羅學(xué)軍，王 玨，趙 巍，馬國君，武 丹，王旭青

1)中國航發(fā)北京航空材料研究院先進高溫結(jié)構(gòu)材料重點實驗室，北京 100095

2)空軍裝備部駐北京地區(qū)第六代表室，北京 101300

整體葉盤（Blisk）是現(xiàn)代航空發(fā)動機一種新型結(jié)構(gòu)，它將葉片和輪盤進行整體設(shè)計與制造[1-3]。為滿足服役條件下不同部位對力學(xué)性能的特定要求，輪盤和葉片通常采用粉末高溫合金和鑄造高溫合金組合實現(xiàn)[4-10]。整體葉盤結(jié)構(gòu)早期主要用于小型渦軸發(fā)動機上，后來在大型渦扇發(fā)動機輔助動力裝置（APU）、風(fēng)扇、壓氣機系統(tǒng)中也得到快速推廣應(yīng)用[11]。美國通用汽車公司（DDA）分別將PA101粉末盤和MAR-M246葉環(huán)復(fù)合的整體葉盤用于Allision250型渦軸發(fā)動機及GMA500渦軸發(fā)動機；Garrett公司將Astroloy粉末盤和定向凝固MAR-M247葉片連接制造的雙合金徑流式渦輪用于能源部的AGT發(fā)動機；美國霍尼韋爾 （Honeywell）公司的某型APU在二級燃?xì)鉁u輪上采用了雙合金整體葉盤，其中渦輪盤采用LC Astroloy粉末高溫合金，葉片環(huán)采用IN713LC鑄造高溫合金[12-14]。

熱等靜壓（hot isostatic pressing，HIP）擴 散連接技術(shù)是制備整體葉盤的重要方法。羅學(xué)軍等[15]采用“粉?固”方式進行了FGH95-K418B （與IN713LC相當(dāng)）雙合金熱等靜壓復(fù)合工藝研究，實現(xiàn)了FGH95粉末高溫合金和K418B鑄造高溫合金之間的可靠連接。廖宗博等[16]對K418B和FGH91（與LC Astroloy相當(dāng)）雙合金熱等靜壓擴散連接開展了動力學(xué)模擬研究。賈建等[17]分別采用“粉?固”和“固?固”方式證實了FGH91-K418B兩種合金進行熱等靜壓擴散的可行性。目前我國采用“固?固”連接FGH91-K418B雙合金整體葉盤已經(jīng)進入到某輔助動力裝置渦輪轉(zhuǎn)子的初步應(yīng)用階段，但擴散連接技術(shù)及冶金結(jié)合仍需優(yōu)化提升。

本文采用“固?固”方式將FGH91粉末高溫合金與K418B鑄造葉環(huán)進行熱等靜壓擴散連接，研究FGH91-K418B雙合金界面的擴散反應(yīng)、接頭顯微組織、元素分布及力學(xué)性能，評估冶金結(jié)合的可靠性，為熱等靜壓擴散連接技術(shù)優(yōu)化與提升提供數(shù)據(jù)支撐和理論依據(jù)。

1 實驗材料及方法

實驗用FGH91合金和K418B合金的化學(xué)成分見表1。采用氬氣霧化（argon atomization，AA）制備FGH91高溫合金粉末，熱等靜壓致密化后去除包套，獲得擴散連接用FGH91盤芯。采用細(xì)晶鑄造工藝制備K418B鑄造模擬葉環(huán)。

表1 實驗用FGH91合金和K418B合金化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）Table 1 Chemical composition of FGH91 and K418B alloys%

將FGH91盤芯與K418B鑄造葉環(huán)分別進行機加工，再經(jīng)表面凈化處理。先采用機械拋光將表面粗糙度打磨到0.4以上，再通過真空處理清除表面的有機膜和氣膜，得到凈化的連接界面，然后與包套組合，經(jīng)真空封焊后進行熱等靜壓擴散連接。選取1160、1175、1190和1205 ℃四個溫度進行熱等靜壓試驗，壓力170 MPa，圖1是獲得的FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件。利用光學(xué)顯微鏡 （optical microscope，OM）、掃描電子顯微鏡 （scanning electron microscope，SEM）和能譜分析 （energy disperse spectroscopy，EDS）研究雙合金界面處微觀組織與接頭成分變化。

圖1 FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件Fig.1 Simulated component of the FGH91-K418B dual alloy blisk

2 結(jié)果與分析

2.1 熱等靜壓連接工藝對雙合金接頭組織的影響

圖2為不同熱等靜壓溫度下，雙合金界面拋光態(tài)金相組織。由圖可知，隨著熱等靜壓溫度升高，界面處未連接和弱連接區(qū)域逐漸減少。在1190 ℃熱等靜壓處理時，雙合金界面已經(jīng)實現(xiàn)了良好的冶金連接；熱等靜壓溫度進一步升高至1205 ℃，連接處組織均勻致密，與1190 ℃熱等靜壓組織相比基本無變化。因此，確定FGH91-K418B雙合金合適的熱等靜壓溫度為1190 ℃。

圖2 不同熱等靜壓溫度下雙合金界面拋光態(tài)金相組織：（a）1160 ℃；（b）1175 ℃；（c）1190 ℃；（d）1205 ℃Fig.2 As-polished morphologies of the dual alloy interface at different HIP temperatures: (a)1160 ℃;(b)1175 ℃;(c)1190 ℃;(d)1205 ℃

圖3是不同熱等靜壓溫度下，雙合金界面腐蝕態(tài)金相組織。通過對雙合金界面處金相組織宏觀圖和局部放大圖的觀察可以發(fā)現(xiàn)，經(jīng)1190 ℃熱等靜壓處理的合金界面金相組織致密，未觀察到弱連接區(qū)域，冶金連接質(zhì)量良好。再次驗證1190 ℃下熱等靜壓處理實現(xiàn)FGH91和K418B組織致密的可行性，為后續(xù)研究提供工藝參數(shù)制定依據(jù)。

圖3 熱等靜壓溫度1190 ℃下雙合金界面腐蝕態(tài)金相組織：（a）宏觀圖；（b）局部放大圖Fig.3 As-corroded morphologies of the dual alloy interface by HIP at 1190 ℃: (a)macrograph;(b)partial enlarged view

2.2 接頭顯微組織

圖4為FGH91和K418B合金熱等靜壓擴散連接后接頭的典型顯微組織，其中細(xì)晶區(qū)為FGH91合金，粗晶區(qū)為K418B合金。由圖可知，原始界面完全消失，存在明顯的擴散帶，表明擴散連接比較充分；擴散連接接頭致密完整，無夾雜物和連續(xù)的第二相析出物等缺陷，達(dá)到冶金結(jié)合區(qū)預(yù)期的接頭顯微組織要求。

圖4 FGH91與K418B合金擴散連接接頭顯徽組織Fig.4 Microstructures of the diffusion bonding joint between FGH91 and K418B alloys

分析接頭區(qū)域Al、Ti、Nb、Cr、Mo、Co和Ni等元素垂直于連接界面的分布情況，測定長度約150 μm，結(jié)果如圖5所示。分析發(fā)現(xiàn)，兩種合金擴散區(qū)寬度范圍80～120 μm，表明在熱等靜壓過程中，合金元素在界面附近進行不同程度的擴散，實現(xiàn)了界面合金元素的平穩(wěn)過渡。接頭區(qū)域元素含量（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）存在一定差異，Ni、Co元素含量梯度變化大，相互擴散效果明顯，A1、Nb、Ti元素含量變化略趨平緩，Cr、Mo元素?zé)o明顯的含量變化。

圖5 FGH91-K418B連接界面顯微形貌（a）及元素成分分布（（b）和（c））Fig.5 SEM micrograph (a)and the elemental distribution ((b)and (c))at the bonding interface

基于本文研究內(nèi)容，可對式（1）中菲克第二定律[18]進行如下假設(shè)：雙合金試錠長度相對擴散長度近似無限長，各截面元素分布均勻，體積濃度C2>C1；雙合金試錠對焊，擴散方向為x方向，焊接界面x=0；雙合金試錠無限長，試錠的兩端體積濃度不受擴散影響；擴散系數(shù)D是與體積濃度無關(guān)的常數(shù)。

式中：C是擴散物質(zhì)的體積濃度，kg·m?3；t是擴散時間，s；x是距離，m；D是擴散系數(shù)，m2·s?1。

FGH91與K418B均為Ni基高溫合金，在熱等靜壓擴散連接過程中，可以認(rèn)為元素在純Ni中擴散，1200 ℃時各元素在Ni中的擴散系數(shù)見表2。將表2中的數(shù)據(jù)代入式（2）即可算出不同元素在不同距離對應(yīng)的體積濃度，計算結(jié)果見圖5。元素體積濃度的計算結(jié)果與實際檢測結(jié)果的變化規(guī)律基本一致。

表2 FGH91與K418B擴散連接的相關(guān)常數(shù)Table 2 Related constants of diffusion bonding FGH91 and K418B

2.3 熱等靜壓連接工藝對雙合金組織的影響

圖6為熱等靜壓連接前后K418B合金γ?相組織變化。由圖可知，γ?相呈現(xiàn)網(wǎng)格狀分布，但尺寸明顯增大，體積分?jǐn)?shù)有所提高，γ?相仍呈標(biāo)準(zhǔn)立方形，且排列更加規(guī)則、有序。熱等靜壓基本消除了K418B合金中的顯微疏松，γ+γ?共晶相大部分溶解，心部的網(wǎng)格顯著減少。

圖6 熱等靜壓前后K418B合金γ?相的顯微形貌：（a）HIP前；（b）HIP后Fig.6 SEM images of γ? phase in K418B alloys before and after HIP: (a)before HIP;(b)after HIP

圖7所示為單合金盤與雙合金盤中FGH91合金γ?相顯微組織。由圖可知，熱等靜壓對FGH91合金的晶粒組織基本沒有影響，晶粒度為ASTM6～7級，γ?相組織無明顯變化，這主要由于熱等靜壓擴散連接溫度低于FGH91合金的熱等靜壓致密化成形溫度。組織中γ?相存在三種尺寸分布，大γ?相為固溶處理未能回溶到基體中的殘存γ?相，中等尺寸，方形γ?相是在冷卻過程中析出的，尺寸最小的γ?相是在時效處理過程中補充析出的。

圖7 單合金盤（a）與雙合金盤（b）中FGH91合金γ?相顯微組織Fig.7 SEM images of γ? phase in FGH91 alloys of the single alloy disk (a)and the dual alloy disk (b)

2.4 FGH91-K418B雙合金的力學(xué)性能

對FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件進行拉伸和持久性能測試，結(jié)果見表3和表4。室溫和540 ℃高溫拉伸試樣均在K418B鑄造合金處斷裂，如圖8所示；持久試樣在FGH91粉末合金處斷裂，都未斷在雙合金界面結(jié)合處，如圖9所示。以上測試結(jié)果均表明K418B與FGH91兩種合金實現(xiàn)了良好的擴散連接。室溫和540 ℃高溫拉伸斷裂均發(fā)生在K418B一側(cè)，這是因為K418B合金的平均晶粒尺寸約3.5 mm，F(xiàn)GH91合金平均晶粒尺寸僅為37.8 μm。由于擴散連接工藝處理，使得K418B合金中的γ?相聚集長大，雖然K418B合金的承溫能力高，但是在中低溫度區(qū)間，其強度較FGH91合金低。持久斷裂均出現(xiàn)在FGH91一側(cè)，主要是因為持久性能測試條件為760 ℃+586 MPa，相對于K418B合金，F(xiàn)GH91合金性能降低更明顯，導(dǎo)致在超過使用溫度750 ℃情況下持久性能較差。

圖8 拉伸測試后FGH91-K418B復(fù)合試樣：（a）室溫；（b）540 ℃Fig.8 FGH91-K418B samples after the tensile testing: (a)room temperature;(b)540 ℃

圖9 持久測試后FGH91（a）、K418B（b）以及FGH91-K418B（c）復(fù)合試樣Fig.9 FGH91 (a),K418B (b),and FGH91-K418B (c)samples after the rupture testing

表3 FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件拉伸性能Table 3 Tensile properties of the FGH91-K418B dual alloy blisk

表4 FGH91-K418B雙合金整體葉盤模擬件持久性能Table 4 Stress rupture properties of the FGH91-K418B dual alloy blisk

3 結(jié)論

（1）在連接界面足夠清潔的條件下，采用合適的熱等靜壓“固?固”擴散連接工藝可以實現(xiàn)FGH91和K418B兩種合金良好的冶金連接，接頭致密完整，無夾雜物和連續(xù)的第二相析出物。

（2）FGH91-K418B雙合金連接擴散區(qū)寬度80～120 μm，界面處元素分布平穩(wěn)過渡。由于合金元素擴散常數(shù)不同，接頭處元素Co、Ni擴散效果明顯，Ti、Nb、Al元素變化略趨平緩，元素Cr、Mo無明顯變化。

（3）FGH91-K418B雙合金的拉伸強度、持久性能和顯微組織具有良好一致性，拉伸和持久試樣均未在界面結(jié)合處發(fā)生斷裂，持久性能達(dá)到了技術(shù)標(biāo)準(zhǔn)要求。