擴(kuò)散時(shí)間對Inconel718TLP 擴(kuò)散焊接頭性能影響

鄒志超 張小楓

摘要：采用BNi2作中間層，在焊接溫度1 100 ℃、焊接壓力1 MPa的條件下，通過力學(xué)性能測試、界面微觀組織觀察及元素分布等分析，研究了擴(kuò)散時(shí)間對Inconel 718高溫合金瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊接頭組織及性能的影響規(guī)律。研究表明：擴(kuò)散時(shí)間的延長可以使中間層元素?cái)U(kuò)散更加充分，同時(shí)減弱擴(kuò)散區(qū)域中析出物的聚集程度，增大接頭的結(jié)合強(qiáng)度。擴(kuò)散時(shí)間為120 min時(shí)接頭剪切強(qiáng)度可達(dá)到511 MPa，較60 min提升了10.2%，較30 min接頭剪切強(qiáng)度提升了22.9%。Inconel 718/BNi2 TLP接頭顯微硬度皆呈“ M ”型分布，即在擴(kuò)散區(qū)域硬度值最高，等溫凝固區(qū)域硬度值最低，母材顯微硬度高于等溫凝固區(qū)域。

關(guān)鍵詞：Inconel718;TLP;焊接接頭;剪切強(qiáng)度

0? ? 前言

Inconel 718合金是一種沉淀硬化型鎳鐵基高溫合金，具有較高的屈服強(qiáng)度、良好的耐腐蝕性和耐高溫性，被廣泛應(yīng)用在液體燃料火箭、燃?xì)廨啓C(jī)、核反應(yīng)堆和低溫儲(chǔ)罐等[1-2]。Inconel 718合金以γ相為基體，強(qiáng)度受固溶和沉淀硬化機(jī)制控制[3-4]，其中亞穩(wěn)態(tài)有序的體心四方γ″-Ni3Nb析出物為主要強(qiáng)化相，有序的面心立方γ′-Ni3（Al/Ti）析出物為次要強(qiáng)化相，兩者均在合金時(shí)效過程中形成。

改進(jìn)合金的制造工藝和修復(fù)方法一直備受關(guān)注，其中渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)和航空航天部件會(huì)因遭受熱疲勞開裂、異物損壞、侵蝕、腐蝕和氧化[5-6]而導(dǎo)致故障。瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊（TLP）是一種精密的焊接方法，在稍加壓力或不加壓力下可以大幅度減少或避免連接工件變形，焊接過程中通過中間層材料熔化，在液相狀態(tài)實(shí)現(xiàn)等溫凝固，可有效地消除中心線附件金屬間化合物，連接接頭成分均勻，金屬間化合物較少，強(qiáng)度較高，因而也非常適合用來連接或者修補(bǔ)鎳基高溫合金[7]。

TLP 有中間層熔化、等溫凝固和接頭組織均勻化三個(gè)過程[8]，其中等溫凝固和焊接接頭均勻化是獲得高質(zhì)量接頭的關(guān)鍵，擴(kuò)散時(shí)間對其影響尤為顯著[9]。TLP 擴(kuò)散時(shí)間的延長可使中間層和母材之間進(jìn)行充分?jǐn)U散，從而獲得均勻的接頭;擴(kuò)散時(shí)間決定等溫凝固過程，進(jìn)而決定接頭的綜合性能[10]。因此，研究TLP 不同擴(kuò)散時(shí)間對接頭微觀組織及性能的影響具有重要的意義。

1 試驗(yàn)材料與方法

1.1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)基體材料為鍛造Inconel 718鎳基高溫合金，其化學(xué)成分見表1，金相組織見圖1，奧氏體基體中晶粒均勻且細(xì)小，經(jīng)Image Pro軟件測量晶粒尺寸約為8 μm。試樣用線切割方法加工成10 mm×10 mm×5 mm和10 mm×10 mm×2 mm的塊狀。

1.2 試驗(yàn)方法

采用BNi2作中間層，在焊接溫度1 100 ℃，壓力1 MPa，擴(kuò)散時(shí)間分別為30 min、60 min、120 min工藝參數(shù)下，制備Inconel 718 合金的TLP 焊接接頭。

采用CMT5305萬能試驗(yàn)機(jī)測試接頭剪切強(qiáng)度，采用DHV-1000ZTEST型顯微硬度計(jì)測試接頭顯微硬度。通過Stemi 2000-C光學(xué)顯微鏡和QUANTA FEG 250掃描電子顯微鏡觀察合金及接頭顯微組織和斷裂形態(tài)，采用掃描電子顯微鏡配備的能量色散X射線光譜儀（EDS）分析合金元素分布。

2 焊接接頭組織及力學(xué)性能分析

2.1 焊接接頭微觀組織演變

不同擴(kuò)散時(shí)間下Inconel 718合金TLP焊接接頭微觀形貌如圖2所示，接頭包括等溫凝固區(qū)（ISZ）、擴(kuò)散區(qū)（DZ）和母材區(qū)（BM）三個(gè)區(qū)域。由圖2可知，不同擴(kuò)散時(shí)間下，等溫凝固區(qū)均未產(chǎn)生共晶組織;且隨著擴(kuò)散時(shí)間的增加，原子間的擴(kuò)散程度增大，各區(qū)域形貌變化明顯。當(dāng)擴(kuò)散時(shí)間較短時(shí)（30 min），ISZ區(qū)域元素均勻化程度較低，擴(kuò)散不充分，使得ISZ區(qū)域析出物較多且表面粗糙，并且與DZ區(qū)域界面不明顯，同時(shí)母材區(qū)域晶粒長大不明顯，如圖2a所示。隨著擴(kuò)散時(shí)間延長至1倍時(shí)（60 min），ISZ區(qū)域析出物急劇減少，與DZ區(qū)域界面明顯，但仍然存在微孔，這說明擴(kuò)散時(shí)間不足，接頭成分均勻化不充分，此時(shí)結(jié)合層向體積方向發(fā)展不徹底，微孔未徹底消除，如圖2b所示。當(dāng)擴(kuò)散時(shí)間延長至120 min時(shí)，DZ區(qū)域?qū)挾嚷杂性龃?，分布著許多網(wǎng)狀析出物和少量粒狀析出物，母材區(qū)域晶粒尺寸長大不明顯;由于擴(kuò)散時(shí)間充足，ISZ區(qū)域邊界整齊、表面光滑，析出物明顯較少，微孔尺寸也明顯變小;在DZ區(qū)域中，顆粒狀析出物數(shù)量多，靠近ISZ區(qū)域位置析出物分布密集且細(xì)小。而靠近母材邊界的區(qū)域中，析出物含量較少且粗大，如圖2c所示。

同時(shí)從圖2中還可以看出，延長擴(kuò)散時(shí)間能夠減少DZ區(qū)域中析出物的面積分?jǐn)?shù)，學(xué)者也在試驗(yàn)中發(fā)現(xiàn)了類似現(xiàn)象[11]。

采用EDS進(jìn)一步分析試樣接頭界面處析出物元素組成，各標(biāo)記點(diǎn)（見圖2）元素能譜質(zhì)量分?jǐn)?shù)如表2所示。由表2可知，在相同擴(kuò)散時(shí)間下，中間層中的B元素在擴(kuò)散過程中向擴(kuò)散區(qū)聚集。但I(xiàn)SZ區(qū)中B含量仍然高于DZ區(qū)。如擴(kuò)散時(shí)間為30 min時(shí)，ISZ區(qū)B含量（點(diǎn)14為71.5%和點(diǎn)15為67.7%）明顯高于DZ區(qū)（點(diǎn)16為58.1%）;擴(kuò)散時(shí)間為120 min時(shí)，ISZ區(qū)B含量（點(diǎn)17為59.2%和點(diǎn)18為54.0%）也明顯高于DZ區(qū)（點(diǎn)19為42.9%）。分析發(fā)現(xiàn)母材中高含量的Cr元素向等溫凝固區(qū)域和擴(kuò)散區(qū)域的界面擴(kuò)散，隨著擴(kuò)散時(shí)間的增加Cr元素在界面處聚集更加明顯。對比譜圖14和16掃描數(shù)據(jù)發(fā)現(xiàn)，在30 min擴(kuò)散時(shí)間下Nb元素?cái)U(kuò)散不充分，如圖2a和表2所示。而譜圖14和18掃描數(shù)據(jù)顯示，當(dāng)擴(kuò)散時(shí)間為120 min時(shí)與擴(kuò)散時(shí)間30 min時(shí)相比，DZ區(qū)和ISZ區(qū)界面處的Nb元素從1.3%增長到2.7%，說明隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長，Nb元素逐漸向ISZ區(qū)擴(kuò)散，同時(shí)界面點(diǎn)掃描數(shù)據(jù)顯示，越靠近等溫凝固區(qū)域中心Nb元素含量越少（如表2中ISZ中心區(qū)譜點(diǎn)15數(shù)據(jù)中Nb含量僅為0.2%），母材中Mo元素?cái)U(kuò)散規(guī)律與Nb元素相似，如圖2a、2b和表2所示。這說明隨著擴(kuò)散時(shí)間延長，各元素的原子擴(kuò)散越充分，接頭的成分逐漸均勻化。當(dāng)擴(kuò)散時(shí)間為120 min時(shí)，接頭元素?cái)U(kuò)散最為充分。

為了分析擴(kuò)散過程中各區(qū)域之間元素含量變化和分布規(guī)律，對接頭界面區(qū)域進(jìn)行了EDS線掃描分析，掃描路徑及結(jié)果如圖3所示。BNi中間層含有高含量B元素，擴(kuò)散前BNi2中間層的B元素含量顯著高于母材，隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長，由圖3可知，B元素逐漸向擴(kuò)散區(qū)聚集。文獻(xiàn)[12]表明，在鎳基奧氏體固溶體中B原子是通過間隙形式向外快速擴(kuò)散。B元素首先沿晶界進(jìn)行擴(kuò)散，并與晶界處偏析的 Cr、Mo、Nb 元素結(jié)合形成復(fù)雜的多元硼化物[13]，隨后B元素在晶界和晶內(nèi)同時(shí)進(jìn)行擴(kuò)散。因此，在擴(kuò)散區(qū)Cr、Mo、Nb 元素也出現(xiàn)大量聚集現(xiàn)象。另外， 由于BNi2 中間層中 Ni 和 Si 元素含量相對較多，因而這兩種元素在焊縫中心線處最高，向中心線兩側(cè)遞減;而 Si 元素只能擴(kuò)散到等溫凝固區(qū)與化合物擴(kuò)散區(qū)的交界處，即 Si 元素只存在于等溫凝固區(qū)中。

2.2 焊接接頭剪切強(qiáng)度演變

不同擴(kuò)散時(shí)間下Inconel 718合金TLP接頭剪切強(qiáng)度測試結(jié)果如圖4所示。在擴(kuò)散時(shí)間為30 min和60 min時(shí)，中間層與母材之間原子擴(kuò)散時(shí)間短、擴(kuò)散不充分，接頭抗剪切強(qiáng)度為415.7 MPa和463.5 MPa。隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長，Inconel 718與BNi2擴(kuò)散體系擴(kuò)散量不斷增加，原子間結(jié)合愈加緊密，接頭抗剪切強(qiáng)度不斷升高。當(dāng)擴(kuò)散時(shí)間達(dá)到120 min后，接頭抗剪切強(qiáng)度達(dá)到最大值511 MPa。這是因?yàn)殚L時(shí)間高溫保溫有助于原子間的充分?jǐn)U散，進(jìn)而促使接頭成分均勻化，所以接頭抗剪切性能得到提升。

2.3 焊接接頭顯微硬度演變

不同擴(kuò)散時(shí)間下Inconel 718合金TLP接頭顯微硬度測試結(jié)果如圖5所示?？梢钥闯觯宇^硬度值最大區(qū)域位于擴(kuò)散區(qū)，約為345 HV，硬度值最低區(qū)域是等溫凝固區(qū)域（ISZ），約為212 HV。隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長，接頭顯微硬度呈增大趨勢。這是因?yàn)樵? 100 ℃時(shí)，原子擴(kuò)散充分，擴(kuò)散時(shí)間延長后，擴(kuò)散反應(yīng)產(chǎn)生的析出物彌散分布且均勻，從而導(dǎo)致接頭硬度呈增大趨勢。由圖5還可以看出，隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長，高硬度點(diǎn)數(shù)目增多，主要集中在擴(kuò)散區(qū)，這是因?yàn)榘殡S擴(kuò)散時(shí)間的延長，等溫凝固區(qū)域中的B元素?cái)U(kuò)散到等溫凝固界面后，繼續(xù)向擴(kuò)散區(qū)轉(zhuǎn)移，與母材中的Cr、Nb、Mo元素形成硼化物的數(shù)量增加，從而導(dǎo)致硬度增大，并且延長擴(kuò)散時(shí)間后擴(kuò)散區(qū)范圍增大，導(dǎo)致高硬度點(diǎn)數(shù)增多。

3 結(jié)論

（1）不同擴(kuò)散時(shí)間下，等溫凝固區(qū)域皆為共晶體組織，但有少量的B-Ni化合物和Cr-Mo-Ni硼化物析出，且隨著擴(kuò)散時(shí)間的延長，B元素逐漸向擴(kuò)散區(qū)聚集。

（2）擴(kuò)散時(shí)間延長可以使中間層元素?cái)U(kuò)散更加充分，同時(shí)減弱擴(kuò)散區(qū)域中析出物的聚集程度，增大接頭的結(jié)合強(qiáng)度。在壓力為1 MPa、溫度1 100 ℃下，保溫120 min接頭剪切強(qiáng)度達(dá)到511 MPa，較60 min接頭剪切強(qiáng)度提升了10.2%，較30 min接頭剪切強(qiáng)度提升了22.9%。

（3）不同擴(kuò)散時(shí)間下Inconel 718/BNi2 TLP接頭顯微硬度皆呈“ M ”型分布，即在擴(kuò)散區(qū)域硬度值最高，等溫凝固區(qū)域硬度值最低，母材顯微硬度高于等溫凝固區(qū)域。

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