潘 暉，趙海生

(北京航空材料研究院 焊接與塑性成形研究所，北京 100095)

鎳基釬料釬焊K465高溫合金大間隙接頭組織與性能研究

潘 暉，趙海生

(北京航空材料研究院 焊接與塑性成形研究所，北京 100095)

K465鎳基高溫合金為母材，F(xiàn)GH95鎳基合金粉為預(yù)填粉末，采用預(yù)填高熔點(diǎn)粉末的方法對0.5mm大間隙接頭進(jìn)行釬焊，研究不同保溫時(shí)間對釬縫組織與接頭性能的影響。結(jié)果表明：1220℃保溫0.5h獲得的釬縫組織由合金粉顆粒及顆粒間的相構(gòu)成，顆粒內(nèi)為γ和γ′兩相組織，顆粒間為γ和γ′兩相為基體的硼化物、硅化物及γ+γ′共晶組織；隨釬焊保溫時(shí)間延長，合金粉顆粒長大，化合物相及γ+γ′共晶組織合并、總量減少；釬焊保溫時(shí)間為0.5～16h時(shí)，接頭平均持久壽命由31.59h提高至54.58h，但不易獲得高性能等溫凝固接頭。

釬焊；K465鎳基高溫合金；組織；力學(xué)性能

K465合金是一種合金化程度很高的鎳基鑄造高溫合金，該合金在等軸鑄造鎳基高溫合金中熱強(qiáng)性及承溫能力較強(qiáng)，具有較好的高溫抗氧化性能，主要用于制作1050℃以下工作的發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪工作葉片和導(dǎo)向葉片[1-3]。釬焊技術(shù)是發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪葉片生產(chǎn)和修復(fù)的關(guān)鍵技術(shù)之一，高溫合金釬焊包括小間隙(0～0.15mm)和大間隙(>0.15mm)釬焊。小間隙釬焊直接采用鈷基或鎳基釬料釬焊連接，由于釬料中含有B，Si等元素，釬縫中往往存在硼化物或硅化物等化合物相，此化合物相硬度較高[4]，是接頭性能的薄弱環(huán)節(jié)[5,6]，其數(shù)量及形態(tài)對接頭性能有較大的影響，通過釬焊后的擴(kuò)散處理，使降熔元素B等擴(kuò)散至母材，從而減少化合物相，可以提高接頭的性能，高溫長時(shí)擴(kuò)散，可以消除共晶漢字型化合物相，獲得性能接近母材的等溫凝固接頭[7-12]；當(dāng)釬焊間隙略大時(shí)，采用熔化溫度區(qū)間較大的釬料可以實(shí)現(xiàn)連接，但接頭脆性化合物相多，性能不佳；當(dāng)間隙較大時(shí),如0.5mm，此時(shí)釬焊間隙失去對熔化釬料的毛細(xì)作用，需采用大間隙釬焊的方法。大間隙釬焊方法包括P&W的TLP方法[13]，GE的ADH方法[14]， Liburdi的LPM方法[15,16]和CPM方法[17]等。大間隙釬焊技術(shù)的共同特點(diǎn)是，除釬料外需填充高熔點(diǎn)金屬粉末，釬焊時(shí)高熔點(diǎn)粉末不熔化，起骨架作用，釬料填充間隙轉(zhuǎn)變?yōu)楦呷埸c(diǎn)粉末間的間隙，間隙減小，重又存在毛細(xì)作用，實(shí)現(xiàn)釬焊連接。高熔點(diǎn)金屬粉末可以與釬料混合后密實(shí)填入間隙(混合粉末法)；也可以預(yù)先將高熔點(diǎn)金屬粉末密實(shí)填入大間隙內(nèi)，釬料置于間隙外靠近間隙處(預(yù)置高熔點(diǎn)粉末法)。前者釬料熔化潤濕連接金屬及高熔點(diǎn)金屬粉末，實(shí)現(xiàn)連接；后者釬料熔化潤濕母材及合金粉，在高熔點(diǎn)金屬粉末間的毛細(xì)作用下流入合金粉間隙形成連接。大間隙釬焊采用的釬料、高熔點(diǎn)金屬粉、釬焊工藝以及高熔點(diǎn)金屬粉與釬料的比例[18]等對接頭性能影響較大。國外大間隙釬焊較多采用的釬料是BNi9，BNi3等簡單NiCrB，NiCrSiB系鎳基釬料，合金粉主要為鈷基及鎳基合金粉[4,16,18]；國內(nèi)大間隙采用的釬料是高合金化的鈷基和鎳基釬料，高熔點(diǎn)合金粉主要為鎳基合金粉[19-21]。大間隙釬焊典型的釬縫組織由金屬顆粒和其周圍化合物鏈或束的釬料金屬構(gòu)成[4,16,18-20]。不斷改善釬縫組織提高釬焊接頭性能[22]，及采用各種措施提高可一次性修復(fù)缺陷尺寸[23]是大間隙釬焊發(fā)展的目標(biāo)。

釬焊工藝對接頭性能影響較大。小間隙釬焊可通過長時(shí)擴(kuò)散獲得等溫凝固組織，進(jìn)而獲得較高的性能；大間隙釬焊接頭通過焊后熱處理可以提高接頭性能[5]。大間隙釬焊雖然采用合金粉，但釬料用量仍高于小間隙釬焊接頭。本工作采用高合金化富含Nb，W，Al，Ti的鎳基釬料和FGH95鎳基高熔點(diǎn)金屬粉末，釬焊0.5mm大間隙K465鎳基高溫合金，研究釬焊接頭的組織及性能，以及長時(shí)擴(kuò)散對接頭組織及性能的影響。

1 實(shí)驗(yàn)材料和方法

實(shí)驗(yàn)用母材為K465鎳基高溫合金。釬縫預(yù)填高熔點(diǎn)金屬粉末為FGH95鎳基合金粉，直徑為50～70μm。釬料粒度為50～70μm。實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分如表1所示。

表1 實(shí)驗(yàn)材料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%) Table 1 Chemical compositions of the experimental materials (mass fraction/%)

圖1 釬焊試樣示意圖 (a)性能試樣；(b)組織試樣 Fig.1 Diagrams of brazing specimens for mechanical property testing(a) and microstructure(b)

真空釬焊實(shí)驗(yàn)采用真空爐，最高溫度達(dá)1300℃，真空度為1×10-3Pa。圖1為釬焊試樣的示意圖。間隙為0.5mm，母材板厚為1.5mm，間隙片厚度為0.5mm。大間隙接頭釬焊采用預(yù)填高熔點(diǎn)粉末法，實(shí)驗(yàn)過程：采用儲能點(diǎn)焊機(jī)定位試樣點(diǎn)焊位置，間隙內(nèi)預(yù)填FGH95粉末，填實(shí)并滴黏結(jié)劑固定，釬縫邊緣放置適量鎳基釬料，滴黏結(jié)劑固定，將裝配好的釬焊試樣置于真空爐內(nèi)進(jìn)行真空釬焊，10℃/min升溫速率至1220℃保溫，爐冷至低于50℃出爐，過程真空度不低于2×10-2Pa。獲得的組織試樣表面經(jīng)打磨、拋光，采用1∶1∶2的雙氧水、鹽酸、水腐蝕液腐蝕。采用JSM-5600LV掃描電鏡觀察獲得背散射及二次電子圖像，各相成分采用INCA350X射線能譜儀進(jìn)行分析；性能試樣按圖2機(jī)械加工，進(jìn)行接頭高溫持久性能測試。

圖2 性能測試試樣示意圖Fig.2 Diagram of specimen for mechanical property testing

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 釬焊接頭組織分析

K465母材0.5mm間隙內(nèi)預(yù)填FGH95高熔點(diǎn)粉末，釬焊溫度1220℃下，合金粉不熔化，鎳基釬料熔化潤濕合金粉及母材，在顆粒間和顆粒與母材間的毛細(xì)作用下流入及填滿顆粒間及顆粒與母材間隙，并與合金粉及母材相互作用，保溫0.5h后隨爐冷卻凝固獲得釬焊接頭，釬縫金相組織如圖3所示?？梢姡F縫組織主要由顆粒和顆粒之間的相構(gòu)成，F(xiàn)GH95顆粒與顆粒間組織明顯不同，輪廓清晰，顆粒內(nèi)保持高溫合金組織特征，即γ基體上均勻分布立方γ′強(qiáng)化相的γ和γ′兩相組織；而顆粒間是γ和γ′兩相為基體，其上分布較多的硼化物、硅化物及γ+γ′共晶組織。由于顆粒間組織主要由釬料金屬構(gòu)成，而釬料含Si和B，因此顆粒間形成大量化合物相，又由于γ′形成因子為∑(Al+Ti+Nb+Ta+V+Zr+Hf+1/2W)%(原子分?jǐn)?shù))，γ′數(shù)量與γ′形成因子基本呈線性關(guān)系，γ+γ′共晶含量通常也受γ′形成因子影響[24]，由于釬料富含的Nb，W，Al，Ti是γ′形成因子元素，因此顆粒間形成γ和γ′兩相組織的基體和γ+γ′共晶組織。

圖3 1220℃保溫0.5h釬縫組織 (a)～(d)釬縫背散射像；(e)顆粒間二次電子像；(f)顆粒內(nèi)二次電子像Fig.3 Microstructures of the brazing seam at 1220℃ for 0.5h (a)-(d)backscatter electron images of brazing seam;(e)SEM image among the powder particles;(f)SEM image inside the powder particles

釬縫組織元素面分布如圖4所示?？梢姾辖鸱垲w粒內(nèi)與顆粒間元素分布差別較大。C元素很少；Ni，Al和Ti主要均勻分布于顆粒內(nèi)的γ和γ′兩相及顆粒間的γ+γ′共晶組織中，且γ+γ′共晶組織中含量較高，而顆粒間化合物相(Si，B高含量分布)處含量明顯減少。如此分布是由于Ni是γ相的基體， Ni和Al，Ti是γ′相的主要形成元素，因此Ni和Al，Ti主要均勻分布于顆粒內(nèi)的γ,γ′兩相和γ+γ′共晶組織中，而共晶組織中γ′相含量高于顆粒內(nèi)的γ，γ′兩相，而且各強(qiáng)化元素在γ′相中相對γ相溶解度低[24]，因此共晶組織中Ni，Al和Ti含量更高，顆粒間的化合物相主要為強(qiáng)化元素與Si，B形成的化合物相，Al和Ti固溶度小，因此顆粒間化合物相處Ni和Al，Ti含量明顯少；Co分布較為均勻，除硼化物含量明顯少外，γ+γ′共晶組織中略少，說明硼化物中Co的溶解度小，γ′相中Co的溶解度小于γ相；Si和B主要分布于顆粒間形成化合物相，由于釬料中Si的含量明顯高于B，因此硅化物遠(yuǎn)多于硼化物，少量Si，B均勻分布于γ和γ′兩相及顆粒間的γ+γ′共晶組織中，形成固溶體，說明Si，B在γ和γ′相中有少量的溶解度；W在顆粒間與高B區(qū)分布一致且含量較高，在顆粒內(nèi)γ和γ′兩相中均勻分布，而在γ+γ′共晶組織及高Si分布區(qū)含量減少，說明釬縫中W主要分布于顆粒間形成高W含量的硼化物，此外在γ相中有一定的溶解度，而在γ′相及硼化物中溶解度??；Mo主要分布于顆粒間，與B及部分Si(淺灰色硅化物)分布一致，部分Mo均勻分布于顆粒內(nèi)形成固溶體，而γ+γ′共晶中含量明顯減少，說明釬縫中的Mo除少量固溶于γ相外，主要分布于顆粒間，可以形成淺灰色硅化物，且和B形成亮白色硼化物；少量Nb均勻分布于顆粒內(nèi)的γ和γ′兩相及顆粒間的γ+γ′共晶組織中，大量Nb與B，Si元素分布一致，形成硼化物及硅化物，說明Nb在γ和γ′相中有少量固溶度，而釬料中Nb含量高達(dá)10%，超出γ和γ′相中的溶解度，因而大量Nb分布于顆粒間，不僅形成高Nb的灰色硼化物，而且還形成高W的亮白硼化物和高M(jìn)o淺灰色硅化物；Cr分布于顆粒內(nèi)γ和γ′兩相組織及顆粒間的化合物相中，其中硼化物中含量較高，顆粒間γ+γ′共晶組織中分布較少，說明Cr固溶于γ相和化合物中，而γ′相中含量少。

分析可知：合金粉顆粒內(nèi)為γ基體上均勻分布γ′相的兩相組織，Co，Cr，W，Mo和Nb等元素分布均勻，固溶在γ+γ′兩相中；顆粒間為γ和γ′兩相為基體，其上分布著富含W，Cr，Mo，Nb的白亮硼化物、Cr，Mo，Nb的淺灰色硅化物、深灰色高Nb的硅化物及γ+γ′共晶組織，γ+γ′共晶組織中由于γ′相含量多，因而富含Ni，Al，Ti。

對圖3(b)～(d)中點(diǎn)1～12相進(jìn)行EDS能譜分析，結(jié)果如表2所示，可見其與圖4的元素分布結(jié)果相同。

2.2 釬焊保溫時(shí)間對接頭組織的影響

1220℃分別保溫0.5，1，2，4，32，48h獲得的釬縫組織如圖5所示。釬焊溫度1220℃與K465固溶處理溫度接近，目的是減少對母材不利影響，采用可行的較高溫度，長時(shí)保溫有利于元素?cái)U(kuò)散，減少化合物相，利于γ+γ′共晶溶解。由圖5可知，隨保溫時(shí)間延長，合金粉顆粒長大。保溫0.5，2，32h時(shí)，顆粒平均直徑分別為50，100，150μm，保溫至48h時(shí)合金粉顆粒進(jìn)一步長大，約為200μm，是保溫0.5h時(shí)顆粒直徑的4倍。隨保溫時(shí)間延長，合金粉大顆粒吞并小顆粒而長大的同時(shí)，顆粒間的化合物相和γ+γ′共晶組織，一方面被排擠至顆粒間而合并長大，另一方面，根據(jù)元素?cái)U(kuò)散原理，釬料中B，Si等元素含量高于合金粉，因此合金化元素由顆粒間高濃度向低濃度的顆粒內(nèi)擴(kuò)散，Si，B等元素?cái)U(kuò)散至顆粒內(nèi)，化合物總量減少；此外，由于釬焊溫度高于K465及FGH95的固溶溫度(分別為1210℃和1120～1145℃)，γ+γ′共晶中的γ′相與顆粒內(nèi)γ′相相比尺寸較大，保溫時(shí)不易溶解，但隨保溫時(shí)間延長，溶解量增加，冷卻時(shí)析出立方或田字次生γ′相，使得γ+γ′共晶總量減少，而γ和γ′兩相組織增加，有利于提高性能。保溫至2h時(shí)化合物相和γ+γ′共晶最大，繼續(xù)延長保溫時(shí)間，合金粉顆粒直徑長大速率減緩，元素?cái)U(kuò)散占主導(dǎo)作用，化合物相逐漸減小，γ+γ′共晶中γ′相逐漸溶解，使得γ+γ′共晶減少，但即使保溫至48h,顆粒間仍有魚骨狀、網(wǎng)格狀等共晶組織及條狀亮白色硼化物及灰色不規(guī)則塊狀硅化物以及γ+γ′葵花狀共晶。

表2 1220℃保溫0.5h釬縫內(nèi)典型物相EDS分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)
Table 2 EDS analysis of typical phases in the brazing seam at 1220℃ for 0.5h (mass fraction/%)

PointWCTiCrSiBMoCoAlNbNi127.770.451.0519.857.2724.921.6016.634.9022.531.753.319.190.831.728.424.675.0264.1130.791.115.533.790.450.467.485.786.6670.4040.730.671.6411.874.074.9612.720.3026.3237.5950.551.165.654.970.270.879.952.9012.7362.52620.630.591.3119.938.9026.382.1420.995.2970.511.152.154.849.721.567.961.0421.8551.7481.472.091.4511.280.717.140.7327.2149.8391.470.671.7512.243.965.9012.990.2725.2236.39106.250.451.3010.914.8310.1111.140.2920.9734.97114.900.982.0613.260.583.149.553.382.9259.73124.360.842.3512.030.662.899.813.223.3259.55

圖5 1220℃時(shí)不同保溫時(shí)間的釬縫組織 (a)0.5h;(b)1h;(c)2h;(d)4h;(e)32h;(f)48hFig.5 Microstructures of the brazing seam at 1220℃ under different holding time (a)0.5h;(b)1h;(c)2h;(d)4h;(e)32h;(f)48h

1220℃保溫48h獲得的釬縫組織如圖6所示。圖6(a)中各物相EDS成分分析結(jié)果如表3所示?？梢婇L期擴(kuò)散后釬縫組織仍為γ和γ′雙相組織為基體，其上分布化合物相及γ+γ′共晶構(gòu)成。由圖6(c)可見，由于釬焊狀態(tài)下長期保溫，顆粒內(nèi)γ′相為田字形或方形，尺寸約從保溫0.5h的0.3μm(圖3(f))長至0.5μm，且γ′含量有所增加。由圖6(a)，(b)可見，顆粒間化合物相尤其漢字型和骨架狀化合物相及γ+γ′共晶明顯減少，仍存在亮白硼化物及灰色硅化物；另外，釬焊溫度下長時(shí)保溫，由于釬料中有較多的Nb，顆粒內(nèi)γ及γ′相溶解Nb量有限，且由于Si，B元素的擴(kuò)散，形成Nb化合物相減少，多余的Nb使顆粒中的C元素?cái)U(kuò)散至顆粒間， 與Nb，Ti反應(yīng)生成MC型碳化物新相；顆粒間的γ+γ′共晶組織，在高溫1220℃長時(shí)停留，其中γ′溶解，使得γ+γ′共晶明顯減少，但未完全溶解，仍存少量γ+γ′共晶。由表3的顆粒中心及邊緣成分分析結(jié)果可知，Si和B含量明顯增加(與表2的11,12對比)，證明Si,B元素向合金粉擴(kuò)散，因而化合物量減少。

圖6 1220℃保溫48h釬縫組織 (a)，(b)釬縫背散射像;(c)顆粒間二次電子像;(d)顆粒內(nèi)二次電子像Fig.6 Microstructures of the brazing seam at 1220℃ for 48h(a),(b)backscatter electron images of brazing seam；(c)SEM image among the powder particles；(d)SEM image inside the powder particles

表3 1220℃保溫48h釬縫內(nèi)典型物相EDS分析(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)
Table 3 EDS analysis of typical phases in the brazing seam at 1220℃ for 48h(mass fraction/%)

PointWCTiCrSiBMoCoAlNbNi114.0502.3563.06110.6991.4224.5154.5037.9363.3148.51843.170230.0420.4151.94119.90310.14121.8332.84313.3285.47830.5241.3133.8391.53911.6300.9847.8800.48823.25450.18943.1109.80316.9190.2161.0250.1490.00467.4881.01151.5300.8593.56311.9340.9940.0341.01212.0533.2842.39461.49567.1770.9761.89010.6700.8331.66110.6803.8131.50559.78972.7691.2232.59113.4591.1120.2561.43012.3182.9362.02660.060

2.3 釬焊保溫時(shí)間對接頭性能的影響

1220℃分別保溫0.5，1，2，4，16,32,48h，每組3個(gè)試樣，持久性能測試溫度為975℃，初始應(yīng)力分別為90，113MPa，測得的持久壽命結(jié)果如表4所示?？梢?，隨保溫時(shí)間延長，持久性能提高。釬焊保溫時(shí)間為0.5～16h時(shí)，接頭平均持久壽命由31.59h提高至54.58h。但保溫32h和48h時(shí)，接頭持久壽命下降。可見長時(shí)保溫時(shí)接頭性能不穩(wěn)定，且與母材性能(975℃/225MPa持久壽命大于40h)相比仍有較大差距。

釬焊接頭中硅化物及硼化物相既硬又脆，是接頭的薄弱環(huán)節(jié)，其數(shù)量、形態(tài)對接頭性能影響較大。漢字型及骨架狀化合物相往往是裂紋的起源部位，塊狀及條狀對性能的影響好于漢字型及骨架狀化合物相[22]，脆硬化合物相提供裂紋擴(kuò)展通道。

表4 975℃接頭持久壽命(h)Table 4 Rapture life(h) of the brazing joints tested at 975℃

大間隙釬焊時(shí)由于高熔點(diǎn)合金粉的加入，釬焊及保溫?cái)U(kuò)散處理過程與液相燒結(jié)過程類似，包括液相生成與顆粒的重新排列，固相的溶解-再沉淀和固相骨架形成3個(gè)階段，釬焊保溫時(shí)間短時(shí)往往只有前兩個(gè)階段。本實(shí)驗(yàn)釬焊及保溫初期，在合金粉顆粒間的毛細(xì)作用下，熔化的液體釬料填充合金粉顆粒間的間隙，此時(shí)液相充分，顆粒間的毛細(xì)管力及液相黏性流動(dòng)使顆粒調(diào)整位置，重新分布以達(dá)到緊密的排列，完成第1個(gè)階段形成致密組織。隨后進(jìn)入固相顆粒溶解-再沉淀階段，該階段一般特征是顯微組織粗化，在熔化的液體釬料中合金粉小顆粒及大顆粒棱角及凸起部分溶解度高，而大顆粒溶解度小，因此小顆粒及大顆粒表面的棱角及凸起部分優(yōu)先溶解，同時(shí)液態(tài)釬料中由于溶解合金粉，部分過飽和金屬在大顆粒表面沉淀析出，造成釬焊保溫時(shí)合金粉大顆粒吞噬小顆粒長大，此過程伴隨液相的物質(zhì)遷移，致密化進(jìn)一步提高，釬縫中空隙度小。保溫時(shí)間≤2h時(shí)，處于第2階段初期，顆粒數(shù)量減少的同時(shí)迅速長大，液態(tài)相被排擠于顆粒間，寬度增加，冷卻后形成的化合物相較大，存在大量漢字型及骨架狀化合物相，因此，雖然顆粒長大時(shí)伴隨液相的物質(zhì)遷移，元素?cái)U(kuò)散較快，化合物相總量減少，但冷卻后仍形成較大的漢字型及骨架狀化合物相，接頭性能無明顯提高；進(jìn)一步延長擴(kuò)散時(shí)間，顆粒長大速率減慢，由于元素?cái)U(kuò)散，顆粒間液態(tài)相變窄，化合物相減少，漢字型及骨架狀化合物減少，同時(shí)γ+γ′共晶減小，因此性能提高。延長保溫時(shí)間進(jìn)入第3階段后，顆粒間靠攏接觸形成連續(xù)骨架，剩余液相少，骨架剛性阻礙顆粒重新排列，接頭組織分析發(fā)現(xiàn)易產(chǎn)生孔洞等缺陷(見圖3(e)，(f))，因此延長保溫時(shí)間至32，48h，雖然化合物相減少、γ+γ′共晶減小，接頭性能提高，但不穩(wěn)定，出現(xiàn)性能較低的接頭。又由于0.5mm大間隙釬焊時(shí)即使應(yīng)用高熔點(diǎn)合金粉，釬料用量與小間隙釬焊相比仍較多，而高溫長時(shí)擴(kuò)散，隨合金粉長大，分散的低熔點(diǎn)液相集中，釬料總量多決定低熔點(diǎn)相不易擴(kuò)散盡，因此仍存在共晶化合物相，未達(dá)到等溫凝固，接頭性能與母材相差較大，不能像小間隙釬焊獲得性能接近母材的等溫凝固接頭。因此大間隙釬焊不建議通過長時(shí)保溫獲得高性能接頭。

3 結(jié)論

(1)含Nb，W鎳基釬料釬焊0.5mm大間隙K465鎳基高溫合金，預(yù)填FGH95合金粉，1220℃保溫0.5h獲得的釬縫組織由合金粉顆粒及顆粒間的相構(gòu)成，顆粒內(nèi)為γ和γ′兩相組織，顆粒間為γ和γ′兩相組織為基，其上分布硼化物、硅化物及γ+γ′共晶組織構(gòu)成。

(2)隨釬焊保溫時(shí)間延長合金粉顆粒長大，化合物相及γ+γ′共晶組織合并。由于Si，B元素向合金粉顆粒擴(kuò)散，化合物相和γ+γ′共晶總量減少。

(3)延長保溫時(shí)間有利于提高接頭性能，但與母材相比仍有較大差距，不易獲得高性能的等溫凝固接頭。

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(本文責(zé)編：王 晶)

Research on Microstructure and Mechanical Properties of Wide-gap Brazed Joints of K465 Superalloy Using Nickel-base Brazing Filler Metal

PAN Hui,ZHAO Hai-sheng

(Welding and Plastic Forming Division,Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China)

The joint clearance with 0.5mm was brazed with pre-filled high-melting powder method, by using K465 nickel-base superalloy as base metal, FGH95 nickel-base superalloy powder as pre-filled powder. The effects of different holding time on microstructure and mechanical properties were investigated. The results show that the brazing seam microstructure of the joints brazed at 1220℃ for 0.5h composes of alloy powder particles and phases among the particles. The microstructure is a two-phase structure of γ and γ′ inside the powder particles, and among the particles are γ and γ′ two-phase based borides, silicides and γ+γ′ eutectics. With the increase of holding time, the powder particles grow bigger, the compounds and γ+γ′ eutectics merge together, leads to the decrease of the amount of compounds and γ+γ′eutectics. The holding time is prolonged from 0.5h to 16h, the average rupture life increases from 31.59h to 54.58h, but it is not easy to achieve the isothermally solidified joints with good mechanical properties.

brazing;K465 nickel-base superalloy;microstructure;mechanical property

2016-11-23

2017-01-23

潘暉(1969-)，女，高級工程師，碩士，研究方向：航空材料釬焊與擴(kuò)散焊，聯(lián)系地址：北京市81信箱20分箱(100095)，E-mail：panhui23@gmail.com

10.11868/j.issn.1001-4381.2016.001397

TG454

A

1001-4381(2017)05-0086-08