李天文,郭萬林,淮軍鋒

(北京航空材料研究院焊接及鍛壓工藝研究室,北京100095)

鎳基釬料釬焊GH586高溫合金

李天文,郭萬林,淮軍鋒

(北京航空材料研究院焊接及鍛壓工藝研究室,北京100095)

采用非晶箔狀BNi82CrSiB和BNi81CrB釬料以不同的保溫時(shí)間進(jìn)行釬焊實(shí)驗(yàn),對釬焊接頭進(jìn)行了力學(xué)性能測試。利用掃描電鏡和能譜分析對釬焊接頭微觀組織和斷口進(jìn)行觀察和分析。結(jié)果表明,在釬焊溫度下延長釬焊時(shí)間(60min)能夠促進(jìn)釬縫與擴(kuò)散層的元素均勻分布,提高釬焊接頭的室溫和高溫(930℃)拉伸性能。通過調(diào)整釬料合金成分,提高了釬焊接頭的拉伸性能,高溫拉伸性能提高22.5%。接頭斷裂發(fā)生在近縫區(qū)基體一側(cè),斷裂形式主要為沿晶斷裂。同時(shí)討論了Si,B等元素對釬焊接頭的組織和性能的影響。

GH586高溫合金;釬焊;擴(kuò)散

高溫合金既是航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱區(qū)部件、航天發(fā)動(dòng)機(jī)各種高溫部件的關(guān)鍵材料,又是艦船、能源、石油化工工業(yè)領(lǐng)域耐熱耐蝕部件的重要材料,在先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)中,高溫合金的用量占到總質(zhì)量的40%～60%,制作的部件包括渦輪葉片、導(dǎo)向葉片、渦輪盤、壓氣機(jī)盤、噴嘴和燃燒室等。在美國,高溫合金在航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)上的用量占到總用量的85%[1-3]。GH141(Rene’41)合金曾被國內(nèi)外成功地用作火箭發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤,高溫性能優(yōu)于國內(nèi)外廣泛應(yīng)用的GH169(Inconel718)。但GH141合金在800～850℃區(qū)間的高溫強(qiáng)度和持久強(qiáng)度難以滿足航天發(fā)展相應(yīng)的工程要求。因而在其基礎(chǔ)上,沉淀強(qiáng)化鎳基變形高溫合金GH586就是為了滿足航天工業(yè)的發(fā)展需求而開發(fā)研制的一種新型高強(qiáng)韌合金[2、3]。因GH 586材料當(dāng)前的使用方式較少涉及釬焊加工,因而針對該材料在釬焊工藝研究方面的工作較少。本工作針對該材料進(jìn)行釬焊工藝及其接頭性能的研究,采用不同成分的箔狀鎳基釬料進(jìn)行工藝實(shí)驗(yàn),通過微觀組織分析和接頭力學(xué)性能的對比研究,進(jìn)而確認(rèn)釬料合金元素及所選釬焊工藝對于釬焊GH 586合金的適應(yīng)性和影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料及工藝方法

1.1 基體材料

實(shí)驗(yàn)用基體材料為軋制后熱處理狀態(tài)的GH 586高溫合金棒坯(固溶狀態(tài)760℃/16h+1080℃/4h),其化學(xué)成分如表1所示。

表1 GH586合金化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical compositions of GH586 alloy(mass_fraction/%)

1.2 釬焊材料

選用自制鎳基非晶箔帶釬料,厚度為30～40μm。釬料的化學(xué)成分及熔化溫度區(qū)間如表2所示。

表2 釬料的化學(xué)成分和熔化溫度區(qū)間Table 2 Chemical compositions and melting_____________temperature range of filler metals

1.3 釬焊工藝

打磨、清洗試樣的待焊表面,去除表面氧化膜和油污。采用超聲波清洗方法去除釬料箔帶的表面油污。然后將釬料和試樣按次序裝配入爐。試樣設(shè)計(jì)為對接形式。釬焊工藝如表3所示。據(jù)文獻(xiàn)[4]研究,采用2#工藝可令接頭性能獲得明顯提升,因此本工作主要基于2#工藝進(jìn)行研究。

1.4 實(shí)驗(yàn)方法

利用真空擴(kuò)散焊爐進(jìn)行釬焊實(shí)驗(yàn)。

利用Quanta600環(huán)境掃描電子顯微鏡、Oxford能譜儀對釬焊接頭試樣進(jìn)行微觀分析。

利用拉伸試驗(yàn)機(jī)對接頭性能進(jìn)行測試分析。

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 接頭微觀組織分析

圖1 采用1#工藝A#釬料的釬焊接頭微觀組織圖(a)未腐蝕;(b)腐蝕后;(c)圖1(b)的放大圖Fig.1 M icrostructures of the joint brazed w ith A#filler metal under the 1#brazing parameters (a)w ithout erosion;(b)after erosion;(c)magnification of fig.1(b)

圖1,2分別為采用1#,2#工藝時(shí)釬焊接頭的微觀組織圖。由圖1,2可見,釬焊接頭都出現(xiàn)了明顯的擴(kuò)散層?？紤]到兩個(gè)工藝均為加壓擴(kuò)散釬焊,在加熱溫度達(dá)到釬料液相線溫度時(shí),液態(tài)釬料即被擠出,釬縫間隙為自由間隙,所測得釬縫厚度與試樣初始加工狀態(tài)有關(guān)。為了剔除釬縫自由間隙不確定所帶來的影響,采用釬縫比例SF和擴(kuò)散層比例SD兩個(gè)數(shù)據(jù)表達(dá)對比釬縫和擴(kuò)散層變化的幅度和趨勢。將總厚度表示為LT,釬縫厚度表示為LF,擴(kuò)散層厚度表示為LD,關(guān)系如下:

表4為兩種工藝條件下采用A#,B#兩種釬料的接頭釬縫及擴(kuò)散層的厚度與比例。由表4可見,經(jīng)過60min保溫?cái)U(kuò)散處理的釬焊試樣的釬縫比例有縮小的趨勢,擴(kuò)散層比例有擴(kuò)大的趨勢,結(jié)果符合隨保溫時(shí)間延長,元素?cái)U(kuò)散增加,釬縫及擴(kuò)散層變化的規(guī)律,但該變化并不明顯。

對比選用A#和B#兩種釬料,采用相同處理工藝時(shí),自由狀態(tài)的釬縫厚度趨于一致,但擴(kuò)散層厚度出現(xiàn)了較大的變化(增厚),這與釬料合金中Si和B元素含量的差異有關(guān),隨著易于擴(kuò)散的B原子增多,擴(kuò)散層的厚度明顯增加。

圖2 2#工藝釬焊接頭微觀組織圖(a)A#釬料接頭形貌;(b)A#釬料接頭腐蝕形貌;(c)圖2(b)的放大圖; (d)B#釬料接頭形貌;(e)B#釬料接頭腐蝕形貌;(f)圖2(e)的放大圖Fig.2 Microstructures of the joints brazed under the 2#brazing parameters (a)w ithout erosion(A#filler metal);(b)after erosion(A#filler metal);(c)magnification of fig.2(b); (d)without erosion(B#filler metal);(e)after erosion(B#filler metal);(f)magnification of fig.2(e)

表4 不同工藝不同釬料的接頭釬縫及擴(kuò)散層厚度Table 4 Thickness of the brazed seam and diffusion layer ____w ith different filler metals under brazing parame______ters

圖1(b)和圖2(b),(e)顯示,采用兩種工藝所獲接頭的釬縫組織中均無明顯的化合物相,形成比較均勻的組織,這有助于接頭力學(xué)性能的提高。近縫區(qū)與基體部分相比晶界明顯粗化,通過能譜分析,晶界主要組成為碳化物,文獻(xiàn)[5]表明,GH586基體晶界上的碳化物主要是M23C6和少量的M6C,沿晶界以顆粒狀斷續(xù)析出。由于B原子半徑小,擴(kuò)散系數(shù)大,在近縫區(qū)的擴(kuò)散路徑長,優(yōu)先在晶界偏聚[6],而不進(jìn)入鎳鉻固溶體,從而影響了晶界碳化物的分布和聚集,使晶界碳化物的呈網(wǎng)絡(luò)分布。同時(shí)由于B元素的擴(kuò)散因素,與基體合金作用后,使晶內(nèi)發(fā)生樹枝狀偏析(圖1(a)和圖2 (a),(d)),碳化物(源于含碳的γ’相[5])在晶內(nèi)二次析出并重新聚集,長成針狀、片狀或球狀,并有部分長成為穿晶的片層狀結(jié)構(gòu)。采用1#工藝釬焊時(shí),晶界和晶內(nèi)的碳化物形態(tài)多樣,沿基體和釬縫界面向基體方向取向雜亂,而采用2#工藝處理時(shí),晶界和晶內(nèi)的碳化物形態(tài)和分布取向更加整齊均勻,降低了因組織形態(tài)多樣和取向雜亂引起的較大殘余應(yīng)力導(dǎo)致的沿晶斷裂的傾向。

通過對圖1(c)和圖2(c)中釬縫、基體中的晶界和晶內(nèi)組織作能譜分析發(fā)現(xiàn),僅在釬縫部分有Si元素存在,表明Si元素的擴(kuò)散極不活躍,釬縫主要由鎳鉻組成,形成均勻的鎳鉻固溶體。晶界白色相為富Cr,W, Mo相的碳化物。采用B#的釬料合金不含Si元素,而基體成分中含有微量的Si元素,由此獲得的釬焊接頭在釬縫部位發(fā)現(xiàn)了有微量的Si元素存在,說明基體中的Si元素也發(fā)生了緩慢的擴(kuò)散,這一點(diǎn)在接頭界面元素的分布圖上也有表現(xiàn)[4]。

對比1#和2#工藝,根據(jù)文獻(xiàn)[4]的釬焊接頭界面元素分布的結(jié)果,獲知Si元素主要分布在釬縫區(qū),沒有明顯變化;釬料和基體材料中均含Ni和Cr等元素,基體中的Ti,Co元素向釬縫中擴(kuò)散,經(jīng)過擴(kuò)散處理后,濃度梯度明顯變緩;而Mo,W元素由于擴(kuò)散能力較弱,其濃度梯度沒有明顯變化。

2.2 力學(xué)性能分析

采用1#和2#工藝,并選用A#,B#兩種不同化學(xué)成分的釬料合金,加工了四組標(biāo)準(zhǔn)釬焊拉伸試樣(對接接頭),并進(jìn)行了力學(xué)性能的測試分析。室溫和930℃的釬焊接頭及與基體材料的拉伸性能結(jié)果見表5。

表5 GH586合金及釬焊接頭力學(xué)性能Table 5 Mechanical p roperties of GH586 _______________alloy and its brazed joints

表5結(jié)果表明,采用A#釬料合金釬焊,經(jīng)過60min加壓保溫?cái)U(kuò)散處理后,接頭的力學(xué)性能遠(yuǎn)高于10min加壓擴(kuò)散釬焊的接頭。室溫情況下,達(dá)到了基體強(qiáng)度的76%。而采用2#工藝時(shí),室溫拉伸試樣已經(jīng)發(fā)生塑性變形。采用較優(yōu)的2#工藝時(shí),B#編號的釬料合金所獲接頭的力學(xué)性能更優(yōu),室溫性能達(dá)到了基體的81%,對比采用同樣工藝的A#釬料釬焊接頭的高溫性能,獲得了22.5%的提升。

2.3 斷口分析

圖3和圖4分別為兩個(gè)工藝釬焊接頭的拉伸斷口形貌。分析圖3(b)和圖4(b),(e),其斷面沿晶開裂紋路能夠表征斷面處晶粒尺寸,實(shí)測為27～36μm之間,與文獻(xiàn)[2]中的33μm接近,可看出為明顯沿晶斷裂形式[7],主要為脆性斷裂。

對圖1～4(c),(f)中的不同區(qū)域(見標(biāo)注)做能譜分析,將各區(qū)域的Ni,Cr原子比例數(shù)據(jù)通過“Ni/Cr”方式處理后列于表6中,同時(shí)將B,Si,C元素是否存在的分布情況也于表6中列出。表中“-”表示未檢出,“O”表示檢出。由表6數(shù)據(jù)可見,釬焊接頭界面中靠近基體的部分(圖上標(biāo)注格式為××3),試樣斷口中的黑色斷面(標(biāo)注格式為D××1)和解理階梯處(標(biāo)注格式為D××3)Ni/Cr原子比均分布于2左右,而釬縫處的Ni/Cr原子比則遠(yuǎn)高于此。由此可知,斷裂發(fā)生在Ni/Cr原子比均接近于2左右的近縫區(qū)的基體部位。通過查閱Cr2Ni二元相圖[8]可知,由于斜方型Ni2Cr(α’)可穩(wěn)定存在,其在對高溫合金起強(qiáng)化作用的同時(shí),也增大了該區(qū)域的變形難度,致使在隨后的變形過程中沿著以不同的Ni2Cr為核心的相鄰界面之間產(chǎn)生應(yīng)力集中,使斷裂更易于發(fā)生在此處。

表6 各檢測區(qū)域的Ni/Cr原子比和B,Si,C元素分布Table 6 Ratio of atom Ni/Cr and distribution of element B,Si,C in test areas

而在圖3(c)和圖4(c),(f)的釬焊接頭斷口各區(qū)域中,均未檢測到Si元素,證實(shí)了該沿晶斷裂發(fā)生在近縫區(qū)基體,而不是釬縫區(qū)域;在解理階梯區(qū)域的能譜分析結(jié)果中,均出現(xiàn)了B元素分布,證實(shí)了B元素易于沿晶界擴(kuò)散,發(fā)生偏聚;各點(diǎn)的能譜分析結(jié)果中,均出現(xiàn)C元素,表明斷裂沿著碳化物界面進(jìn)行。

3 結(jié)論

(1)在釬焊溫度下,采用60min/(1～5)M Pa的處理工藝,BNi81CrB釬料合金釬焊接頭的釬縫有縮小而擴(kuò)散層厚度增大的趨勢。相應(yīng)的釬焊接頭室溫拉伸性能可以達(dá)到母材的81%,930℃時(shí)的拉伸性能對比采用相同工藝的BNi82CrSiB釬焊接頭有22.5%的提升。

(2)兩種工藝條件下釬縫形成均勻的鎳鉻固溶體相,均未出現(xiàn)明顯的化合物相。在近縫區(qū),因B元素優(yōu)先沿晶界的擴(kuò)散,影響了碳化物在晶界聚集分布的狀態(tài),形成網(wǎng)狀分布。在晶內(nèi)碳化物二次析出,形成針狀、片狀或球狀分布。不易擴(kuò)散的Si元素則主要分布在釬縫區(qū)。

(3)由于斜方型Ni2Cr的穩(wěn)定存在,易使斷裂發(fā)生在近縫區(qū)基體上。

(4)室溫拉伸斷裂發(fā)生在近縫區(qū)基體部位,沿晶界碳化物界面擴(kuò)展,主要形式為脆性沿晶斷裂。

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Brazing of Superalloy GH 586 w ith Nickel2base Filler M etals

L I Tian2wen,GUO Wan2lin,HUA IJun2feng
(Laboratory of Welding and Forging,Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China)

The superalloy GH586 was brazed w ith BNi82CrSiB and BNi81CrB amorphous foils for dif2 ferent holding time.The joint strength w as tested.Themicrostructure and fracture surface were ana2 lyzed by SEM and EDS.The results show that,w hen p rolonging the brazing time(60m in),alloy ele2 ments distributed more uniform ly in the brazed seam and the diffusion area,and the joint strength not only at room temperature but also at 930℃w as increased.A lso the joint tensile p roperties w ere in2 creased by adjusting chemical compositions of nickel base filler alloys,and the joint strength at 930℃w as increased 22.5%.The joint f racture occurred at the basemetal near the brazed seam,w ith an in2 tergranular f racture mode.The influence of elements Siand B on the jointmicrostructuresand p roper2 ties w as also discussed.

superalloy GH586;brazing;diffusion

TG454

A

100124381(2010)1020048205

2010206220;

2010207227

李天文(1977—),男,工程師,主要從事航空釬焊材料及釬焊工藝研究,聯(lián)系地址:北京市81信箱20分箱(100095),E2mail: li_tianw en@126.com