而IN718侧熔合区为多晶组织,高温塑性变形过程中需取向各异的晶粒协调变形(位错滑移、晶界滑动),因此该位置滑移带分别贯穿各个晶粒,晶粒间可见开裂现象(图9e和f)。接头I区IN718侧熔合线处是整个接头高温塑性变形最为薄弱的区域,塑性变形过程中容易出现明显的沿晶裂纹(图9g)。原因有二:一是物理因素,I区在激光焊接过程中处于激光聚焦面上,此处的晶界偏析和晶界液化最为严重,液化晶界造成局部溶质元素(Nb、Cr、Mo)的富集,一方面削弱晶界的结合能力并使晶粒间协调高温塑性变形能力减弱,另一方面导致晶内贫Nb,使强化相数量减少;二是几何因素,I区处于熔合线“拐点处”,呈被熔合线包围状态,较其它区域更易出现应力集中,熔合区IN718一侧的枝晶组织以交互结晶的方式优先依附在半熔化状态的热影响区母材晶粒表面生长,一次枝晶垂直于熔合线,而熔合区枝晶组织塑性变形能力又弱于IN718热影响区。因此IN718侧热影响区在变形过程中受到熔合区的牵制,造成I区IN718侧热影响区(图9e)和熔合区高温短时拉伸条件下亦出现开裂(图9g)。

650 ℃拉伸变形条件下,DD407/IN718接头在多晶母材处发生断裂,靠近断口的区域IN718合金晶粒严重扭曲变形,晶界处因应力集中形成尖锐楔形空洞(图10)。可见,接头的变形及断裂方式与高温拉伸过程中各区域组织的塑性变形协调能力有关,不同位置处的组织变形整体协调能力是决定接头整体变形行为和失效模式的关键因素。DD407/IN718接头的高温拉伸过程主要涉及到3种材料的协调变形,其中DD407母材的变形机制主要为位错的八面体和六面体多系滑移,IN718母材的变形机制主要为晶内位错滑移和晶界滑动[35]。而熔合区的高温变形兼具单晶母材和多晶母材的塑性变形特征,其单晶及多晶枝晶结构有较好的塑性协调能力,界面处的应力集中可以通过枝晶间的轻微开裂得以释放和缓解。与DD407侧熔合线处组织不同,IN718熔合线处连续性较差,而且存在液化晶界,因此热影响区I区在拉伸过程中较易出现沿晶裂纹源。但是热影响区晶粒长大以及部分晶粒强度弱化的同时其塑性得到提高,通过裂纹尖端晶粒以及熔合区组织的大程度塑性协调变形,缓解了应力集中,即使在多晶母材服役上限温度条件下,接头仍然保持了较高的强度。

图10

图10   DD407/IN718接头高温拉伸断口处的SEM像

Fig.10   Low (a) and high (b) magnified SEM images showing micro-cracks near the fracture surface of the tensile specimen of the laser welded joint of DD407 and IN718 alloys


3 结论

(1) 采用光纤连续激光器可实现DD407单晶高温合金和IN718多晶高温合金的对接焊接,在优化工艺参数(聚焦镜焦距250 mm,离焦量-8 mm,焊接功率1.6 kW,焊接速率2.1 mm/min)下,接头焊缝成型良好,无明显焊接缺陷。接头熔合区由平面晶区、胞状晶区、柱状晶区和等轴晶区组成,其中DD407侧熔合区枝晶组织仍为单晶结构,IN718侧熔合区枝晶组织为多晶结构,大量弥散细小的Ni3Al (γ′)相、汉字状Laves相以及少量MC碳化物颗粒分布在枝晶间区域。

(2) 650 ℃条件下,DD407/IN718激光焊接接头的拉伸变形断裂发生在IN718母材侧,抗拉强度略低于2种母材,塑性介于2种母材之间。高温短时拉伸IN718侧热影响区I位置较易产生裂纹源,而接头熔合区及热影响区组织间的塑性协调变形缓解了裂纹尖端应力集中,最终的断裂失效并未发生在熔合区以及多晶热影响区内。熔合区良好的塑性协调变形能力使接头在多晶母材服役上限温度下仍表现出足够的强度和一定的塑性。

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