連接溫度對GH4169合金TLP接頭界面組織和性能的影響

宋曉國，曹 健，馮吉才，竇冬柏，金貴東

(1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，威海 264209；2. 黑龍江工程學(xué)院 材料與化學(xué)工程學(xué)院，哈爾濱 150050)

連接溫度對GH4169合金TLP接頭界面組織和性能的影響

宋曉國1,2，曹 健1，馮吉才1，竇冬柏2，金貴東2

(1. 哈爾濱工業(yè)大學(xué)(威海) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，威海 264209；2. 黑龍江工程學(xué)院 材料與化學(xué)工程學(xué)院，哈爾濱 150050)

采用50 μm厚的Ni82CrSiB非晶箔片為中間層，通過瞬時液相擴(kuò)散連接(TLP)方法實(shí)現(xiàn)GH4169合金的連接。研究TLP接頭的界面組織結(jié)構(gòu), 重點(diǎn)分析連接溫度對接頭界面組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律。結(jié)果表明：GH4169合金TLP接頭由等溫凝固區(qū)(ISZ)和擴(kuò)散區(qū)(DZ)組成。等溫凝固區(qū)為單相鎳基固溶體，B元素向母材的擴(kuò)散導(dǎo)致在擴(kuò)散區(qū)內(nèi)晶界處形成大量的針棒狀硼化物。隨著連接溫度的升高，擴(kuò)散區(qū)厚度逐漸增加，而等溫凝固區(qū)厚度基本保持不變。當(dāng)連接溫度為1 120 ℃、連接時間為2 h時，接頭室溫及高溫(600 ℃)抗拉強(qiáng)度最高，分別為692和599 MPa，為母材強(qiáng)度的82%和71%。斷口分析結(jié)果表明：隨連接溫度的升高，室溫拉伸時接頭斷裂位置由等溫凝固區(qū)逐漸轉(zhuǎn)向擴(kuò)散區(qū)，而高溫拉伸時接頭均在等溫凝固區(qū)發(fā)生斷裂。

GH4169合金；瞬時液相擴(kuò)散連接；界面組織；連接溫度；斷口分析

先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)(推重比＞8)的發(fā)展趨勢是不斷提高其推重比和降低油耗率[1?2]。渦輪盤作為航空發(fā)動機(jī)的核心部件，減輕其質(zhì)量不僅可以減輕航空發(fā)動機(jī)的質(zhì)量、改善冷卻效果、提高渦輪前溫度，而且可以增加發(fā)動機(jī)的推重比，從而提高發(fā)動機(jī)效率[3?5]。渦輪盤質(zhì)量的減輕可以通過以下兩種途徑實(shí)現(xiàn)。其一，采用先進(jìn)的輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料代替目前制造渦輪盤常用的高溫合金。金屬間化合物(Ti-Al、Ni-Al、Ti-Al-Nb等)、結(jié)構(gòu)陶瓷(Si3N4、SiC等)以及新型的陶瓷基復(fù)合材料均具有較高的比強(qiáng)度和優(yōu)異的耐高溫性能，是制造渦輪盤的理想候選材料，但是，由于其本質(zhì)脆性較難得到根本性的改善，這些先進(jìn)的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料目前難以應(yīng)用于渦輪盤的制造[6?10]。其二，對渦輪盤的結(jié)構(gòu)進(jìn)行優(yōu)化設(shè)計。王營和余朝蓬[11]在基準(zhǔn)實(shí)心渦輪盤的基礎(chǔ)上，按照質(zhì)量最輕原則對其進(jìn)行了結(jié)構(gòu)拓?fù)鋬?yōu)化，得到了一種空心結(jié)構(gòu)的渦輪盤。實(shí)際上，通過溶模鑄造得到的具有空心結(jié)構(gòu)的渦輪葉片已經(jīng)在航空發(fā)動機(jī)上獲得了應(yīng)用，空心葉片內(nèi)部通以冷卻氣體，在降低質(zhì)量的同時提高了渦輪進(jìn)口溫度[12]。然而，通過鍛造難以獲得空心結(jié)構(gòu)的渦輪盤，采用焊接方法將兩半對開的渦輪盤連接為一體是獲得空心渦輪盤的可靠途徑。GH4169合金作為制備渦輪盤最常見的高溫合金，實(shí)現(xiàn)其高質(zhì)量連接是空心渦輪盤技術(shù)應(yīng)用的重要前提和保障。

GH4169合金具有優(yōu)良的焊接性，幾乎采用所有的焊接方法均可以實(shí)現(xiàn)其連接。然而，對于高精密的渦輪盤結(jié)構(gòu)來說，瞬時液相擴(kuò)散連接(Transient liquid phase bonding，簡稱TLP連接)綜合了釬焊和擴(kuò)散連接的特點(diǎn)，最適合實(shí)現(xiàn)兩半對開渦輪盤的連接[13?14]。為此，本文作者以GH4169高溫合金為連接材料，采用Ni82CrSiB非晶箔片為中間層，分析GH4169高溫合金經(jīng)TLP連接后的接頭界面組織結(jié)構(gòu)，重點(diǎn)研究連接溫度對接頭界面組織和抗拉強(qiáng)度的影響規(guī)律，為空心渦輪盤的高質(zhì)量連接提供可靠的理論和實(shí)驗(yàn)基礎(chǔ)。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)?zāi)覆臑楹娇詹牧涎芯吭禾峁┑腉H4169合金，供貨狀態(tài)為鍛態(tài)。中間層為50 μm厚Ni82CrSiB非晶箔片，其化學(xué)成分如表1所列。該中間層的熔化溫度范圍為970～1 000 ℃。連接前，采用線切割將GH4169高溫合金加工成35 mm×20 mm×12 mm大小的待連接試樣，連接面積為20 mm×12 mm，試樣連接面用400號和800號砂紙磨光，連接前置于丙酮中超聲清洗20 min, 將Ni82CrSiB箔片置于連接件之間。連接試樣在1×10?3Pa～3×10?3Pa的真空條件下進(jìn)行焊接，以30 ℃/min的升溫速度加熱至連接溫度(1 060～1 160 ℃)，保溫2 h后，以10 ℃/min的速率冷卻至室溫。將連接好的試樣加工成如圖1所示的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試樣，采用Instron1186型萬能試驗(yàn)機(jī)測試連接接頭的室溫及高溫(600 ℃)抗拉強(qiáng)度。利用掃描電鏡(SEM)和能譜儀(EDS)對接頭界面組織形貌和拉伸斷口形貌進(jìn)行觀察和分析，并采用X射線衍射儀(XRD)對斷口表面進(jìn)行物相標(biāo)定，分析界面組織對接頭力學(xué)性能的影響。

表1 Ni82CrSiB非晶箔片的化學(xué)成分Table 1 Chemical compositions of Ni82CrSiB amorphous foil (mass fraction, %)

圖1 GH4169合金TLP接頭拉伸試樣示意圖Fig. 1 Schematic diagram of GH4169 TLP joint for tensile test (mm)

2 結(jié)果及討論

圖2(a)所示為1 100 ℃，2 h條件下獲得的GH4169合金TLP接頭界面組織結(jié)構(gòu)背散射電子衍射(BSE)照片。從圖2(a)可以看出，采用TLP能很好地實(shí)現(xiàn)GH4169合金的連接。根據(jù)其形貌特點(diǎn)可以將接頭分為等溫凝固區(qū)(ISZ)和擴(kuò)散區(qū)(DZ)兩個區(qū)域。其中，等溫凝固區(qū)厚度與Ni82CrSiB非晶中間層厚度相當(dāng)。可見，該區(qū)域主要是由中間層箔片在高溫條件下熔化后經(jīng)等溫凝固形成的。介于GH4169合金母材和等溫凝固區(qū)之間的區(qū)域?yàn)閿U(kuò)散區(qū)，該區(qū)厚度略大于等溫凝固區(qū)厚度，且有大量亮白色條棒狀化合物分布于其中。擴(kuò)散區(qū)在連接過程中并未發(fā)生熔化，主要是由于中間層內(nèi)合金元素向母材擴(kuò)散形成的。圖2(b)所示為圖2(a)中橫跨母材和焊縫主要合金元素的分布。從2(b)可以

2.1 GH4169合金TLP接頭界面組織

看出，等溫凝固區(qū)內(nèi)除了Ni和Si元素的含量比母材的高外，其余合金元素的含量均低于母材的。由此可見，等溫凝固區(qū)主要為溶有一定含量Fe、Cr和Si等合金元素的Ni基固溶體。另外，由擴(kuò)散區(qū)的元素分析可知，亮白色化合物為富Cr、Nb和Ti且貧Ni的化合物。

圖2 GH4169合金TLP接頭界面結(jié)構(gòu)及元素線掃描分析結(jié)果Fig. 2 Interfacial microstructure (a) and elemental line scanning analysis results (b) of GH4169 TLP joint

圖3所示為擴(kuò)散區(qū)高倍BSE像，圖中各微區(qū)的能譜分析結(jié)果如表2所列?？芍?，擴(kuò)散區(qū)內(nèi)亮白色化合物主要為Cr、Nb和Ti等合金元素的硼化物。硼化物是采用含硼釬料釬焊高溫合金或不銹鋼常見的一類化合物[14?15]。從圖3中可以看出，硼化物主要分布于擴(kuò)散區(qū)與等溫凝固區(qū)的界面處以及擴(kuò)散區(qū)內(nèi)晶界處，這是由于連接過程中當(dāng)中間層箔片熔化后，GH4169合金固態(tài)表面對B原子有吸附效應(yīng)(B 是一種正偏析元素)，大量B原子便擴(kuò)散至固液界面處，與母材中的合金元素反應(yīng)形成硼化物。在隨后的等溫凝固過程中，B原子通過擴(kuò)散進(jìn)入GH4169母材側(cè)，由于B原子半徑小，擴(kuò)散系數(shù)大，優(yōu)先在晶界偏聚并沿著晶界向GH4169合金母材內(nèi)部擴(kuò)散，且在擴(kuò)散過程中形成的硼化物分布于晶界，從而導(dǎo)致圖3中晶界硼化物呈典型的網(wǎng)絡(luò)狀分布，同時也有一部分B原子沿某些晶面擴(kuò)散，形成的硼化物分布于晶內(nèi)。

圖3 GH4169合金TLP接頭擴(kuò)散區(qū)(DZ)形貌Fig. 3 Morphology of diffusion zone (DZ) in GH4169 alloy TLP joint

表2 圖3中各微區(qū)化學(xué)成分Table 2 Chemical compositions of spots shown in Fig.3 (mass fraction, %)

2.2 連接溫度對接頭界面組織和抗拉強(qiáng)度的影響

圖4 連接溫度對接頭內(nèi)各區(qū)厚度的影響Fig. 4 Effect of bonding temperature on thickness of each zone in joints

對不同連接溫度條件下獲得的GH4169合金TLP接頭界面結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察，發(fā)現(xiàn)連接溫度的改變對界面結(jié)構(gòu)并無明顯影響。在本實(shí)驗(yàn)條件下，所有GH4169合金TLP接頭均由等溫凝固區(qū)和擴(kuò)散區(qū)組成。接頭各區(qū)厚度隨連接溫度的變化規(guī)律如圖4所示。由圖4可以看出，隨著連接溫度的升高，等溫凝固區(qū)的厚度基本保持不變，約為50 μm，但擴(kuò)散區(qū)的厚度逐漸增加。由上述分析可知，擴(kuò)散區(qū)主要是由于液相中B原子向母材擴(kuò)散形成的，所以，在相同的擴(kuò)散時間內(nèi)，隨著溫度的升高，B原子擴(kuò)散加快，擴(kuò)散距離增大，導(dǎo)致TLP接頭中擴(kuò)散區(qū)厚度增加。然而，擴(kuò)散區(qū)厚度隨溫度升高并非呈指數(shù)增長，這主要是由于B原子的擴(kuò)散行為不是簡單的純擴(kuò)散，實(shí)際上，在B原子向母材擴(kuò)散的過程中必然涉及到硼化物的形成和分解，也 就是說擴(kuò)散區(qū)的形成是一個反應(yīng)擴(kuò)散過程。所以，隨連接溫度的升高，擴(kuò)散層厚度增加趨勢逐漸減小。

圖5所示為不同連接溫度條件下獲得的TLP接頭室溫拉伸性能。從圖5可以看出，隨著連接溫度的升高，接頭的平均抗拉強(qiáng)度先增加后減小；當(dāng)連接溫度為1 120 ℃、連接時間為2 h時，接頭強(qiáng)度最高達(dá)692 MPa，為母材強(qiáng)度的82%。

圖5 連接溫度對接頭室溫抗拉強(qiáng)度的影響Fig. 5 Effect of bonding temperature on tensile strength of joints at room temperature

圖6(a)和(b)所示為1 080 ℃、2 h條件下獲得的TLP接頭室溫拉伸斷口的二次電子掃描照片。從圖6(a)和(b)可以看出，斷口中分布著大量等軸狀韌窩，說明該接頭在拉伸過程中產(chǎn)生了較大的塑性變形，其斷裂機(jī)理主要為微孔聚集型斷裂。圖6(c)所示為該斷口表面的XRD譜。經(jīng)分析可知，接頭的斷裂位置為等溫凝固的Ni基固溶體層，由于等溫凝固區(qū)內(nèi)溶解了Cr和Fe等固溶元素，導(dǎo)致Ni的晶格常數(shù)增加，從而使得衍射角(2θ)相應(yīng)減小。

圖6 1 080 ℃, 2 h條件下獲得的接頭室溫拉伸斷口分析結(jié)果Fig. 6 Fracture analysis results of GH4169 TLP joint bonded at 1 080 ℃ for 2 h in room temperature tensile test: (a) SEM image, low magnification; (b) SEM image, high magnification; (c) XRD pattern taken from fracture surfaces

圖7(a)和(b)所示為1 120 ℃、2 h條件下獲得的TLP接頭室溫拉伸斷口的掃面照片。從圖7(a)和(b)可以看出，該接頭的斷裂機(jī)理屬于延性沿晶斷裂，其斷裂路徑是沿晶的，斷裂方式是延性的。在斷裂過程中沿晶界產(chǎn)生了一定的塑性變形，使得微觀斷口表面上形成大量細(xì)小的淺韌窩, 但由于晶內(nèi)未發(fā)生明顯塑性變形，所以，在宏觀斷口中觀察不到塑性變形的痕跡。圖7(c)所示為該斷口表面的XRD譜。由圖7(c)可知：斷口表面存在大量硼化物相，因此，可以確定接頭的斷裂位置為擴(kuò)散區(qū)。由于大量硼化物沿晶界析出，削弱了晶界強(qiáng)度，當(dāng)接頭在拉伸過程中受應(yīng)力作用時，在硼化物與基體的界面處首先形成顯微孔洞，孔洞不斷長大和聚集，最終造成斷裂。

圖7 1 120 ℃、2 h條件下獲得的接頭室溫拉伸斷口分析結(jié)果Fig. 7 Fracture analysis results of GH4169 alloy TLP joint bonded at 1 120 ℃ for 2 h in room temperature tensile test: (a) SEM image, low magnification; (b) SEM image, high magnification; (c) XRD pattern taken from fracture surface

由上述分析可知，連接溫度不僅對接頭室溫抗拉強(qiáng)度有顯著影響，而且隨連接溫度的變化接頭斷裂位置相應(yīng)改變。當(dāng)連接溫度較低時，等溫凝固區(qū)內(nèi)Fe和Cr等固溶元素的含量較低，固溶強(qiáng)化作用有限，擴(kuò)散區(qū)內(nèi)晶界硼化物較少，此時，擴(kuò)散區(qū)的強(qiáng)度高于等溫凝固區(qū)的強(qiáng)度，所以，在室溫拉伸過程中接頭斷裂于等溫凝固區(qū)。隨著連接溫度的升高，等溫凝固區(qū)內(nèi)固溶元素含量增加，強(qiáng)度不斷提高，而擴(kuò)散區(qū)內(nèi)晶界硼化物增多，導(dǎo)致其強(qiáng)度逐漸降低，因此，當(dāng)連接溫度較高時，接頭則斷裂于擴(kuò)散區(qū)。也就是說，連接溫度較低時接頭的室溫抗拉強(qiáng)度取決于等溫凝固區(qū)的強(qiáng)度；當(dāng)連接溫度較高時，則取決于擴(kuò)散區(qū)的強(qiáng)度。

圖8(a)所示為連接溫度對接頭高溫(600 ℃)抗拉強(qiáng)度的影響。由圖8可見，隨連接溫度升高，接頭高溫抗拉強(qiáng)度先增加后降低，當(dāng)連接溫度為1 120 ℃、連接時間為2 h時，接頭強(qiáng)度最高達(dá)599 MPa，為母材強(qiáng)度的71%。對接頭斷口進(jìn)行觀察發(fā)現(xiàn)，在高溫拉伸過程中，所有接頭均斷裂于等溫凝固區(qū)，其典型斷口形貌如圖8(b)所示。從圖8(b)可以看出，斷口表面形成了大量韌窩，斷裂機(jī)理為微孔聚集型斷裂。由此可知：當(dāng)溫度升高時，與母材及擴(kuò)散區(qū)相比，等溫凝固區(qū)強(qiáng)度的下降程度相對較大，因而易在該區(qū)域發(fā)生斷裂。

圖8 GH4169合金TLP接頭高溫抗拉強(qiáng)度及典型斷口形貌Fig. 8 High temperature tensile strength (a) and typical fracture morphology (b) of GH4169 alloy TLP joints

3 結(jié)論

1) 采用50 μm厚的Ni82CrSiB非晶箔片通過瞬時液相擴(kuò)散連接(TLP)實(shí)現(xiàn)了GH4169高溫合金的可靠連接。TLP接頭由等溫凝固區(qū)(ISZ)和擴(kuò)散區(qū)(DZ)組成，其中，等溫凝固區(qū)為溶解了Fe、Cr和Si等合金元素的鎳基固溶體，擴(kuò)散區(qū)內(nèi)由于B元素的擴(kuò)散及其與母材中Cr、Nb和Ti等元素的反應(yīng)在晶界處析出了大量的針棒狀硼化物。

2) 連接溫度的變化對接頭界面結(jié)構(gòu)無明顯影響。當(dāng)連接溫度升高時，等溫凝固區(qū)厚度變化不大，而擴(kuò)散區(qū)厚度則逐漸增加。在1 120 ℃、2 h條件下獲得的TLP接頭性能最佳，其室溫抗拉強(qiáng)度最高達(dá)692 MPa，為母材強(qiáng)度的82%；高溫(600 ℃)抗拉強(qiáng)度最高達(dá)599 MPa，為母材強(qiáng)度的71%。室溫拉伸時，隨著連接溫度的升高，接頭斷裂位置由等溫凝固區(qū)逐漸轉(zhuǎn)向擴(kuò)散區(qū)，而高溫拉伸時，接頭均斷裂于等溫凝固區(qū)。

REFERENCES

[1]劉大響, 程榮輝. 世界航空動力技術(shù)的現(xiàn)狀及發(fā)展動向[J].北京航空航天大學(xué)學(xué)報, 2002, 28(5): 491?496. LIU Da-xiang, CHENG Rong-hui. Current status and development direction of aircraft power technology in the world [J]. Journal of Beijing University of Aeronautics and Astronautics, 2002, 28(5): 491?496.

[2]SPICER C W, HOLDERN M W, COWEN K A, JOSEPH D W, SATOLA J, GOODWIN B, MAYFIELD H, LASKIN A, ALEXANDER M L, ORTEGA J V, NEWBURN M, KAGANN R, HASHMONAY R. Rapid measurement of emissions from military aircraft turbine engines by downstream extractive sampling of aircraft on the ground: Results for C-130 and F-15 aircraft [J]. Atmospheric Environment, 2009, 43(16): 2612?2622.

[3]田世藩, 張國慶, 李 周, 顏鳴皋. 先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)渦輪盤合金及渦輪盤制造[J]. 航空材料學(xué)報, 2003, 23(S): s233?s238. TIAN Shi-fan, ZHANG Guo-qing, LI Zhou, YAN Ming-gao. The disk superalloys and disk manufacturing technologies for advanced aero engine [J]. Journal of Aeronautical Materials, 2003, 23(S): s233?s238.

[4]羅希延, 趙榮國, 蔣永洲, 李紅超, 李秀娟, 劉學(xué)暉. 航空發(fā)動機(jī)渦輪盤用GH4133B合金常溫力學(xué)性能統(tǒng)計分析[J]. 機(jī)械工程學(xué)報, 2010, 46(22): 75?83. LUO Xi-yan, ZHAO Rong-guo, JIANG Yong-zhou, LI Hong-chao, LI Xiu-juan, LIU Xue-hui. Statistical analysis on mechanical properties of GH4133B superalloy used in turbine disk of aero-engine at ambient temperature [J]. Journal of Mechanical Engineering, 2010, 46(22): 75?83.

[5]MENON M N, KANTZOS P T, GREVING D J. An innovative procedure for establishing lifing criteria turbine disk bores under multiaxial states of stress [J]. International Journal of Fatigue, 2011, 33(8): 1111?1117.

[6]徐 強(qiáng), 張幸紅, 韓杰才, 赫曉東. 先進(jìn)高溫材料的研究現(xiàn)狀和展望[J]. 固體火箭技術(shù), 2002, 25(3): 51?55. XU Qiang, ZHANG Xing-hong, HAN Jie-cai, HE Xiao-dong. Current status of research and development and prospects of advanced high-temperature materials [J]. Journal of Solid Rocket Technology, 2002, 25(3): 51?55.

[7]LAVERY N P, JARVIS D J, VOSS D. Emission mitigation potential of lightweight intermetallic TiAl components [J]. Intermetallics, 2011, 19(6): 787?792.

[8]DAROLIA R. Ductility and fracture toughness issues related to implementation of NiAl for gas turbine applications [J]. Intermetallics, 2000, 8(9/11): 1321?1327.

[9]DEY S R, ROY S, SUWAS S, FUNDENBERGER J J, RAY R K. Annealing response of the intermetallic alloy Ti-22Al-25Nb [J]. Intermetallics, 2010, 18(6): 1121?1131.

[10]GHANEM H, GERHARD H, POPOVSKA N. Paper derived SiC-Si3N4ceramics for high temperature applications [J]. Ceramics International, 2009, 35(3): 1021?1026.

[11]王 營, 余朝蓬. 航空發(fā)動機(jī)渦輪盤結(jié)構(gòu)優(yōu)化設(shè)計[J]. 機(jī)械設(shè)計與制造, 2010, 48(5): 4?6. WANG Ying, YU Zhao-peng. Optimization design for the turbine disk of a gas engine [J]. Machinery Design and Manufacture, 2010, 48(5): 4?6.

[12]江龍平, 許可君, 隋育松. 渦輪葉片冷卻技術(shù)的應(yīng)用和發(fā)展[J]. 海軍航空工程學(xué)院學(xué)報, 2002, 17(1): 130?132. JIANG Long-ping, XU Ke-jun, SUI Yu-song. Application and development of cooling technology on turbine blades [J]. Journal of Naval Aeronautical Engineering Institute, 2002, 17(1): 130?132.

[13]LIU J D, JIN T, ZHAO N R, WANG Z H, SUN X F, GUAN H R, HU Z Q. Effect of TLP bonding on the ductility of a Ni base single crystal superalloy in a stress rupture test[J]. Materials Characterization, 2008, 59(1): 68?73.

[14]IDOWU O A, RICHARDS N L, CHATURVEDI M C. Effect of bonding temperature on isothermal solidification rate during transient liquid phase bonding of Inconel 738LC superalloy [J]. Materials Science and Engineering A, 2005, 397(1/2): 98?112.

[15]周 媛, 毛 唯, 李曉紅. BNi82CrSiB釬料釬焊DD6單晶合金接頭組織及力學(xué)性能研究[J]. 材料工程, 2007, 52(5): 3?6. ZHOU Yuan, MAO Wei, LI Xiao-hong. Microstructure and mechanical properties of single crystal superalloy DD6 joint brazed with BNi82CrSiB filler metal [J]. Materials Engineering, 2007, 52(5): 3?6.

(編輯 陳衛(wèi)萍)

Effect of bonding temperature on interfacial microstructure and properties of GH4169 alloy TLP joints

SONG Xiao-guo1,2, CAO Jian1, FENG Ji-cai1, DOU Dong-bai2, JIN Gui-dong2
(1. School of Materials Science and Engineering, Harbin Institute of Technology at Weihai, Weihai 264209, China; 2. School of Materials and Chemical Engineering, Heilongjiang Institute of Technology, Harbin 150050, China)

The bonding of GH4169 superalloy was achieved by transient liquid phase (TLP) bonding method using 50 μm-thick Ni82CrSiB amorphous foil as the interlayer. The interfacial microstructure of TLP joint was characterized and the effect of bonding temperature on the interfacial microstructure and joining properties was investigated in details. The results show that the GH4169 TLP joint consists of isothermal solidification zone (ISZ) and diffusion zone (DZ). The ISZ is composed of Ni-based solid solution, and lots of needle-like borides are formed at the grain boundaries in DZ due to the diffusion of element B into GH4169 substrate. With the increase of bonding temperature, the thickness of DZ increases while that of ISZ remains unchanged. The highest tensile strength at room temperature and high temperature reaches 692 and 599 MPa when the joint is bonded at 1 120 ℃ for 2 h, which is about 82% and 71% of the base metal strength, respectively. The fracture analysis results show that the fracture location changes from ISZ to DZ during room temperature tensile test with the increase of bonding temperature. However, when tested at high temperature, the facture always occurs at ISZ.

GH4169 alloy; transient liquid phase (TLP) bonding; interfacial microstructure; bonding temperature; fracture analysis

TG115.28

A

國家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51275133)；黑龍江省杰出青年基金資助項(xiàng)目(2004793)

2011-12-13；

2012-03-16

曹 健，副教授，博士；電話：0451-86418146；E-mail: cao_jian@hit.edu.cn

1004-0609(2012)09-2516-06