李曉紅， 葉 雷， 鐘群鵬， 曹春曉， 熊華平

(1.北京航空材料研究院，北京 100095;2.北京航空航天大學，北京 1000191）

DD3合金TLP擴散焊等溫凝固過程研究

李曉紅1， 葉 雷1， 鐘群鵬2， 曹春曉1， 熊華平1

(1.北京航空材料研究院，北京 100095;2.北京航空航天大學，北京 1000191）

采用一種含B中間層合金在不同溫度下保溫不同時間TLP連接DD3高溫合金。觀察不同連接規(guī)范下的焊縫組織并測定了焊縫中央共晶區(qū)域的寬度。研究發(fā)現(xiàn)，焊縫中央共晶寬度與保溫時間的1/2次方成反比。由此推算出1150℃，1200℃和1250℃連接溫度下等溫凝固完成所需時間分別不超過3h，2h和1h。通過建立擴散模型并利用菲克第二定律的誤差函數(shù)解，分別根據(jù)Ni-B和DD3-B模擬相圖，計算了不同連接溫度下焊縫完成等溫凝固所需要的時間。計算結果表明對于給定的連接系統(tǒng)，存在一個連接溫度的最佳值，在該溫度下，焊縫等溫凝固完成所需的時間最短。結果表明，對于DD3合金的TLP擴散焊，采用1250℃的連接溫度比較合適。

瞬間液相擴散焊;等溫凝固;模型

高溫合金由于其良好的高溫性能而被廣泛應用于航空發(fā)動機熱端部件如渦輪工作葉片和導向葉片。隨著航空科學技術的發(fā)展，發(fā)動機性能要求越來越高，對制造葉片用高溫合金的耐熱性等性能的要求也相應提高。單晶高溫合金由于沒有晶界，且通過提高合金固溶溫度及去除C，B，Zr，Hf等會降低合金初熔點的元素等方法使其高溫性能明顯好于普通鑄造高溫合金，是目前最優(yōu)越的渦輪葉片用材料［1］。同時在葉片的結構設計上采取了在葉片內部制造復雜內部冷卻通道的空心結構，通以高壓空氣強制冷卻以進一步提高冷卻效率，從而進一步提高發(fā)動機性能。對于這種復雜空心結構，僅憑鑄造技術難以實現(xiàn)，釬焊或過渡液相(TLP）擴散焊是制造空心汽冷葉片的關鍵技術之一。TLP擴散焊綜合了釬焊和固相擴散焊二者的優(yōu)點，其與釬焊的區(qū)別在于該方法實現(xiàn)了等溫凝固，形成的接頭組織性能與固相擴散焊類似，不像釬焊接頭與基體有較大的差異。同時工藝簡單，不像固相擴散焊對焊前準備及設備條件要求那么高。因此，是一種非常適合于高溫合金的連接方法。目前，國外已有該方法的實際應用并取得了良好效果［2，3］，在單晶合金的TLP擴散焊研究中也取得了一定進展［4～8］。

DD3合金為北京航空材料研究院研制的第一代單晶高溫合金［9，10］，其成分較簡單，不含稀缺貴重元素，成本較低，中、高溫性能良好，力學性能與國外第一代單晶合金PWA1480相當。合金還具有優(yōu)越的抗熱疲勞性能，組織穩(wěn)定性好，適合于制作1040℃以下工作的燃氣渦輪轉子葉片和在1100℃以下工作的導向葉片。本研究采用自制中間層合金對DD3合金進行不同溫度下的TLP擴散焊，并對其等溫凝固過程進行了研究。

1 實驗材料及方法

實驗用母材為DD3高溫合金，其主要成分見表1。TLP擴散連接用中間層合金D1F為在DD3合金成分基礎上去除Al，Ti元素后再加上一定量的降熔元素B制成的箔狀帶材，其厚度約為20μm。

在1150℃，1200℃和1250℃分別保溫 5min，10min，30min，1h和2h進行 DD3合金擴散連接等溫凝固實驗。裝配時在試樣中間夾兩層中間層合金箔(厚度約20μm）后兩側氬弧點焊定位，間隙約為40μm。實驗方法為首先在真空爐內相應溫度下保溫2min使中間層合金熔化填縫后再封裝在真空石英管中加熱至該溫度保溫一定時間后取出淬水。然后將每個試樣剖開，磨平并腐蝕(腐蝕液配方為硝酸∶氫氟酸∶甘油 =1∶3∶5），在光學顯微鏡下觀察各接頭的顯微組織，測量焊縫寬度、焊縫中央的共晶寬度以及由于中間層合金中的B向母材擴散而在近縫區(qū)部位形成的硼化物分布區(qū)的寬度。在測量硼化物分布區(qū)寬度時，觀察到硼化物分布集中的區(qū)域受腐蝕程度較嚴重，在焊縫兩側有明顯的兩條黑帶，因此以該區(qū)的寬度作為硼化物集中分布的區(qū)域。

表1 DD3合金的主要成分(質量分數(shù)/%）Table 1 Compositions of the experimental base material(mass fraction/%）

2 實驗結果與分析

2.1 不同連接溫度下的接頭組織

不同連接溫度下的接頭組織見圖1。從圖1可以看出，在1150℃，1200℃，1250℃下保溫5min時，所有的接頭均已開始發(fā)生等溫凝固，液固界面已向焊縫中心遷移一定距離，在焊縫中形成附生于單晶母材的先結晶固溶體和保溫結束后殘留在中心的液相水淬后形成的低熔點共晶相。在焊縫與母材界面處的基體中生成大量的硼化物，尺寸很小，形狀多為點、塊狀。保溫時間延長，近縫區(qū)的硼化物尺寸增大，數(shù)量減少，并且有細長的針狀硼化物出現(xiàn)。繼續(xù)延長保溫時間，硼化物的數(shù)量減少，距焊縫中央的距離也越來越遠。

圖1 不同連接溫度下保溫不同時間的接頭組織Fig.1 Microstructure of joint bonded at different temperature for different time (a）1150℃ /5min;(b）1150℃ /30min;(c）1150℃ /2h;(d）1200℃ /5min;(e）1200℃ /30min;(f）1200℃ /2h;(g）1250℃ /5min;(h）1250℃ /30min;(i）1250℃ /2h

2.2 等溫凝固過程分析

等溫凝固階段從原理上講是焊縫液相中的溶質原子不斷向液固界面擴散，進而從液固界面繼續(xù)向固體中擴散，使液相中溶質原子的濃度降低，當液固界面溶質原子的濃度降低到固相線時，等溫凝固開始，液固界面向液相中推進，直到焊縫中所有液相都凝固為固相。由此可見，等溫凝固過程主要是受溶質原子固相擴散控制的過程。

判定焊縫等溫凝固完成時間可以根據(jù)焊縫中有無殘留低熔點共晶相來實現(xiàn)，當焊縫中沒有低熔點共晶相存在時，可以認為等溫凝固階段已經(jīng)完成。對在1150℃，1200℃和1250℃連接溫度下分別保溫5min，10min，30min，1h 和 2h 進行水淬后的接頭組織中央低熔點共晶區(qū)域寬度進行測量，結果見圖2?？梢娫?150℃，1200℃以及在1250℃保溫10min后焊縫中的共晶百分數(shù)隨擴散時間平方根增加而降低，基本呈線性反比關系，且其斜率隨溫度的升高而增大，由圖2可以確定焊縫等溫凝固的完成時間最長分別不超過3h(外推），2h，1h。在1250℃保溫初期，焊縫中共晶百分數(shù)有一個陡降過程，這主要是由于溫度提高使B擴散速率加快的同時也使母材的溶解量增加，導致焊縫中液相總量短期快速增加，但此過程不會持續(xù)太長，因為B的快速擴散和母材的大量溶解均會導致焊縫中的B含量快速降低，從而使焊縫很快發(fā)生等溫凝固，降熔元素向母材擴散的距離也相應增大，使得焊縫中共晶百分數(shù)陡降過程逐漸趨于平緩。

圖2 焊縫中共晶百分數(shù)隨保溫時間延長的變化Fig.2 Variation of the eutectic percentage in the bonding seam with holding time

高溫合金的一般凝固特性在一定程度上可用單相合金結晶體系的模式來描述［11］。W.F.Gale等［12］認為可以將固相母材和液相中間層合金看做連續(xù)介質。基于此，同時考慮到本研究所用中間層合金成分中除B元素外，其他元素與母材含量大體相當，且剛開始富集著B元素的區(qū)域尺寸(中間層合金厚度）與整個被焊試樣比較來說相對要小得多，因此，可以將這一系統(tǒng)的擴散問題看作為擴散物質集中于寬度為2H區(qū)域內的無限系統(tǒng)中的擴散問題來處理［13］，如圖3 所示。

圖3 擴散物質集中于寬度為2H區(qū)域內的無限系統(tǒng)中的擴散Fig.3 Diffusion of the diffusate within a 2H-width in an infinite system

設擴散物質在初始寬度2H=W0范圍內的濃度為C0，其他區(qū)域的濃度為零，坐標原點設在焊縫的中央，故其初始條件為:

由此可求得在某一溫度恒溫擴散一段時間后，擴散物質在該系統(tǒng)中的濃度分布。利用誤差函數(shù)求得的解為:

其中C(x，t）是距焊縫中央距離x和時間t的函數(shù)，D是降熔元素在固相母材中的擴散系數(shù)。由式(1）可以求得等溫凝固結束需要的時間tIS，即在x=0處，中間層合金中降熔元素濃度降至固相線濃度CS時的時間。

根據(jù)Ni-B相圖(如圖4），假設其固相線近似為直線，共晶溫度時硼元素在鎳中的極限溶解度為0.028%(質量分數(shù)，下同），對應原子分數(shù)為0.15%，則可知 Cs= － 6.93 × 10－5T+0.1007，1150℃，1200℃，1250℃的 CS分別為 Cs1:0.021%，Cs2:0.017%和 Cs3:0.014%。

文獻［14，15］采用含 B中間層合金 TLP擴散連接單晶合金CMSX-2，CMSX-4。研究表明焊縫等溫凝固的表觀激活能(對應于降熔元素B的擴散激活能 Q）為248～266kJ/mol。由 D=D0exp－Q/RT可以得到在不同溫度下B在鎳中的擴散系數(shù)D1150℃=6.38 × 10－10m2/s，D1200℃=1.30 × 10－9m2/s，D1250℃=2.53 × 10－9m2/s，其中 Q=248kJ/mol［14，15］，D0=0.81m2/s［16］。

根據(jù)式(2），C0為中間層合金原始 B濃度3.8%，H為單層中間層合金箔厚度20μm，可算出D1F中間層合金TLP連接DD3合金等溫凝固結束所需時間在1150℃，1200℃，250℃三種連接溫度下分別為 1.86h，1.31h，1.04h，在 1250℃時與圖 3 所顯示實驗結果相同，但在1150℃，1200℃所需具體時間數(shù)值均小于圖3的外推結果。

圖4 Ni-B相圖Fig.4 Phase diagram of Ni-B system

假設DD3-B的相圖與Ni-B共晶相圖形式類似，為圖5形式，取DD3熔點為1350℃，共晶線以及B在Ni中的極限溶解度基本保持不變。由圖5取1150℃，1200℃，1250℃ 下的 CS分別為 0.019%，0.014%，0.0093%，其他值不變，則由式(2）可得到等溫凝固結束需要的時間在 1150℃，1200℃，1250℃三種連接溫度下分別為 2.32h，2.02h，2.34h。由此可見在1150℃，1200℃與前面的實際實驗結果非常接近，但在1250℃等溫凝固結束需要的時間計算值不僅未降低，反而提高?；谡`差函數(shù)erf(β）值較小時(小于0.1）與β值基本呈線性關系的前提，由式(2）可知，當C0，H為常數(shù)時在某一溫度下等溫凝固結束需要的時間tIS與該溫度下溶質原子在母材中的擴散系數(shù)D以及在該溫度下溶質原子在母材中的極限溶解度CS的平方成反比，即tIS=K/(DC2S）。溫度的提高加速溶質原子向母材中的擴散，有利于液相的快速凝固，但同時帶來CS的降低又會促進母材的溶解，因此，當溫度的提高使DC2S增加時，tIS減少，反之則增加。圖5中取DD3熔點1350℃，比Ni的熔點1453℃降低了103℃，而共晶線以及B在Ni中的極限溶解度基本保持不變，使固相線的斜率增加，同樣溫度下對應的CS值減少，這時1200℃的 DC2S值為 2.55 ×10－13，而 1250℃的DC2S值為2.19 ×10－13，總體上使 tIS增加。以上說明對某一合金系統(tǒng)，等溫凝固完成所需的時間有一個最低值。圖6是根據(jù)式(2）并分別利用Ni-B相圖及DD3-B模擬相圖計算的連接溫度與等溫凝固保溫時間的關系曲線，由此可以看到:利用Ni-B相圖計算時，連接溫度為1289℃時對應的保溫時間最短為59min，且在1270～1307℃的范圍內，保溫時間均不超過60min;而利用DD3-B模擬相圖計算，連接溫度為1204℃時對應的保溫時間最短為121min，且在1194～1213℃的范圍內，保溫時間均不超過122min。該結果與 W.D.MacDonald和 T.W.Eager在對用Ni-B中間層TLP擴散連接Ni基高溫合金時的等溫凝固動力學進行研究時所取得的結果是一致的［17］，即對于不同的母材與中間層合金連接系統(tǒng)，選擇的連接溫度不是越高越好，其選擇應既促進接頭的等溫凝固和溶質原子向母材的擴散，同時不會造成液相中間層合金對母材的過分溶解。

上述分析說明，采用D1F中間層合金TLP擴散焊DD3合金也存在一個最佳連接溫度。圖2的實驗結果表明，連接溫度在1150～1250℃范圍內變化時，焊縫等溫凝固完成所需的時間隨連接溫度提高而縮短，考慮到與母材熱制度的匹配性，DD3單晶的TLP擴散焊選用其固溶處理溫度1250℃比較合適，在該溫度下可在1h內完成焊縫的等溫凝固。

3 結論

(1）利用一種含 B中間層合金在 1150℃，1200℃和1250℃三種溫度下分別保溫不同時間TLP連接DD3合金，發(fā)現(xiàn)焊縫中央共晶寬度與保溫時間的平方根成反比關系，由此推斷出在 1150℃，1200℃和1250℃三種溫度下等溫凝固所需時間最長分別不超過 3h，2h，1h。

(2）對于不同的母材與中間層合金連接系統(tǒng)，選擇的連接溫度不是越高越好，其選擇應既促進接頭的等溫凝固和溶質原子向母材的擴散，同時不會造成液相中間層合金對母材的過分溶解。而連接溫度存在一個最佳值，在該溫度下，焊縫等溫凝固完成所需的時間最短。

(3）對于DD3合金的擴散焊，連接溫度選用母材的固溶處理溫度1250℃比較合適，在該溫度下，焊縫的等溫凝固可在1h內完成。

［1］GELL，M，DUHL D N，GIAMEI A F.The Development of Single Crystal Superalloy Turbine Blades［C］//superalloys，1980，Warrendale，PA:TMS，1980:205 －214.

［2］GELL，M，DUHL D N，GUPTA D K.et al.Advanced superalloy airfoils［J］.J of Metals，1987，(7）:11 －15.

［3］ERICKSON G L.The Development and Application of CMSX-10［C］//Superalloys 1996.Warrendale，PA:TMS，1996:35－44.

［4］GIAMEI A F，SALKED R W，HAGER，C W.Energy efficient engine high-pressure turbine single crystal vane and blade fabrication technologyreport［R］. NASA-CR-164500，1981.

［5］NISHIMOTOK，SAIDA K，KIM D，et al.Transient liquid phase bonding of Ni-base single crystal superalloy CMSX－2［J］.ISIJ International，1995，35(10）:1298 －1306.

［6］NINSHIMOTO，K，SAIDA K，KIM D，et al.Bonding phenomena and joint properties of transient liquid phase bonding of Ni-base single crystal superalloys［J］.Welding in the World，1998，41(2）:121 －131.

［7］NISHIMOTO K，SAIDA K，KIM D，et al.Homogenization behavior of alloying element during transient liquid phase bonding of Ni-base single crystal superalloy(Report 8）［J］.Quarterly Journal of the Japan Welding Society，1997，15(3）:509－514.

［8］ NAKAO Y，SAIDA K，NISHIMOTO K，et al.Oxidation and recrystallization behaviors of Ni-base single crystal superalloy，CMSX-2.Transient liquid phase bonding of Nibase single crystal superalloy(Report 1）［J］.Quarterly Journal of the Japan Welding Society，1996，14(4）:723 －730.

［9］吳仲棠，溫仲元，陳德厚.DD3單晶合金的成分設計和實驗研究［J］.金屬學報，1987，23(4）:171－178.

［10］《中國航空材料手冊》編輯委員會.中國航空材料手冊(第2卷）:變形高溫合金 鑄造高溫合金［M］.北京:中國標準出版社，2002:792－806.

［11］麥克萊恩M.定向凝固高溫材料［M］.陳石卿，陳榮章，譯.北京:航空工業(yè)出版社，1989:13－57，121－160.

［12］GALE W F，WALLACH E R.Wetting of nickel alloys by nickel based brazes［J］.Materials Science and Technology，1990，6(2）:170 －175.

［13］夏立芳，張振信.金屬中的擴散［M］.哈爾濱:哈爾濱工業(yè)大學出版社，1989:20－41.

［14］NISHIMOTO K，SAIDA K，KIM D，et al.Transient liquid phase bonding of Ni-base single crystal superalloy CMSX-2［J］.ISIJ International，1995，35(10）:1298 －1306.

［15］NISHIMOTO K，SAIDA K，KIM D，et al.Bonding phenomena and joint properties of transient liquid phase bonding of Ni-base single crystal superalloys［J］.Welding in the World，1998，41(2）:121 －131.

［16］張新平，史耀武，任耀文.鎳基非晶態(tài)及晶態(tài)釬料真空釬焊時母材在釬料中溶解特性的研究［J］.航空材料學報，1996，16(3）:50－56.

［17］MACDONALD W D，EAGAR T W.Isothermal solidification kinetics of diffusion brazing［J］.Metall Trans(A），1998，29(1）:315 －325.

Isothermal Solidification Process of TLP Diffusion Bonding for DD3 Superalloy

LI Xiao-hong1， YE Lei1， ZHONG Qun-peng2， CAO Chun-xiao1， XIONG Hua-ping1
(1.Beijing Institute of Aeronautical Materials，Beijing 100095，China;2.Beihang University，Beijing 100191，China）

The TLP bonding process for DD3 superalloy using a B-contain interlayer alloy with different temperature and holding-time is analyzed.Microstructures of different joints were observed and the widths of the eutectic zone of the centre of the joints were measured.It shows that the width is inversely proportional to the square root of holding time.Based on the result，the time for isothermal-solidification at 1150℃，1200℃ and 1250℃ are not more than 3h，2h and 1h respectively by the estimation.By establishing the diffusion model and using the error function solution to the second Fick's law，the time for isothermal-solidification at different temperature is calculated by Ni-B phase-diagram and DD3-B analogous phase-diagram，respectively.The calculated results show that for a certain bonding system，there exists an optimum temperature at which the time for isothermal solidification is the shortest.According to the experimental results，it is suitabk to choose 1250℃ as the bonding tamperatune for DD3 superalloy.

transient phase diffusion bonding;isothermal solidification;model

10.3969/j.issn.1005-5053.2011.6.001

V223;V215.5

A

1005-5053(2011）06-0001-06

2011-10-08;

2011-10-20

李曉紅(1962—），男，博士，研究員，主要從事新型材料及結構件釬焊、擴散焊研究，(E-mail）lixiaohong621@yahoo.com。