鈷基釬料釬焊K465合金大間隙接頭組織與性能

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)

鈷基釬料釬焊K465合金大間隙接頭組織與性能

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)

采用Co45NiCrWB鈷基釬料，預(yù)填FGH95鎳基合金粉，在1220 ℃不同保溫時間下對K465高溫合金進(jìn)行0.5 mm大間隙真空釬焊實驗，研究釬縫組織構(gòu)成及不同保溫時間對釬縫組織與接頭性能的影響。結(jié)果表明：釬縫組織由合金粉顆粒及顆粒間硼化物相構(gòu)成，顆粒內(nèi)為γ和γ′雙相組織和少量小塊狀硼化相，顆粒間是高Cr，W和Nb的硼化物相；釬焊時隨保溫時間延長合金粉長大，化合物相合并長大；合金粉比例高、保溫時間適當(dāng)獲得釬縫中化合物相細(xì)小彌散分布，對接頭性能有利；釬焊保溫30～60 min時接頭持久性能較高。

釬焊；鎳基高溫合金；組織；性能

K465合金是在俄羅斯ЖС6У合金基礎(chǔ)上研制的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性、承溫能力較高，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)動機渦輪工作葉片和導(dǎo)向葉片[1-3]。

由于渦輪葉片為鑄造件，釬焊部位往往存在較大間隙，葉片使用后需修復(fù)的缺陷也往往較大，因此大間隙釬焊技術(shù)是發(fā)動機渦輪葉片生產(chǎn)和修復(fù)的關(guān)鍵技術(shù)之一。

大間隙釬焊首先由P & W(TLP方法)和GE(ADH方法)公司實施[4-5]，后續(xù)又發(fā)展了Liburdi公司的LPM方法[6-7]等，不斷改善釬縫組織提高釬焊接頭性能，及采用各種措施提高可一次性修復(fù)缺陷尺寸[8]是大間隙釬焊發(fā)展目標(biāo)。大間隙釬焊技術(shù)的共同特點是除釬料外需采用填充金屬粉，金屬粉可以與釬料混合后使用，也可以預(yù)先將合金粉填入大間隙內(nèi)，后置釬料的方法，大間隙釬焊采用的釬料、填充金屬粉、釬焊工藝以及金屬粉與釬料的比例[9]等對接頭性能影響較大。國外據(jù)可查資料報道大間隙釬焊較多采用釬料是BNi9，BNi3等簡單NiCrB，NiCrSiB系釬料[7，9-10]，國內(nèi)隨釬料發(fā)展采用高合金化更高性能的鈷基及鎳基釬料[11-13]，國外根據(jù)所連接母材的不同采用的合金粉也不同，主要為鈷基及鎳基合金粉[7，9-10]，目前國內(nèi)大間隙釬焊主要為鎳基合金粉[11-13]。

大間隙釬焊典型的釬縫組織包括金屬顆粒和周圍的有化合物鏈或束的釬料金屬[7,9-13]，其中的化合物相硬度較高[10]，是接頭性能的薄弱環(huán)節(jié)[14-15]。大間隙釬焊由于釬焊間隙大，即使使用合金粉，釬料用量仍然較多，難以像小間隙釬焊通過長時擴散獲得等溫凝固接頭而改善接頭性能，因此改善釬縫中化合物相的數(shù)量、形態(tài)及分布是必要的，據(jù)資料報道，擴散處理有利于提高接頭性能[14]，也有人通過加入W(合金粉與W粉機械研磨方法加入W)，使得化合物相易于形核，獲得小而彌散的分布，改善化合物形態(tài)而改善性能[16]。

本研究采用B為主要降熔元素，富含Cr，W的Co45NiCrWB鈷基釬料和FGH95合金粉，研究0.5 mm大間隙K465高溫合金釬焊接頭的組織及性能，以及擴散處理對接頭組織及性能的影響。

1 實驗材料、方法與設(shè)備

實驗用母材為K465鎳基鑄造高溫合金，大間隙釬焊填充高溫合金粉末為直徑50～70 μm的FGH95粉。K465及FGH95合金主要成分見表1。采用的釬料是Co45NiCrWB鈷基釬料，B為主要降熔元素，不含Al，Ti，粉末尺寸小于70 μm，熔化溫度1131～1203 ℃。

表1 K465合金的和FGH95合金粉化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of K465 superalloy and FGH95 powder (mass fraction/%)

真空釬焊實驗采用真空爐，最高溫度可達(dá)1300 ℃，真空壓強可達(dá)1×10-3Pa，組織分析采用JSM-5600LV掃描電鏡及INCA350 X射線能譜儀進(jìn)行分析。

組織分析及性能測試試樣見圖1，釬焊接頭采用對接形式，間隙為0.5 mm，母材板厚1.5 mm，間隙片厚度0.5 mm，接頭對接，儲能點焊機點焊定位后，間隙內(nèi)預(yù)填FGH95粉末，填實并滴黏結(jié)劑固定，釬縫邊緣置適量釬料，滴黏結(jié)劑固定，置于真空爐內(nèi)進(jìn)行真空釬焊，釬焊工藝：1220 ℃至升溫10 ℃/min保溫至預(yù)定時間，爐冷至低于50 ℃出爐，過程中真空壓強不低于2×10-2Pa。性能試樣按圖2機械加工，進(jìn)行接頭高溫持久性能測試。組織試樣中央剖開，經(jīng)打磨和拋光，采用雙氧水、鹽酸、水腐蝕液，比例為1 ∶1 ∶2，用掃描電鏡觀察分析，獲得背散射及二次電子圖像，各相成分采用能譜進(jìn)行分析。

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)

圖2 性能測試試樣示意圖

2 結(jié)果與分析

2.1 釬焊接頭組織分析

1220 ℃保溫30 min獲得的組織試樣經(jīng)掃描電鏡分析，金相組織見圖3，1#試樣合金粉比例略低，2#試樣合金粉裝配密實，比例略高。圖3(b)中白色骨架化合物相1、灰色不規(guī)則形狀化合物相2、深灰色不規(guī)則狀化合物相3、深灰色小塊狀化合物相4、合金粉顆粒內(nèi)白色小塊狀化合物5、合金粉顆粒邊緣6、合金粉顆粒中心7的分成分分析結(jié)果見表2?？梢娾F縫組織主要由顆粒和顆粒間組織構(gòu)成。顆粒內(nèi)為γ基休上均勻分布γ′強化相的γ和γ′雙相組織，雙相組織中的γ′細(xì)小，其上分布有少量細(xì)小塊狀化合物相，極個別顆粒內(nèi)存在微孔(粉末制備時產(chǎn)生)；顆粒間是亮白色、灰色及深灰色硼化物相，化合物相呈骨架狀、不規(guī)則形狀或小塊狀，存在少量空隙釬焊缺陷。

鎳基高溫合金強化相γ′的形成因子為∑(Al+Ti+Nb+Ta+V+Zr+Hf+1/2W)at%，γ′形成因子大小與γ′相的含量及形態(tài)直接相關(guān)，由于釬料中除W外不含Al，Ti，Nb等促進(jìn)γ′相形成元素，大間隙中雖然采用含Al，Ti的FGH95高溫合金粉，但總體γ′形成因子小，因此形成γ′相細(xì)小，又由于顆粒邊緣金屬與中心相比，釬料成分更高，形成γ′相因子更小，因此顆粒邊緣形成γ′相更加細(xì)小，見圖4。

試樣釬焊時，溫度升高至釬料固相線溫度以上釬料熔化，進(jìn)一步升高溫度釬料流動，在大間隙內(nèi)合金粉顆粒間毛細(xì)作用下，液態(tài)釬料流入合金粉顆粒間，由于顆粒間間隙不同，毛細(xì)作用力不同，流動速率差異，不可避免形成的包圍，即使真空狀態(tài)下內(nèi)部微量氣體不能排除，形成顯微空隙缺陷；液態(tài)釬料流入顆粒間隙同時與合金粉顆粒相互作用，一方面合金粉中小顆粒及大顆粒凸起部分溶于液態(tài)釬料中，另一方面液態(tài)釬料中的高熔點相沿合金粉大顆粒邊緣凝固使得合金粉長大，結(jié)果造成合金粉顆粒中小顆粒不斷溶解，大顆粒不斷長大，此過程伴隨通過液相的物質(zhì)遷移，釬料中Co由含量高的顆粒間向顆粒中擴散，造成合金粉顆粒中Co含量增高，由原來的8%提高到中心部位的19%、邊緣部位的27%，同時由于釬料中B含量高，釬焊保溫時由顆粒間向合金粉顆粒中擴散，在合金粉顆粒中形成細(xì)小顆粒硼化物相(見圖4(a))，硼化物中含有較高的Cr，M和Mo。

圖3 釬焊工藝1220 ℃/30 min獲得大間隙釬縫組織 (a)，(b)1#試樣背散射像；(c)1#試樣顆粒內(nèi)二次電子像； (d)，(e)，(f)2#試樣背散射像Fig.3 Microstructure of the joint brazed at 1220 ℃ for 30 min (a)，(b) BEIs of brazing seam of sample 1；(c) SEI of microstructure in the powder particle of sample 1；(d)，(e)，(f) BEIs of brazing seam of sample 2表2 釬焊工藝1220 ℃/30 min的釬縫內(nèi)典型物相能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 2 EDS analysis results of typical phases in brazing seam at 1220 ℃ for 30 min (mass fraction/%)

PhaseWCTiCrBMoCoAlNbNi114．7011．3771．02419．1945．6493．40718．9951．7751．14436．69828．6600．4853．99112．6749．3207．13524．846—22．94215．756314．6890．6120．36958．85311．1605．6607．909—0．5173．23849．2310．5660．35765．23714．4444．6438．2180．0170．3623．289515．9360．6001．14443．58812．57114．5057．3150．0132．2986．85562．4000．4831．59515．1990．2730．79027．7562．1081．18249．17873．8770．8191．18015．2010．4591．56619．7083．1440．86554．338

本實驗采用的釬料是B作為主要降熔元素的鈷基釬料，不含降熔元素Si，因此釬縫中形成的化合物相主要為硼化物。由于釬料中富含Cr,W，不含Mo，因此形成化合物相富含Cr，W，與顆粒內(nèi)形成的化合物相比Mo含量低，同時由于FGH95合金粉中Nb含量高，高于γ和γ′兩相的固溶度，偏聚于顆粒邊緣與B形成硼化物，因此顆粒間形成的化合物主要為高W的白亮硼化物、灰色高Nb硼化物和深灰色高Cr化合物?；衔镄螒B(tài)與釬料中合金粉比例密切相關(guān)，當(dāng)合金粉含量低時，化合物相呈不規(guī)則形狀甚至骨架狀分布，見圖3(a)，(b)，而當(dāng)合金粉比例高時，顆粒邊緣化合物相呈細(xì)小顆粒狀，見圖3(d)，(e)，(f)。釬焊溫度下，合金粉比例高時，相對液態(tài)釬料含量少，B含量少，形成化合物少，同時由于合金粉與釬料相互作用溶解形成的混合液體熔點升高明顯，化合物相易于形核，因此形成較小而彌散分布的塊狀化合物相，花紋狀共晶化合物及大的不規(guī)則形狀化合物相少；相反合金粉比例低而釬料多時，混合液體熔點升高少，釬焊溫度下不易形核，且化合物相含量多，冷卻時形成較大不規(guī)則形狀化合物相，甚至與基體形成共晶的花紋狀或骨架狀化合物相。

2.2 釬焊保溫時間對接頭組織的影響

1220 ℃分別保溫0.5 h，1 h，2 h，4 h獲得的組織見圖5，與釬焊狀態(tài)(保溫0.5 h)對比，隨保溫時間延長，合金粉顆粒長大，保溫時間2 h顆粒直徑約為原來2倍；保溫狀態(tài)下合金粉顆粒吞并長大的同時，液態(tài)被排至顆粒間而合并，造成冷卻后化合物相粗大，另一方面由于元素擴散，B元素擴散至顆粒內(nèi),化合物總量減少。由圖5可見，保溫至1 h時化合物相仍呈顆粒及小塊狀彌散分布，當(dāng)保溫至2 h時，化合物相合并呈共晶花紋狀，進(jìn)一步擴散時，合金粉顆粒長大不明顯，元素擴散為主，因而化合物相數(shù)量減少,同時，尺寸減小，部分呈顆粒及塊狀分布。

圖4 1220 ℃/1 h大間隙釬縫組織 (a)合金粉顆粒中心；(b)顆粒邊緣Fig.4 Microstructure of wide-gap brazing seam at 1220 ℃/1 h (a) alloy powder particle center; (b) boundary of powder particle

圖5 1220 ℃不同保溫時間下釬縫組織Fig.5 BEIs of the brazing seam brazed at 1220 ℃ for different holding time (a)，(e)0.5 h; (b)，(f)1 h; (c)，(g)2 h;(d)，(h)4 h

1220 ℃保溫4 h獲得的釬縫組織見圖6，顆粒間的塊狀化合物相1、顆粒邊緣2及中心3、顆粒間深灰色塊狀化合物4及淺灰色和灰色不規(guī)則形狀化合物5、6相分析結(jié)果見表3(由于B含量分析不準(zhǔn)確，各相成分為忽略B含量測得)，與釬焊保溫0.5 h獲得釬縫組織的構(gòu)成相似，化合物相由高W、高Cr及高Nb硼化物構(gòu)成，不同的是釬焊保溫時合金粉顆粒長大伴隨液相的物質(zhì)遷移，因此化合物相中Mo含量顯著提高。

2.3 釬焊保溫時間對接頭性能的影響

釬焊溫度1220 ℃，分別保溫0.5 h、1 h和4 h，每組3個試樣，獲得接頭按HB5150—1996標(biāo)準(zhǔn)進(jìn)行持久性能測試，修約5 min，測試溫度975 ℃，實驗施加應(yīng)力為階梯應(yīng)力，初始應(yīng)力90 MPa，持久壽命大于40 h應(yīng)力增至100 MPa，大于80 h應(yīng)力增至113 MPa，測試持久壽命結(jié)果見表4，每個試樣均斷于釬縫處。由表4可見，持久壽命均大于40 h，其中5個試樣持久壽命大于80 h，應(yīng)力增至113 MPa，余下4個施加應(yīng)力增至100 MPa，保溫0.5 h時3個接頭持久壽命均高于80 h，保溫1 h的3個接頭中2個試樣持久壽命大于80 h， 1個試樣持久壽命75.95 h接近80 h，保溫4 h的3個接頭，只有1個試樣接頭持久壽命大于80 h為82.67 h，其它2個試樣持久壽命僅高于40 h為48.67 h和47.92 h。本實驗采用母材K465持久性能975 ℃，225 MPa持久壽命大于40 h。由上述對比分析可見保溫0.5～1 h獲得接頭性能較高，持久性能大于母材44%，接近50%；保溫至4 h接頭持久性能下降略大于母材40%。由圖5可見，在保溫時間小于1 h時釬縫組織中化合物相呈小塊狀彌散分布，保溫至4 h雖然由于元素擴散化合物相總量減少，但由于合金粉合并長大，化合物相合并尺寸較大，對性能不利，因此性能下降?？梢娂?xì)小彌散分布化合物相對接頭性能有利。采用預(yù)填合金粉方式，通過填加密實合金粉、放置適宜釬料等措施，獲得高合金粉比例接頭，并保溫時間適當(dāng)(0.5～1 h)，獲得接頭間隙內(nèi)化合物相細(xì)小彌散分布對接頭性能有利。

圖6 1220 ℃/4 h大間隙釬縫組織Fig.6 Microstructure of wide-gap brazing seam at 1220 ℃/4 h表3 釬焊工藝1220 ℃/4 h的釬縫內(nèi)典型物相能譜分析結(jié)果(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 3 EDS analysis results of typical phases in the brazing seam at 1220 ℃ for 4 h (mass fraction/%)

PhaseCAlTiCrFeCoNiNbMoW1——1．5420．47—3．583．30—14．6556．4721．391．512．7213．770．4325．6851．061．04—2．4231．522．951．4514．750．4420．0951．850．77—6．184——0．4373．08—8．234．17—5．728．375——1．1931．47—4．974．08—13．5644．736——4．5411．39—23．8117．3426．126．859．96

表4 1220 ℃不同保溫時間獲得接頭975 ℃持久壽命Table 4 975 ℃ stress rapture life of the joints brazed at 1220 ℃ for different holding time

3 結(jié) 論

(1)用Co45NiCrWB釬料1220 ℃釬焊K465預(yù)填FGH95合金粉獲得的0.5 mm大間隙釬縫組織由合金粉顆粒及顆粒間硼化物相構(gòu)成。顆粒內(nèi)為γ和γ′雙相組織和少量小塊狀硼化相構(gòu)成，其中γ′相較小，顆粒邊緣γ′相更為細(xì)小；顆粒間為高Cr， W和Nb的硼化物相。

(2)釬焊時隨保溫時間延長合金粉長大，化合物相合并長大，合金粉比例高、保溫時間適當(dāng)獲得釬縫中化合物相細(xì)小彌散分布，對接頭性能有利。

(3)釬焊保溫0.5～1 h獲得接頭持久性能較高，高于母材持久性能44%。

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(責(zé)任編輯：張 崢)

Microstructure and Mechanical Properties of Wide-gap Brazed Joints of K465 Alloy Using Cobalt-base Brazing Alloy

PAN Hui, ZHAO Haisheng

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

Vacuum brazing of K465 superalloy was carried out by using Co45NiCrWB cobalt-base filler metal at 1220 ℃ for different holding time, and the joint clearance was 0.5 mm pre-filled with FGH95 nickel-base superalloy powder. The effect of the structural constitution of brazed different holding time of temperature on the brazed joint microstructure and properties. The results show that the brazing seam is composed of alloy powder particles and borides among them. It is two-phase structure of γ and γ′ with a few small blocks of borides in the powder particles, and there exists phases rich in Cr, W and Nb elements. The powder particles are growing along the holding time during the brazing process, while their combination is expanded. It is good for stress rapture properties of joints that borides was fine in brazing seam with more superalloy powder and proper holding time . And the joints brazed for 30-60 min show higher stress rapture properties.

brazing; nickel-base superalloy; microstructure; mechanical property

2016-11-23；

2017-02-22

潘暉(1969—)，女，碩士,高級工程師，主要從事航空材料釬焊與擴散焊研究，(E-mail)panhui23@gmail.com。

10.11868/j.issn.1005-5053.2016.000205

TG146.1

A

1005-5053(2017)03-0050-06