【摘 要】
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先进航空航天装备越来越多的采用大型整体结构件,以期满足其不断追求的极端轻质化要求,传统制造工艺已不能满足大型整体结构件的加工要求。而增材制造技术已成为应对上述难题的最佳新技术途径,但增材制造设备加工能力有限,不能一次性增材制造大型整体结构件,必须分段增材后焊接,因此增材件的焊接尤为必要。基于此,本文对激光增材制造GH3625（3D-GH3625）同种板材和3D-GH3625/轧制态GH3625异种
【基金项目】
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江西省科技研发计划（20192BBEL50002、20185456005）；
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先进航空航天装备越来越多的采用大型整体结构件,以期满足其不断追求的极端轻质化要求,传统制造工艺已不能满足大型整体结构件的加工要求。而增材制造技术已成为应对上述难题的最佳新技术途径,但增材制造设备加工能力有限,不能一次性增材制造大型整体结构件,必须分段增材后焊接,因此增材件的焊接尤为必要。基于此,本文对激光增材制造GH3625（3D-GH3625）同种板材和3D-GH3625/轧制态GH3625异种板材进行了激光对接焊试验,研究了激光功率和焊接速度对同种接头显微组织和力学性能的影响;激光功率对异种接头显微组织和力学性能的影响;并对两种接头的显微组织演变规律及HAZ液化裂纹的形成机理进行了分析。研究结果表明,激光焊接3D-GH3625高温合金的最优工艺参数为:P=5.3kW,V=1.8m/min,d=+2.5mm。在HAZ,仅在上层晶界处析出大量Laves相,导致晶界发生明显粗化。沿焊缝上层至下层,熔合区和中间区由上层的胞状晶、柱状晶和等轴细晶逐渐转变为下层的柱状晶,且紧贴熔合线生长的等轴细晶的数量逐渐增多,中心区均为树枝晶。细小颗粒状γ′相弥散分布于焊缝;大量Laves相在中间区枝晶间析出,且形态由上层的条状逐渐转变为下层的颗粒状。焊缝晶粒沿<001>方向择优生长。接头抗拉强度为872MPa,达到母材抗拉强度的98.2%,伸长率达到母材的90.7%。接头断面为斜面,近似呈45°,断裂形式为脆性和韧性混合断裂方式。当P>5.3kW或V<1.8m/min时,焊缝中心区开始出现等轴树枝晶;当P>5.0kW或V<1.8m/min时,熔合区的胞状晶消失。等轴细晶区的面积随激光功率的增加或焊接速度的减小呈递增趋势,且随着激光功率或焊接速度的增加,同种接头的抗拉强度均呈现出先增后减的趋势。激光焊接3D-GH3625/轧制态GH3625异种合金的最优工艺参数为:P=4.7kW,V=1.8m/min,d=+2.5mm。轧制态GH3625侧上层HAZ的奥氏体晶界析出大量MC,3D-GH3625侧上层HAZ的奥氏体晶界析出大量Laves相。沿焊缝上层至下层,轧制态GH3625侧熔合区的组织形态由上层的柱状晶和胞状晶转变为下层的柱状树枝晶;3D-GH3625侧熔合区的组织形态与轧制态GH3625侧熔合区相接近,但3D-GH3625侧紧贴熔合线的熔合区出现了等轴细晶区,等轴细晶区的面积随激光功率的增加呈递增趋势;焊缝中心区由上层的柱状树枝晶和等轴树枝晶转变为下层的柱状树枝晶。异种接头中焊缝枝晶间分布着尺寸较小的γ′、MC、Laves相、M23C6,且各析出相的含量较低,特别是焊缝中的Laves相的含量和体积均明显低于3D-GH3625同种激光焊接接头。两侧熔合区晶粒沿<001>方向择优生长,但轧制态GH3625侧熔合区晶粒沿<001>方向择优生长的趋势更强。异种接头的抗拉强度高达895MPa,伸长率达38.3%,接头的断裂形式为脆性和韧性混合断裂方式。当4.7kW<P≤5.0kW时,两侧焊缝的熔合区完成由胞状晶向胞状树枝晶的转变,且随着激光功率的增加,异种接头的抗拉强度有所下降。当P>5.3kW时,同种接头HAZ的部分熔化区和异种接头3D-GH3625侧HAZ的部分熔化区均出现了液化裂纹缺陷。3D-GH3625高温合金的平均晶粒尺寸较大,在对其进行激光焊接（激光功率较大或焊接速度较小）时,HAZ小角度晶界较多,且部分熔化区奥氏体晶粒内部的Nb、Mo等元素有向晶界偏聚的趋势,促进了奥氏体晶界液态薄膜的形成,最终在焊接应力的作用下,导致同种接头HAZ的部分熔化区和异种接头3D-GH3625侧HAZ的部分熔化区产生液化裂纹缺陷。异种接头轧制态GH3625侧HAZ的奥氏体晶界出现一定程度的粗化,部分熔化区奥氏体晶界存在大量的MC,对晶界起到了钉扎作用,抑制了液化裂纹的产生。
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