CoCrFeMnNi高熵合金激光焊與TIG焊接頭組織與性能對(duì)比

徐 凡，田松亞，張根元，季珊林，孫華琛

河海大學(xué) 機(jī)電工程學(xué)院，江蘇 常州 213022

0 前言

2004年，臺(tái)灣清華大學(xué)的葉均蔚教授提出高熵合金（HEAs）的概念，定義其為由五種及五種以上元素以等原子比或近等原子比組成的合金［1-2］。研究表明此類合金中高的混合熵可以有效降低系統(tǒng)的自由能，有利于形成具有簡(jiǎn)單結(jié)構(gòu)的固溶體相，并且阻止金屬間化合物的生成［2，3-5］。且這種簡(jiǎn)單的顯微結(jié)構(gòu)通?？梢允共牧暇哂酗@著的特點(diǎn)，如高強(qiáng)度、高延展性以及良好的耐磨性和耐腐蝕性等。

CoCrFeMnNi高熵合金是一種具有面心立方結(jié)構(gòu)的單相固溶體，具有良好的力學(xué)性能，特別是在低溫條件下，當(dāng)溫度從室溫降至液氮溫度時(shí)，其強(qiáng)度和塑性同時(shí)提高，且具有非常高的斷裂韌性。這種優(yōu)異的力學(xué)性能歸因于從室溫時(shí)的位錯(cuò)滑移機(jī)制向低溫時(shí)的納米孿晶機(jī)制轉(zhuǎn)變，從而產(chǎn)生連續(xù)穩(wěn)定的應(yīng)變硬化［6］。而傳統(tǒng)材料隨著溫度降低會(huì)經(jīng)歷韌性向脆性的轉(zhuǎn)變，即使是常用的深冷鋼，如奧氏體不銹鋼、9Ni鋼［7-9］，在低溫下塑性也略有下降。因此CoCrFeMnNi高熵合金適用于制造在極端環(huán)境下工作的零部件。

國(guó)內(nèi)外很多學(xué)者開(kāi)展了高熵合金焊接相關(guān)的研究。Sokkalingam［10］等人采用TIG焊連接2.5 mm厚的Al0.5CoCrFeNi高熵合金板材，焊縫的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度都低于母材，在熱影響區(qū)附近的焊縫組織為樹(shù)枝晶，焊縫中心區(qū)域?yàn)榧?xì)小的等軸晶。Wu［11］等人采用 TIG 焊焊接 1.6 mm 厚的 CoCrF‐eMnNi板材，焊縫的屈服強(qiáng)度略高于母材，抗拉強(qiáng)度僅為母材的80%，塑性僅為母材的50%，焊縫主要由粗大的樹(shù)枝晶組成。Nam［12］等人采用不同焊接速度對(duì)鑄態(tài)與軋制態(tài)的CoCrFeMnNi合金進(jìn)行激光焊，鑄態(tài)HEAs焊縫的拉伸性能與母材接近，所有拉伸試樣的斷裂均發(fā)生在熱影響區(qū)和母材上；軋制HEAs焊縫的抗拉強(qiáng)度比母材低，斷裂均發(fā)生在焊縫上，這是因?yàn)楹缚p的樹(shù)枝晶尺寸大于母材晶粒。吳小盼［13］采用脈沖激光焊焊接CuCoCrFeNi高熵合金，各種工藝條件下都存在熱裂紋，連續(xù)光纖激光焊接時(shí)部分接頭仍出現(xiàn)焊接裂紋，原因是低熔點(diǎn)銅的富集。以上研究表明，采用TIG焊或激光焊焊接高熵合金，焊縫強(qiáng)度和塑性都可能下降且易形成裂紋，因此需要進(jìn)一步研究其組織形成機(jī)理和接頭力學(xué)性能規(guī)律。

本文分別采用激光焊和TIG焊對(duì)CoCrFeMnNi合金薄板進(jìn)行對(duì)接焊，觀察并測(cè)試兩種焊接接頭的微觀組織和力學(xué)性能，研究接頭組織與性能的關(guān)系、拉伸斷裂的機(jī)理及影響因素，為高熵合金構(gòu)件的焊接提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)?zāi)覆臑镃oCrFeMnNi高熵合金，經(jīng)鑄造成形，在1 000 °C均勻化處理24 h后冷軋，通過(guò)線切割得到尺寸40 mm×18 mm×2 mm的試板，并在800 ℃進(jìn)行退火。合金的化學(xué)成分見(jiàn)表1。由于目前沒(méi)有成熟的高熵合金焊絲，將CoCrFeMnNi高熵合金板材線切割成尺寸2 mm×2 mm的棒材，在700 °C下保溫5 min進(jìn)行反復(fù)鍛打，最終得到直徑約1.2 mm的焊絲。焊前用砂紙打磨板材與焊絲表面，去除氧化膜，并用超聲波清洗焊材表面。

表1 CoCrFeMnNi高熵合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）Table 1 Main chemical composition of CoCrFeMnNi alloy （wt.%）

分別使用AVD-360型雙重逆變交直流兩用脈沖TIG焊機(jī)和HLW-F1500型手持式光纖激光焊接機(jī)沿垂直于軋制方向進(jìn)行對(duì)接焊。TIG焊采用直流正接，兩種焊接方法的具體工藝參數(shù)見(jiàn)表2。

表2 焊接工藝參數(shù)Table 2 Welding parameters

焊后沿垂直于焊縫方向?qū)υ嚇舆M(jìn)行線切割，制備金相試樣，并在打磨拋光后進(jìn)行腐蝕。采用10%的草酸水溶液電解腐蝕，電解電壓為6 V，試樣接電源正極，輔助電極接負(fù)極，腐蝕時(shí)間15 s。使用DYJ-201C型倒置金相顯微鏡觀察顯微組織；采用HXD-1000TMC型維氏硬度計(jì)測(cè)試顯微硬度，試驗(yàn)力為200 gf，保壓時(shí)間15 s，試驗(yàn)時(shí)按照母材—焊縫—母材順序進(jìn)行測(cè)量，測(cè)試點(diǎn)間隔0.3 mm；拉伸試驗(yàn)在SHIMADZU AG-X型萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，根據(jù)GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗(yàn)》設(shè)計(jì)拉伸試樣，拉伸試樣尺寸如圖1所示，使用JSM-6360LA型掃描電鏡觀察拉伸斷口形貌。

圖1 拉伸試樣尺寸（mm）Fig.1 Size of the tensile specimen（mm）

2 試驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 顯微組織

CoCrFeMnNi高熵合金母材的金相組織如圖2所示，鑄態(tài)組織中粗大的樹(shù)枝晶在經(jīng)過(guò)一系列的鍛打與熱處理后已完全分解，形成均勻的等軸晶組織，且晶粒內(nèi)部存在許多退火孿晶。

圖2 母材金相組織Fig.2 Microstructure of the base metal

激光焊接頭顯微組織如圖3所示。由圖3a可知，接頭成形較好，無(wú)裂紋、氣孔等缺陷。焊接過(guò)程中使用振鏡功能使得焊縫較寬，為2.4～3.6 mm。由于激光焊接熱輸入較小，能量集中，母材受焊接熱循環(huán)作用較小，因此熱影響區(qū)較窄，寬度約0.1 mm。

圖3 激光焊接頭金相組織Fig.3 Microstructure of the LBW joint

在熔焊過(guò)程中，初始凝固通常發(fā)生在熔合區(qū)，熔化的焊縫金屬在半熔化的基體金屬晶粒表面直接形核，從靠近熔合線的母材上聯(lián)生結(jié)晶，如圖3b所示。因固液界面的法線方向的溫度梯度最大，散熱最快，所以晶體中的柱狀晶總是傾向于沿著垂直于熔合線方向生長(zhǎng)。然而，晶粒也存在自己的易生長(zhǎng)方向。因此，在熔池凝固過(guò)程中晶體存在“競(jìng)爭(zhēng)生長(zhǎng)”現(xiàn)象，最易生長(zhǎng)方向與最大溫度梯度方向一致的晶粒會(huì)優(yōu)先長(zhǎng)大，一直成長(zhǎng)到焊縫中心，形成粗大的柱狀晶。而對(duì)于易生長(zhǎng)方向與最大散熱方向不一致的晶粒，生長(zhǎng)速度較慢，在成長(zhǎng)過(guò)程中受到阻礙，最終停止成長(zhǎng)（見(jiàn)圖3c）。隨著凝固的繼續(xù)進(jìn)行，由于焊縫中心處過(guò)冷度非常大，晶體以等軸晶形式生長(zhǎng)。柱狀晶與等軸晶之間存在明顯界限，如圖3d所示。

TIG焊接頭顯微組織如圖4所示。由圖4a可知，焊縫成形良好，無(wú)裂紋、氣孔等缺陷產(chǎn)生，焊縫寬度為4.8～5.4 mm。焊接接頭的熱影響區(qū)寬度約為0.6 mm，組織較母材無(wú)太大變化，但晶粒出現(xiàn)一定粗化，如圖4b所示。熔池凝固過(guò)程中晶體的形核與長(zhǎng)大以及在熔池不同位置的結(jié)晶形態(tài)與激光焊基本一致，液態(tài)金屬依附在半熔化的母材晶粒上形核，以柱狀晶形態(tài)沿垂直于固液界面方向向焊縫中心處生長(zhǎng)，到焊縫中心處轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S枝晶。

圖4 TIG焊接頭金相組織Fig.4 Microstructure of the TIG welded joint

總體上看，與TIG焊接頭相比，激光焊接頭的焊縫寬度較窄，且焊縫區(qū)晶粒尺寸較細(xì)。這是由于激光焊的能量密度高，焊接區(qū)域窄，同時(shí)激光焊焊縫的凝固速率高于TIG焊［14-15］。

2.2 拉伸試驗(yàn)

將CoCrFeMnNi高熵合金母材以及兩種焊接方法得到的焊接接頭進(jìn)行拉伸，激光焊與TIG焊接頭的斷裂均發(fā)生在焊縫處。母材和兩種焊接接頭的拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線所圖5所示，力學(xué)性能如表2所示。由表2可知，與母材相比，激光焊接頭的抗拉強(qiáng)度、延伸率和斷面收縮率分別下降了9.2%、12.1%和14%，TIG焊接頭的抗拉強(qiáng)度、延伸率和斷面收縮率分別下降了12.2%、17.2%和4%。結(jié)合圖5可知，總體上激光焊接頭的強(qiáng)度和塑性均好于TIG焊接頭。

表2 母材以及焊接接頭的力學(xué)性能Table 2 Mechanical properties of the base metal，LBW joint and TIG welded joint

圖5 應(yīng)力應(yīng)變曲線Fig.5 Stress-strain curves

與TIG焊相比，激光焊的熱輸入量較低，冷卻速度更快，而較高的冷卻速度使激光焊焊縫區(qū)具有較大的過(guò)冷度，導(dǎo)致原子擴(kuò)散距離的縮短以及成核率的增加，因此激光焊焊縫的晶粒長(zhǎng)大傾向小于TIG焊。根據(jù)Hall-petch公式，材料內(nèi)部晶粒越細(xì)，其強(qiáng)度越高，單位體積內(nèi)晶粒數(shù)量越多，金屬總的變形量可以分散到更多晶粒上，使晶粒變形更加均勻，不易出現(xiàn)裂紋。因此晶粒越細(xì)，材料的塑性也越好［8］。CoCrFeMnNi高熵合金的激光焊和TIG焊焊縫組織都有細(xì)長(zhǎng)的胞狀樹(shù)枝晶，晶粒尺寸遠(yuǎn)大于母材的等軸晶組織，因此焊接接頭的強(qiáng)度與塑性均低于母材；同樣，激光焊焊縫晶粒尺寸比TIG焊的更加細(xì)小，所以激光焊接頭強(qiáng)度和塑性也略高于TIG焊接頭。

采用掃描電鏡觀察母材及兩種焊接接頭的拉伸斷口形貌，如圖6所示?？梢钥闯?，母材和焊接接頭的拉伸斷口中均存在大量韌窩，是典型的塑性斷裂形貌。當(dāng)拉伸載荷的應(yīng)力超過(guò)材料的屈服強(qiáng)度時(shí)，材料開(kāi)始出現(xiàn)塑性變形，載荷繼續(xù)增大，應(yīng)力達(dá)到材料的抗拉強(qiáng)度時(shí)，試樣局部區(qū)域會(huì)出現(xiàn)頸縮現(xiàn)象，同時(shí)試樣頸縮部分中心的應(yīng)力狀態(tài)從單向變成三向，且中心的軸向應(yīng)力最大。在三向應(yīng)力作用下，試樣中的夾雜物破裂或與基體界面脫離形成微孔。隨著塑性變形的進(jìn)行微孔長(zhǎng)大，最終聚合形成裂紋，導(dǎo)致斷口表面由許多微米尺寸的“等軸韌窩”組成。激光焊和TIG焊焊縫韌窩平均尺寸均大于母材，且TIG焊韌窩的平均尺寸大于激光焊。韌窩大小的差異與試驗(yàn)得到的塑性差異一致。

圖6 拉伸試樣斷口SEM形貌Fig.6 SEM of fracture appearance of tensile specimen

雖然細(xì)化晶粒、固溶強(qiáng)化、應(yīng)變強(qiáng)化、第二相強(qiáng)化（沉淀、彌散）能提高各相強(qiáng)度，但焊縫整體的抗拉強(qiáng)度取決于焊縫組織本身的抗拉性能和界面（晶界、相界或組織區(qū)域界）抗拉強(qiáng)度中的最小值。由于激光焊焊縫比TIG焊焊縫冷卻快，結(jié)晶過(guò)程中合金元素?cái)U(kuò)散速率小，晶界偏析小，故晶界結(jié)合強(qiáng)度高，如圖7所示。而TIG焊的焊縫冷卻較慢，液態(tài)金屬中合金元素充分?jǐn)U散，在樹(shù)枝晶內(nèi)以及晶間出現(xiàn)元素偏析，Mn、Ni富集在晶界上，Co、Cr、Fe則富集在樹(shù)枝晶內(nèi)部［16］，其中以Mn的偏析最為明顯。所以激光焊焊縫的抗拉強(qiáng)度高，而TIG焊焊縫的抗拉強(qiáng)度稍低。

圖7 焊縫EDS線掃結(jié)果Fig.7 EDS line scanning results of the weld

2.3 硬度試驗(yàn)

激光焊與TIG焊接頭顯微硬度分布曲線如圖8所示?？梢钥闯?，兩種焊接接頭焊縫的硬度都略高于母材（平均硬度為146 HV）。激光焊焊縫區(qū)域平均硬度170 HV，與母材硬度相差較??；而TIG焊焊縫區(qū)域平均硬度為212 HV，高于激光焊焊縫，且熔合區(qū)附近的焊縫硬度基本與母材相同，靠近焊縫中心處的硬度較高。

圖8 激光焊與氬弧焊焊接接頭硬度分布Fig.8 Hardness distribution in the transverse welds of the LBW joint and TIG welded joint

組織硬度的影響因素除細(xì)晶強(qiáng)化外，還有第二相粒子的強(qiáng)化，而第二相強(qiáng)化效果取決于粒子的大小與間距，粒子越小，數(shù)量越多，分布越彌散，間距越小，強(qiáng)化作用越大。通過(guò)對(duì)比圖3、圖4發(fā)現(xiàn)，雖然激光焊焊縫晶粒尺寸（約0.5 μm）小于TIG焊的（約1.3 μm），但TIG焊焊縫晶粒中的第二相粒子更多且間距更小，所以盡管TIG焊焊縫的晶粒尺寸較大，但其硬度較激光焊焊縫的更高。

3 結(jié)論

（1）采用激光焊與TIG焊焊接CoCrFeMnNi高熵合金薄板，均可得到成形良好，無(wú)裂紋、氣孔等焊接缺陷的焊接接頭。兩種焊接工藝的焊縫組織基本一致，都是由垂直于熔合線方向的胞狀樹(shù)枝晶與焊縫中心處的等軸晶組成，但TIG焊焊縫晶粒尺寸大于激光焊焊縫。

（2）兩種焊接工藝得到的焊接接頭拉伸試樣斷裂位置均在焊縫區(qū)，但激光焊焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和塑性更高，兩種焊接接頭的抗拉強(qiáng)度和塑性均低于母材。三種試樣拉伸得到的斷口均存在大量韌窩，均為塑性斷裂。

（3）兩種焊接工藝得到的焊接接頭焊縫區(qū)域硬度均高于母材硬度，而TIG焊焊縫區(qū)域平均硬度為212 HV，高于激光焊焊縫（平均170 HV）。