王浩， 吳欣， 程耀永， 毛唯

(中國(guó)航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

創(chuàng)新點(diǎn)： (1)采用Ni-Nb-W-Co-Cr-Al鎳基釬料釬焊K480合金，高溫拉伸強(qiáng)度可達(dá)到母材強(qiáng)度的90%。

0 前言

K480合金是γ′相沉淀強(qiáng)化等軸晶鎳基鑄造高溫合金，與國(guó)外Rene′80合金相當(dāng)，具有良好的屈服和抗拉強(qiáng)度，以及優(yōu)異的組織穩(wěn)定性和耐熱腐蝕性能，適用于制作950 ℃以下航空發(fā)動(dòng)機(jī)及燃?xì)廨啓C(jī)高壓渦輪工作葉片等[1-3]。由于工作葉片在設(shè)計(jì)上采用復(fù)雜冷卻氣道結(jié)構(gòu)，僅憑精密鑄造技術(shù)難以實(shí)現(xiàn)終形成形，必須與適合的焊接技術(shù)相結(jié)合，才能夠?qū)崿F(xiàn)復(fù)雜空心葉片或其他零件的有效連接形成最終結(jié)構(gòu)并應(yīng)用。

K480合金Al，Ti含量較高，采用氬弧焊、激光焊等熔焊的方法焊接易形成焊接裂紋；采用擴(kuò)散焊、摩擦焊等固相連接技術(shù)可獲得性能優(yōu)異的接頭，但在焊接過程中需要施加較大壓力，不適合連接空心葉片等精密復(fù)雜結(jié)構(gòu)[4-7]。真空釬焊是在真空環(huán)境下對(duì)已經(jīng)裝配好釬料的焊件進(jìn)行加熱，利用真空條件下發(fā)生一系列對(duì)釬焊有利的物理化學(xué)反應(yīng)，實(shí)現(xiàn)去膜和潤(rùn)濕，形成釬焊的工藝方法。目前已廣泛用于細(xì)晶、定向、單晶高壓渦輪工作葉片、導(dǎo)向葉片及復(fù)合材料的連接[8-13]。大間隙釬焊可以將填入接頭間隙的高熔點(diǎn)合金粉末真空燒結(jié)為金屬骨架，粉末顆粒之間形成微小間隙，其外部釬料熔化在毛細(xì)作用下填充間隙從而解決大間隙釬焊的難題[14-15]。針對(duì)K480合金，國(guó)內(nèi)外的研究主要集中在熱處理工藝對(duì)母材組織的調(diào)控方面，對(duì)其真空釬焊的相關(guān)研究很少[16]。文中采用Ni-Nb-W-Co-Cr-Al釬料，使用大間隙釬焊對(duì)K480合金進(jìn)行釬焊并對(duì)接頭的微觀組織及性能進(jìn)行研究。

1 試驗(yàn)條件及方法

試驗(yàn)用K480合金為北京航空材料研究院自制等軸晶鎳基鑄造高溫合金，試驗(yàn)用高熔點(diǎn)合金粉末為平均直徑≤100 μm的氣體霧化球形粉末。K480母材性能見表1，K480母材、高熔點(diǎn)粉末和鎳基釬料成分見表2。

表1 K480力學(xué)性能

表2 試驗(yàn)用母材、高熔點(diǎn)粉末和鎳基釬料的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

K480合金真空釬焊采用預(yù)填高熔點(diǎn)合金粉末的大間隙釬焊工藝。圖1為釬焊試樣裝配示意圖，釬焊間隙為0.2 mm，母材板厚2 mm，使用0.2 mm厚純鎳箔作為間隙片，儲(chǔ)能點(diǎn)焊機(jī)點(diǎn)焊定位，在間隙內(nèi)填充高溫合金粉末并用膠黏劑固定，隨后在合金粉末上方添加適量鎳基釬料并用膠黏劑固定。將裝配好的試樣放入真空釬焊爐中進(jìn)行加熱，真空壓力全程不高于5×10-2Pa，以10 ℃/min的升溫速率升溫至1 220 ℃，保溫15～240 min，保溫結(jié)束后爐冷至200 ℃以下出爐。

圖1 釬焊試樣裝配示意圖

釬焊接頭經(jīng)過線切割、打磨、拋光，使用掃描電鏡和能譜儀觀察釬焊接頭顯微組織和進(jìn)行物相分析。釬焊完成后，按照?qǐng)D2加工試樣測(cè)試高溫拉伸性能。

圖2 高溫拉伸試樣示意圖

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 釬焊接頭組織

K480合金間隙內(nèi)預(yù)填高熔點(diǎn)合金粉末，在1 220 ℃×15 min釬焊后的接頭組織如圖3所示。由圖3可知，Ni-Nb-W-Co-Cr-Al釬料可實(shí)現(xiàn)K480合金的良好連接。在釬焊溫度下，合金粉末不熔化，鎳基釬料熔化后潤(rùn)濕鋪展至粉末顆粒間隙內(nèi)形成釬焊接頭。接頭內(nèi)主要包括合金粉末顆粒，以粉末顆粒和母材表面為晶核結(jié)晶出的白色固溶體，顆粒間花簇狀共晶相，以及白色和灰色的化合物相，各組織成分分析結(jié)果見表3。結(jié)合能譜分析測(cè)試結(jié)果和之前的研究可知[17-18]，花簇狀共晶相為γ+γ′共晶組織(圖3c)，白色塊狀相和白色條狀相W和Ni的含量高，為富含W，Ni的高溫初生相，是一種含Si的硼化物相，灰色骨架相和灰色塊狀相為富含Nb的Ni3Si相。合金粉末顆粒內(nèi)依然保持高溫合金γ+γ′兩相組織，顆粒外邊緣為結(jié)構(gòu)與合金粉末相似的γ+γ′兩相組織，其γ′相比合金粉末顆粒內(nèi)部γ′相尺寸較大。接頭近縫區(qū)背散射圖譜存在的富Nb，W白亮區(qū)域，這是因?yàn)殁F料中的Nb，W在濃度梯度的作用下向母材發(fā)生不均勻擴(kuò)散并生成少量化合物相，其中淺灰色相含有較多的Nb和Ti，應(yīng)該是Nb，Ti與母材中的C反應(yīng)生成的(Nb,Ti)C化合物相，淺白色相Mo，W，Cr的含量均比較高，Ni含量較低，幾乎不含Al，Ti，推測(cè)其為(Mo,W,Cr,Ni)3B2相。

圖3 1 220 ℃×15 min釬縫組織背散射圖譜

表3 1 220 ℃×15 min釬縫接頭組織微區(qū)化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)及可能物相

2.2 保溫時(shí)間對(duì)釬焊接頭顯微組織的影響

在1 220 ℃保溫30 min，60 min，120 min獲得的釬焊接頭組織如圖4所示。由圖4可知，長(zhǎng)時(shí)間保溫后接頭依然由合金粉末顆粒、顆粒間γ+γ′共晶相和化合物相組成。保溫時(shí)間延長(zhǎng)，釬料繼續(xù)以顆粒表面為晶核結(jié)晶生成γ+γ′兩相使顆粒不斷長(zhǎng)大，當(dāng)顆粒長(zhǎng)大至相互接觸時(shí)，大顆粒吞并小顆粒進(jìn)一步長(zhǎng)大，保溫時(shí)間為120 min時(shí)部分顆粒直徑已經(jīng)長(zhǎng)大至180 μm。顆粒間的γ+γ′相和化合物相因顆粒長(zhǎng)大而被排擠合并長(zhǎng)大，白色化合物相由原先的塊狀、條狀合并長(zhǎng)大為骨架狀，灰色硅化物相也發(fā)生長(zhǎng)大。對(duì)比白色化合物相(表3中的4號(hào)、5號(hào)和表4中的10號(hào))發(fā)現(xiàn)，該化合物相成分發(fā)生明顯變化，骨架狀白色化合物相不含Si，且Mo，W，Cr的含量較高，Ni含量較低，幾乎不含Al，Ti，推測(cè)其為(Mo,W,Cr,Ni)3B2相。主要是因?yàn)殚L(zhǎng)時(shí)間保溫使含Si硼化物初生相發(fā)生分解，Si元素?cái)U(kuò)散與Ni生成更加穩(wěn)定的Ni3Si相，Ni和Si的含量下降，其余元素生成骨架狀(Mo,W,Cr,Ni)3B2相。保溫時(shí)間增加有利于化合物合成元素Si，B，C的擴(kuò)散，化合物總量減少，但并不能完全消除。

表4 1 220 ℃×120 min釬縫接頭組織微區(qū)化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)及可能物相

觀察圖4e、圖4f發(fā)現(xiàn)，保溫時(shí)間為120 min時(shí)，接頭出現(xiàn)孔洞缺陷，長(zhǎng)時(shí)間保溫使化合物相合并長(zhǎng)大，且自身已經(jīng)出現(xiàn)微裂紋，這些裂紋可能是脆性化合物與鎳基固溶體線膨脹系數(shù)不同而形成的熱裂紋，上述缺陷均會(huì)顯著降低接頭性能。隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，接頭近縫區(qū)元素面分布變得均勻，說明Nb，W等元素在濃度梯度作用下發(fā)生了均勻化擴(kuò)散。預(yù)填高熔點(diǎn)合金粉末法大間隙釬焊主要是利用高熔點(diǎn)粉末在高溫下燒結(jié)形成具多孔結(jié)構(gòu)骨架，其上方釬料在熔化后在毛細(xì)作用下潤(rùn)濕填充細(xì)小孔隙實(shí)現(xiàn)焊合。在保溫過程中，釬料優(yōu)先以母材和高熔點(diǎn)粉末為晶核不斷形核長(zhǎng)大，使高熔點(diǎn)粉末直徑不斷增加，并在間隙內(nèi)生成γ+γ′共晶和脆性化合物相；隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，釬料中降熔元素不斷向母材和高熔點(diǎn)粉末顆粒發(fā)生擴(kuò)散而使自身熔點(diǎn)升高直至發(fā)生等溫凝固，此時(shí)各元素在濃度梯度作用下繼續(xù)相互擴(kuò)散，高熔點(diǎn)顆粒相互融合而長(zhǎng)大；保溫時(shí)間進(jìn)一步延長(zhǎng)，由于液相已經(jīng)完全反應(yīng)生成高熔點(diǎn)物相，高熔點(diǎn)粉末顆粒繼續(xù)長(zhǎng)大時(shí)無充足液相補(bǔ)充，從而形成極易形成圖4e、圖4f中所示的孔洞缺陷，對(duì)接頭性能產(chǎn)生不利影響。

圖4 不同保溫時(shí)間釬縫組織背散射圖譜

2.3 保溫時(shí)間對(duì)釬焊接頭性能的影響

將裝配好的試樣在1 220 ℃分別保溫15～240 min，加工為圖2所示試樣測(cè)得870 ℃高溫抗拉強(qiáng)度數(shù)據(jù)(每個(gè)保溫時(shí)間測(cè)5個(gè)試樣，每組數(shù)據(jù)去除一個(gè)最大值和最小值)如圖5所示。由圖5可知，保溫時(shí)間在60 min以內(nèi)時(shí)抗拉強(qiáng)度變化不大，均值都在570 MPa以上，達(dá)到了母材性能的90%，當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至120 min以上時(shí)，高溫拉伸強(qiáng)度明顯下降，保溫240 min時(shí)高溫拉伸強(qiáng)度僅為438 MPa。

圖5 不同保溫時(shí)間釬焊接頭870 ℃高溫抗拉強(qiáng)度

釬焊接頭斷口形貌如圖6所示，斷裂位置均發(fā)生在接頭與母材的界面處，斷口為脆性斷裂為主的混合斷裂。對(duì)比不同時(shí)間拉伸斷口發(fā)現(xiàn)，釬焊保溫時(shí)間改變對(duì)釬焊接頭有較大影響，保溫時(shí)間較短時(shí)斷口內(nèi)脆性化合物尺寸較小，當(dāng)保溫時(shí)間增加至120 min時(shí)斷口內(nèi)存在大尺寸骨架狀脆性化合物。

圖6 不同保溫時(shí)間高溫拉伸斷口截面

進(jìn)行高溫拉伸時(shí)，脆性化合物相在應(yīng)力作用下因失穩(wěn)產(chǎn)生細(xì)小裂紋，應(yīng)力增大時(shí)裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展。圖6a中清晰可見脆性化合物相內(nèi)存在大量裂紋。接頭內(nèi)的合金粉末顆粒類似于一個(gè)個(gè)“隔離島”，可有效阻礙裂紋的進(jìn)一步擴(kuò)展，所以裂紋產(chǎn)生后一般優(yōu)先在相對(duì)較為平直的釬縫與母材的界面處擴(kuò)展直至拉伸斷裂。

釬焊接頭中的脆性化合物相是薄弱環(huán)節(jié)，其數(shù)量、形態(tài)對(duì)接頭的性能影響較大，其中骨架狀化合物往往是裂紋的萌生擴(kuò)展部位，塊狀或條狀化合物對(duì)性能的影響小于骨架狀化合物。當(dāng)保溫時(shí)間小于60 min時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，合金粉末顆粒長(zhǎng)大使脆性化合物合并長(zhǎng)大使接頭性能惡化，但化合物形成元素Si，B，C不斷擴(kuò)散使脆性化合物總量不斷減少有利于提高接頭性能，所以在此期間接頭高溫拉伸強(qiáng)度降低不明顯；當(dāng)保溫時(shí)間大于60 min時(shí)，隨著保溫時(shí)間的進(jìn)一步延長(zhǎng)，脆性化合物繼續(xù)合并長(zhǎng)大，白色化合物相合并長(zhǎng)大并逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)楸∪醯墓羌軤睿欢藭r(shí)Si，B，C濃度梯度已經(jīng)相對(duì)較小，化合物總量減少速度減緩，同時(shí)長(zhǎng)時(shí)間保溫使接頭內(nèi)產(chǎn)生大尺寸孔洞缺陷，進(jìn)一步惡化了接頭性能。所以保溫時(shí)間在60 min以內(nèi)時(shí)，接頭高溫拉伸性能變化不明顯，保溫時(shí)間超過60 min時(shí)性能迅速下降。根據(jù)上述的組織和性能分析結(jié)果可知，采用預(yù)填高熔點(diǎn)合金粉末法釬焊K480合金時(shí)不宜采用過長(zhǎng)保溫時(shí)間，使用本實(shí)驗(yàn)Ni-Nb-W-Co-Cr-Al釬料釬焊K480合金，在1 220 ℃保溫15 min的釬焊工藝最佳。

3 結(jié)論

(1)采用Ni-Nb-W-Co-Cr-Al釬料在1 220 ℃×15 min釬焊K480合金，可獲得致密完整釬焊接頭，釬焊接頭的組織主要由合金粉末顆粒、γ+γ′共晶相、含Si硼化物相和富Nb的Ni3Si相組成。

(2)隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，合金粉末顆粒不斷長(zhǎng)大，γ+γ′共晶相和化合物相減少，含Si硼化物相由條狀、塊狀逐漸合并轉(zhuǎn)變?yōu)楣羌軤?Mo,W,Cr,Ni)3B2，保溫時(shí)間超過1 h，接頭內(nèi)產(chǎn)生大尺寸孔洞缺陷。

(3)釬焊保溫時(shí)間在1 h以內(nèi)時(shí)，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，釬焊接頭的高溫拉伸性能變化不大；當(dāng)保溫時(shí)間超過1 h后，因(Mo,W,Cr,Ni)3B2骨架狀結(jié)構(gòu)和大尺寸孔洞缺陷的出現(xiàn)，導(dǎo)致釬焊接頭性能出現(xiàn)下降趨勢(shì)。