Nb521 高溫合金光纖激光焊及接頭組織性能研究
發(fā)布時(shí)間:
2025-01-08
鈮鎢合金Nb521(Nb-5W-2Mo-1Zr)是我國自主研發(fā)的一種高溫合金，其熔點(diǎn)高、高溫(1650℃)強(qiáng)度好，和鎢、鉬及鉭合金等難熔金屬相比，具有密度小、常溫塑性好的優(yōu)勢，能加工為各種復(fù)雜形狀零件[1-2]。因此，Nb521一直被認(rèn)為是航天飛行器、超音速飛機(jī)、導(dǎo)彈等優(yōu)選的高溫結(jié)構(gòu)材料，在航空航天、核工業(yè)等領(lǐng)域受到廣泛關(guān)注。該類合金應(yīng)用于雙元液體火箭發(fā)動機(jī)推力室制造，在硅化鉬涂層保護(hù)下大幅提高了發(fā)動機(jī)推重比和工作溫度，推力室工作溫度高達(dá)約1550℃[3]。隨著我國航空航天技術(shù)的迅速發(fā)展，Nb521鈮鎢合金的潛在應(yīng)用領(lǐng)域更加廣闊，其在各類高速飛行器高溫部件中的應(yīng)用逐漸受到關(guān)注[4]。為進(jìn)一步拓展Nb521材料在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用范圍，為結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)提供更大的發(fā)揮空間，研究Nb521合金焊接工藝和接頭質(zhì)量非常必要。
Nb521合金材料自身焊接性較好，但存在抗氧化性能差的問題。溫度超過400℃時(shí)Nb521氧化加快，在氧化過程中形成易破碎脫落的Nb2O5,成為制約其在高溫應(yīng)用的主要因素，也給Nb521焊接帶來問題[5]。因此，Nb521高溫構(gòu)件表面通常需制備保護(hù)涂層[6],Nb521的焊接方法也主要集中在電子束焊接方面[7-12]。2021年，朱冬妹等[7]開展了Nb521合金的電子束焊接工藝優(yōu)化研究，分析了其接頭形貌、顯微組織、常溫和高溫力學(xué)性能，優(yōu)化后Nb521鈮鎢合金電子束焊接頭的室溫拉伸強(qiáng)度和延伸率分別能達(dá)到母材的95%和86.7%。測試結(jié)果表明，隨著溫度升高，接頭強(qiáng)度下降、延伸率增大。在1600℃時(shí)接頭抗拉強(qiáng)度約110MPa,延伸率達(dá)到約36%,拉伸斷口為韌性斷裂。值得注意的是，當(dāng)溫度進(jìn)一步升高到1800℃時(shí)，焊縫金屬延伸率迅速下降到約12%,1800℃下焊縫拉伸斷口為脆性斷裂。朱銘德等[8]采用電子束焊接方法焊接Nb521合金連接環(huán)與噴嘴體之間焊縫，振動試驗(yàn)中焊縫發(fā)生開裂，分析認(rèn)為該裂紋是由低熔共晶雜質(zhì)引起的，而焊前清理對Nb521電子束焊接頭質(zhì)量非常重要。針對加速器純鈮超導(dǎo)腔對焊接表面形態(tài)和性能要求嚴(yán)苛的難題，房玉超等[9]采用試驗(yàn)和CFD數(shù)值計(jì)算方法，對電子束掃描橫焊薄鈮板熔池動力學(xué)行為進(jìn)行了深入研究。
Nb521和其他材料之間的異質(zhì)焊接技術(shù)，可以豐富結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)的形式，也是近年來一個(gè)備受關(guān)注的問題。比如，白潤等[10]采用真空電子束焊方法研究了Nb-Ti-Al基低密度鈮合金(LDNb)自身焊與高強(qiáng)鈮合金、高溫鈦合金等合金的焊接性，發(fā)現(xiàn)采用束流偏向高熔點(diǎn)材料一側(cè)的方式可以得到成形良好的焊接接頭，所獲LDNb接頭、LDNb/Nb521接頭和LDNb/TC4接頭的室溫抗拉強(qiáng)度都達(dá)到了母材強(qiáng)度90%以上，且接頭延伸率與母材相仿。王峰等[11]研究發(fā)現(xiàn)，低密度鈮合金與Nb521合金的電子束焊異質(zhì)接頭室溫抗拉強(qiáng)度與母材強(qiáng)度相近，經(jīng)1000℃/1h及850℃/1h的焊后熱處理后接頭抗拉強(qiáng)度均下降。張志偉等[12]進(jìn)行了Ti3A1基合金與Nb521鈮合金的真空電子束焊接，發(fā)現(xiàn)焊縫存在較明顯的成分不均勻現(xiàn)象，但接頭室溫力學(xué)性能優(yōu)良，室溫拉伸時(shí)斷裂于Nb521母材側(cè)，延伸率約13.8%。上述這些研究進(jìn)展對于擴(kuò)大Nb521應(yīng)用范圍、拓寬高溫結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)創(chuàng)新的空間具有重要意義。
光纖激光深熔焊接技術(shù)基于和電子束焊接過程相似的“匙孔效應(yīng)”，也可以形成大深寬比的焊縫，具有比能量小、熱影響區(qū)小、變形小、效率高的優(yōu)點(diǎn)。張黎旭等[13]整理了國內(nèi)外超高強(qiáng)鋼中厚壁結(jié)構(gòu)全位置激光焊接、單道全穿透焊接、功率調(diào)制激光焊接和激光焊熔池動力學(xué)仿真模擬等關(guān)鍵技術(shù)的研究進(jìn)展，系統(tǒng)地展示了這些新進(jìn)展在超高強(qiáng)鋼固體火箭發(fā)動機(jī)殼體激光焊接質(zhì)量控制方面的潛在應(yīng)用價(jià)值。劉孟晗等[14]研究了TC4鈦合金與50鋼異種材料激光焊接，分析了接頭的裂紋擴(kuò)展與焊縫的微觀組織以及物相成分，認(rèn)為裂紋類型及位置與工藝參數(shù)有關(guān)，并得出裂紋萌生與擴(kuò)展的主要原因是高碳馬氏體與TiFe、TiFe2金屬間化合物的高硬度以及相差的韌性與塑性。王英杰等[15]曾研究了兩種不同厚度組合的鈮鉿合金搭接接頭的激光點(diǎn)焊，分析了焊接功率、焊縫熔深與焊縫抗剪切破壞能力之間的關(guān)系，確定出了合理的激光點(diǎn)焊工藝規(guī)范。但是，目前涉及Nb521合金激光深熔焊接方面的研究很少，主要原因有兩方面：一是激光深熔焊可焊透的最大板厚很長時(shí)間內(nèi)受到商業(yè)化激光器最大功率水平的限制，明顯不如電子束焊；二是Nb521本身容易氧化，電子束焊接在真空室內(nèi)進(jìn)行，可以有效避免這一問題。
近年來，大功率光纖激光器技術(shù)日益成熟?？紤]到和電子束焊接相比，光纖激光深熔焊具有不受真空室限制、不需要抽真空工序、無X射線問題、工件無須去磁處理等諸多優(yōu)點(diǎn)，有必要開展Nb521合金的光纖激光深熔焊的焊接性，為將靈活高效的激光焊接技術(shù)應(yīng)用于Nb521結(jié)構(gòu)設(shè)計(jì)及制造奠定基礎(chǔ)，為Nb521的焊接提供了一種新的解決途徑。為此，本文研究了6kW光纖激光器對4.6mm厚Nb521的焊接特性以及不同焊接工藝參數(shù)對焊接接頭成形的影響，獲得了優(yōu)化的焊接工藝參數(shù)，組織和性能分析表明，在局部氬氣保護(hù)下，采用光纖激光深熔焊可以實(shí)現(xiàn)了Nb521的優(yōu)質(zhì)連接。
1 試驗(yàn)材料及方法
選用4.6mm厚的Nb521板材作為試驗(yàn)材料，其抗拉強(qiáng)度為487MPa,延伸率為36%,化學(xué)成分如表1所示。
采用德國IPG公司的YSL-6000光纖激光器進(jìn)行焊接試驗(yàn)，最大輸出功率為6kW,聚焦距離為195mm,纖芯尺寸為300μm,最小光斑直徑為200μm,波長為1070nm。為保證焊縫質(zhì)量，采用酸洗和機(jī)械打磨的方法對零件進(jìn)行焊前處理，消除待焊處的油污及其表面氧化物，并用無水乙醇將表面擦拭干凈。采用同一板材單道激光自熔焊形式，由于Nb521在高溫下氧化嚴(yán)重，故以質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.999%的氬氣作為保護(hù)氣體，保持激光功率為6kW不變，通過優(yōu)化焊接速度和離焦量等參數(shù)，在保證焊縫熔透的情況下，減少熱輸入，從而控制焊縫的深寬比，避免焊縫組織粗大，減小焊接應(yīng)力并消除氣孔和裂紋的傾向。其主要的焊接工藝參數(shù)如表2、表3所示。
焊后將試樣沿著橫截面切開，分別用400、600、800、1000、1200、1500、2000目的水砂紙進(jìn)行打磨，用金剛石拋光膏在拋光機(jī)上進(jìn)行拋光，拋光后采用體積比V(HF)∶V(HNO3)∶V(H2O)=1∶1∶1的化學(xué)試劑進(jìn)行化學(xué)腐蝕（其中氫氟酸質(zhì)量分?jǐn)?shù)大于等于40%、硝酸質(zhì)量分?jǐn)?shù)為65%~68%),利用Nikon Eclipse MA200光學(xué)顯微鏡觀察焊縫的宏觀形貌和顯微組織。采用XHVT-1000Z智能化顯微硬度計(jì)測量接頭顯微硬度。在CSS-88100拉伸機(jī)上進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，拉伸試樣的尺寸如圖1所示，拉伸載荷加載速度為2mm·min-1,取3個(gè)試樣的測試結(jié)果平均值。采用SU3500掃描電鏡進(jìn)行組織觀察和斷口形貌分析。
圖 1 拉伸試樣示意圖
2 試驗(yàn)結(jié)果及討論
2.1 焊縫表面成形及橫截面形貌
當(dāng)激光功率保持在6kW,離焦量為0mm,氬氣流量為35L/min時(shí)，不同焊接速度下焊縫表面成形及焊縫橫截面形貌如圖2所示。從圖2可以看出，當(dāng)焊接速度為2535mm/s時(shí)，焊縫均完全熔透，焊縫內(nèi)部均未發(fā)現(xiàn)氣孔、裂紋等缺陷；隨焊接速度增大，熔池的穩(wěn)定性受到影響，焊縫連續(xù)性逐漸變差，當(dāng)焊接速度達(dá)到55mm/s時(shí)，焊縫背面出現(xiàn)不連續(xù)的駝峰；焊接速度變大，可以部分改善塌陷，減輕咬邊缺陷。焊接速度對熔寬的影響如圖4(a)所示。從圖4(a)中可以看出，焊縫熔寬隨焊接速度的增大而減小。
圖 2 不同焊接速度的焊縫表面及橫截面形貌（激光功率 6 000 W , 離焦量 0)
(a) 焊接速度 25 mm/s;(b) 焊接速度 35 mm/s;(c) 焊接速度 45 mm/s;(d) 焊接速度 55 mm/s
當(dāng)激光功率為20kW,焊接速度為45mm/s,氬氣流量為35L/min時(shí)，不同離焦量對焊縫表面成形和橫截面形貌的影響如圖3所示。從圖3可以看出，當(dāng)離焦量從0到+2mm變化時(shí)，焊縫不均勻、不連續(xù)且存在駝峰，飛濺逐漸變得嚴(yán)重，正面焊縫存在嚴(yán)重的塌陷并伴隨著咬邊現(xiàn)象，這可能是由金屬蒸氣的反沖壓力作用以及熔池金屬的表面張力和重力所導(dǎo)致的。當(dāng)離焦量達(dá)到+2mm時(shí)，由于工件表面激光單位面積能量密度下降，焊縫未焊透；當(dāng)離焦量從0到-4mm變化時(shí)，焊縫由連續(xù)逐漸變得不連續(xù)，離焦量為-2mm時(shí)出現(xiàn)了不連續(xù)的駝峰，最后在離焦量為-4mm時(shí)沒有焊透。下表面咬邊有所改善，上表面變化不明顯。由圖3可看出，離焦量為-1mm時(shí)，焊縫成形連續(xù)，表面比較光滑，幾乎沒有咬邊和塌陷，成形較好。離焦量對熔寬的影響如圖4所示。從圖4(b)可以看出，隨離焦量從-4mm到2mm之間變化，上熔寬先減小后增大，其中在離焦量為-1mm處最小；中熔寬隨離焦量變化不明顯，但可以看出在離焦量為-1mm處熔寬最??；由于存在未焊透情況，下熔寬隨離焦量變化規(guī)律不確定，圖中默認(rèn)未焊透情況，熔寬為0。
圖 3 不同離焦量的焊縫表面及橫截面形貌（激光功率 6 000 W , 焊接速度 45 mm/s)
(a) 離焦量 -4 mm;(b) 離焦量 -2 mm;(c) 離焦量 -1 mm;(d) 離焦量 0mm;(e) 離焦量+1 mm;(f) 離焦量+2 mm
圖 4 工藝參數(shù)對焊縫熔寬的影響 (a) 焊接速度；(b) 離焦量
2.2 顯微組織分析
由以上分析可知，優(yōu)化的工藝參數(shù)如下：激光功率為6kW,焊接速度為45mm/s,離焦量為-1mm。采用優(yōu)化工藝得到的焊接接頭宏觀形貌以及焊縫處微觀組織形貌如圖5所示。焊縫的宏觀形貌如圖5(a)所示。焊縫上部為拉長的柱狀晶，晶粒較為粗大，其方向垂直于熔合線，柱狀晶緊緊依附于母材并逆著熱傳導(dǎo)方向向焊縫中心生長，具有聯(lián)生結(jié)晶和外延生長的特征。焊縫中心成為兩側(cè)晶粒取向發(fā)生變化的位置，如圖5(b)所示。圖5(c)為焊縫中部顯微組織，該處同樣具有聯(lián)生結(jié)晶的特征，結(jié)晶過程在熔池邊界開始，非自發(fā)形核依附于半熔化的母材晶粒表面上，沿半熔化的母材晶粒向焊縫中心生長［見圖5(h)]。熱流方向垂直于熔合線，在生長過程中，出現(xiàn)了競爭生長的趨勢，與溫度梯度方向一致的晶粒取向生長速度快，一直長到焊縫中心處，為拉長粗大的柱狀晶；反之，只能長到一定尺寸而終止，為短粗的柱狀晶。由圖5(d)可知，焊縫下部與上部相似，由于熱流方向，焊縫中心線兩側(cè)晶粒方向垂直熔合線，而在靠近中心線和底部位置晶粒有向下的趨勢，主要原因是焊縫凝固時(shí)，有一部分熱量向底部散去。在焊縫下部看到有微小氣孔，可能是由于鈮合金導(dǎo)熱系數(shù)好，冷卻速度快，氣孔未能及時(shí)逸出導(dǎo)致的。
由圖5(e)、5(f)、5(g)可知，熱影響區(qū)尺寸較小，為等軸晶，晶粒尺寸相對母材較粗大并沿熔合線垂直方向略有拉長，熱影響區(qū)與母材之間沒有特別明確的邊界，產(chǎn)生這種現(xiàn)象的原因可能是鈮合金具有很好的導(dǎo)熱系數(shù)，焊縫區(qū)域的熱量很快在該區(qū)域傳遞出去，所以熱影響區(qū)高溫時(shí)間較短，熱影響區(qū)窄，晶粒長大并不明顯，與母材晶粒尺寸相差不大，沒有明確的界線。母材組織均勻細(xì)膩，為等軸晶組織，如圖5(i)所示。
圖 5 焊接接頭宏觀形貌及焊縫顯微組織形貌
(a) 焊縫橫截面；(b) 焊縫上部；(c) 焊縫 中部；(d) 焊縫下部；(e)(f)(g) 熱影響 區(qū)；(h) 圖(c) 的放大 圖；(i) 母材
2.3 力學(xué)性能分析
2.3.1 拉伸力學(xué)性能
對采用優(yōu)化參數(shù)后的試樣進(jìn)行拉伸試驗(yàn)，分別取3個(gè)焊接接頭拉伸試樣做拉伸平行試驗(yàn)。其中試樣1斷在熱影響區(qū)位置，斷口處發(fā)生頸縮現(xiàn)象，呈現(xiàn)韌性斷裂斷口形貌，其抗拉強(qiáng)度為479MPa。試樣2、3均斷在母材位置，斷口處發(fā)生明顯的頸縮現(xiàn)象，呈現(xiàn)韌性斷口形貌，如圖6所示。試樣2微觀形貌呈現(xiàn)出大量的韌窩，韌窩大小不一，且伴隨著二次裂紋的出現(xiàn)，這些都將會在斷裂過程中吸收大量的能量，使得抗拉強(qiáng)度變好，如圖6所示。試樣2、3的抗拉強(qiáng)度分別為480MPa、483MPa,其抗拉強(qiáng)度曲線如圖7(b)所示。由圖7(a)可知，母材的抗拉強(qiáng)度分別為489MPa、484MPa、487MPa,故無論是斷裂位置為母材還是熱影響區(qū)，焊縫抗拉強(qiáng)度與母材抗拉強(qiáng)度均相當(dāng)。
圖 6 試樣拉伸斷口形貌
(a) 試樣2整體斷口形貌；(b) 在圖(a) 中 B 區(qū)域的放大圖；(c) 在圖(a) 中 C 區(qū)域的放大圖； (d)圖(b) 的放大圖；(e) 圖(c) 的放大圖
圖 7 拉伸試樣載荷位移曲線 (a) 母材試樣；(b) 焊接試樣
2.3.2 顯微硬度分析
對焊縫上、中、下部的區(qū)域進(jìn)行了硬度測試，其硬度分布曲線如圖8所示。由于該試樣退火不完全，導(dǎo)致上表面和下表面相對于中部硬度更大。焊縫上部從母材到焊縫的顯微硬度先減小后增大，熔池界面導(dǎo)熱條件很好，冷卻速度很快，易產(chǎn)生淬硬組織，故硬度很高。熱影響區(qū)部分由于熱循環(huán)的作用發(fā)生了一定程度的軟化，造成硬度的降低；而在焊縫中部，由于退火不完全，其硬度變化呈現(xiàn)出與焊縫上部不同的情形。從母材區(qū)到熱影響區(qū)，硬度只略微增大，相差無幾，在170~180HV之間變化，而在焊縫區(qū)硬度突然增大，其硬度值在190~195HV之間變化。在焊縫下部與焊縫上部相似，從母材到焊縫的顯微硬度先減小后增大，且各個(gè)區(qū)域硬度值相接近?？偠灾捎诩す夂附虞^大的能量密度且焊接速度較快，冷速較快，使得焊縫區(qū)組織粗大，硬度很高；由于鈮合金具有很好的導(dǎo)熱系數(shù)，傳熱較快，使得熱影響區(qū)的組織和顯微硬度與母材的相差不大。
圖 8 焊接接頭顯微硬度分布
3 結(jié)論
采用6kW的光纖激光器對Nb521高溫合金進(jìn)行了焊接工藝試驗(yàn)研究，研究了不同的焊接工藝參數(shù)對焊縫成形及宏觀形貌的影響，并對焊接接頭的顯微組織及力學(xué)性能進(jìn)行了分析，得到以下結(jié)論：
(1)隨著焊接速度的增大，焊縫熔寬變小，焊縫塌陷有所改善，但焊縫連續(xù)性變差。
(2)隨著離焦量從-4mm到+2mm之間變化，熔寬先變小后增大，在-1mm附近最??；離焦量為正時(shí)，焊縫成形較差，焊縫不連續(xù)，存在飛濺以及咬邊等缺陷。
(3)當(dāng)激光功率為6kW,焊接速度為45mm/s,離焦量為-1mm時(shí)，焊縫成形良好，為優(yōu)化的工藝參數(shù)。
(4)在優(yōu)化的工藝參數(shù)下，焊縫區(qū)為粗大的垂直于熔合線的柱狀晶組織，母材為細(xì)小的等軸晶組織，熱影響區(qū)晶粒比母材晶粒稍大。
(5)在優(yōu)化工藝參數(shù)下，焊接接頭的抗拉強(qiáng)度與母材相當(dāng)，分別斷于母材和熱影響區(qū)。
(6)焊縫區(qū)的顯微硬度高于母材和熱影響區(qū)的顯微硬度，熱影響區(qū)的顯微硬度與母材硬度相當(dāng)。
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