一種含Re鎳基單晶高溫合金釬焊接頭的微觀組織與性能研究

高 楓，郭廣思，劉紀(jì)德，杜曉明

(1.沈陽理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，沈陽 110159；2.中國科學(xué)院金屬研究所，沈陽 110016)

含Re鎳基單晶高溫合金具有優(yōu)異的高溫力學(xué)性能、抗氧化性、抗腐蝕性，并且具有良好的工藝性能，廣泛應(yīng)用于我國航空發(fā)動機渦輪葉片及其他重點工業(yè)領(lǐng)域中[1]。第三代含Re鎳基單晶高溫合金是在第二代單晶高溫合金的基礎(chǔ)上添加了約3%的Re，Re元素的加入使鎳基單晶高溫合金的蠕變、耐高溫等性能得到提高[2-3]。渦輪葉片具有復(fù)雜的型腔結(jié)構(gòu)，利用精密整體鑄造技術(shù)難以實現(xiàn)理想的整體結(jié)構(gòu)，通過開展第三代單晶高溫合金釬焊技術(shù)的研究，不僅可以實現(xiàn)復(fù)雜零件的高性能連接，還能對存在缺陷和損傷的葉片進行修復(fù)，延長其使用壽命，獲得可觀的經(jīng)濟價值[4]。

真空釬焊技術(shù)具有對焊縫顯微組織影響較小、接頭殘余應(yīng)力小、成本低、效率高的特點[5-6]，解決了單晶高溫合金合金化程度高、焊接性差的問題，成為單晶高溫合金常用的連接方法之一[7-8]。目前的研究多以探索最佳焊接工藝而實現(xiàn)接頭的可靠連接為主，最大程度消除焊縫顯微組織中硬脆性化合物相，使焊縫組織均勻化，繼而改善焊接接頭的力學(xué)性能。文獻[9-11]中采用自制的高熔點粉末與含B的低熔點粉末以質(zhì)量比1∶1混合，對鎳基單晶合金進行釬焊研究，通過分析接頭的SEM圖像發(fā)現(xiàn)接頭中存在不連續(xù)的硼化物，且其位于母材擴散區(qū)，釬焊接頭的失效斷裂源自焊縫中的化合物相，斷口呈脆性斷裂特征。有效地減少化合物相的產(chǎn)生，使母材與釬料成分充分?jǐn)U散，得到均質(zhì)化接頭成為鎳基單晶釬焊的首要問題。

本文采用自主研發(fā)的鈷基釬料B-Co38對一種含Re的第三代鎳基單晶高溫合金進行釬焊連接，通過對比不同保溫時間下焊縫中的顯微組織，分析影響焊接接頭的不利因素，結(jié)合接頭斷裂機制綜合研究保溫時間對接頭持久性能的影響，實現(xiàn)焊接工藝的優(yōu)化和接頭力學(xué)性能的提升。

1 實驗部分

1.1 實驗材料

實驗使用的合金母材為一種含Re鎳基單晶高溫合金試棒(DD90)，試棒的晶體取向為(001)方向，試樣尺寸為φ13mm×247mm，試樣主要成分如表1所示。利用電火花線切割將試棒沿著垂直于(001)晶體取向方向切割出厚度為4mm的待焊樣品。母材晶體取向及線切割方向示意圖如圖1所示。

圖1 母材晶體取向及線切割方向示意圖

表1 DD90單晶合金化學(xué)成分 wt%

實驗使用的釬料為采用氣體霧化法制備的鈷基釬料B-Co38，粒度為300目，釬料成分如表2所示。將制備完成的釬料與粘結(jié)劑混合、調(diào)勻并放置于兩個母材待焊面之間，焊接間隙控制在200μm，用儲能點焊機將其固定，然后放入干燥箱中進行干燥處理。

表2 鈷基釬料B-Co38化學(xué)成分 wt%

1.2 實驗方法

將裝配完成的焊接樣品放入真空釬焊爐中，以16℃/min的溫升速率升溫至500℃，保溫15min，使粘結(jié)劑充分揮發(fā)；再以16℃/min的速率升溫至1030℃，保溫35min；最后以13℃/min的速率達到焊接溫度1230℃，保溫30～90min。在整個釬焊過程中，爐內(nèi)真空度不低于8.0×10-3Pa。焊接完成后，再將焊接接頭進行一次和二次時效處理，一次時效處理工藝為1140℃/2h空冷；二次時效處理工藝為870℃/32h。

1.3 測試方法

采用日立S-340N型掃描電鏡(SEM)觀察接頭的顯微組織；分別使用能譜儀(EDS)、島津1610 型電子探針(EPMA)、理學(xué)D/MAX 2500型X射線衍射儀(XRD)對接頭元素分布與相組成進行分析，并確定相種類；持久性能試驗在F-25型懸臂式持久試驗機上進行，測試單晶高溫合金接頭在1120℃/98MPa條件下的持久壽命。

2 結(jié)果與討論

2.1 釬焊接頭顯微組織特征及其影響因素

采用B-Co38釬料在1230℃的釬焊溫度下分別保溫30min、60min、90min時釬焊接頭的SEM圖像如圖2所示。

圖2 不同釬焊保溫時間下的接頭微觀組織

由圖2可知，接頭中主要組成相為初生γ-Ni相，Ni-Co固溶體相，富W、Cr硼化物相，初生M23C6碳化物；隨著保溫時間的增加，共晶區(qū)中組成相由細(xì)枝狀轉(zhuǎn)變?yōu)榇种?，?Ni相數(shù)量增加，等溫凝固區(qū)厚度增加，孔洞等缺陷縮小甚至消失；在三種工藝參數(shù)下均可實現(xiàn)有效連接。

由圖2a可見，在1230℃/30min條件下焊接時，接頭中出現(xiàn)大量不規(guī)則的塊狀相、條狀相、骨架狀相、初生γ-Ni相和小尺寸孔隙缺陷。采用EDS分析得到，等溫凝固區(qū)成分(原子分?jǐn)?shù)，下同)為45.90%Ni、24.93%Co、8.69%Cr、8.23%B、7.26%W、0.71%Re以及少量的Al和Si，其形貌和成分均與母材γ-Ni基體相相似，為在保溫階段形成的初生γ-Ni相[12]；釬料中降熔元素Si和B向母材中擴散，等溫凝固區(qū)成分發(fā)生變化，該區(qū)域熔點升高，且液相釬料以母材為基礎(chǔ)開始形核并朝中心區(qū)域進行等溫凝固，γ-Ni相隨著保溫時間的推移不斷生長，最終形成連續(xù)的等溫凝固區(qū)。

等溫凝固區(qū)中初生γ-Ni相(圖2a中1處)向焊縫中心處延伸大約80μm的距離，原因是此處Ni元素含量占比較高，母材與釬料之間元素相互擴散較為充分，等溫凝固時生成γ-Ni相的數(shù)量相對提高；隨著Ni含量降低，γ-Ni相停止生長，同時將化合物相推移到焊縫中心區(qū)域(共晶區(qū))[13]；在共晶區(qū)可見細(xì)骨架狀富W硼化物相(圖2a中位置2)，EDS分析結(jié)果顯示，該相含有37.62%W、19.14%Co、16.57%Ni、15.69%B、3.49%C、3.14%Cr以及少量Al和Re；共晶區(qū)出現(xiàn)的此類細(xì)骨架狀脆性相導(dǎo)致接頭局部區(qū)域硬度增加，對接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響；共晶區(qū)中細(xì)骨架狀硼化物之間存在塊狀相(圖2a位置3)，其主要組成為37.01%Ni、32.27%Co、8.2%Cr以及少量的Re和Si，由Ni-Co二元相圖可知，Ni與Si接近無限固溶，故該相為Ni-Co固溶體相，其中固溶少量的Cr與Si等元素；在Ni-Co固溶體下方出現(xiàn)密集骨架狀富含Cr硼化物相(圖2a位置4)，其組成為35.57%Cr、16.0%Co、16.67%B、14.3%Ni、10.12%W以及少量的Re及Al；在1230℃下液相釬料中B元素未能充分?jǐn)U散，大量的B元素與Cr、W等強硼化物元素發(fā)生反應(yīng)，一定程度上提高焊接接頭的強度、耐熱腐蝕性及持久性能，但較高硼化物含量也會提高性能測試中裂紋的產(chǎn)生幾率。

由圖2b可見，當(dāng)保溫時間延長至60min時，釬焊接頭中組成相由細(xì)枝狀轉(zhuǎn)變?yōu)榇种?，并彌散分布在共晶區(qū)中；等溫凝固區(qū)厚度從24.5μm增加至36.5μm；焊縫區(qū)域依然存在孔洞缺陷；由于B元素向母材擴散，使焊縫組成相中B元素含量降低；共晶區(qū)依然存在大量的條狀相(圖2b中位置5)，EDS分析顯示，條狀相為富W硼化物相，主要成分為47.48%W、15.2%B、14.4%Co、6.37%C、4.82%Ni、4.4%Cr以及少量Re元素。

焊縫中間共晶區(qū)中存在類似界面區(qū)初生γ-Ni相的平坦區(qū)域(圖2b中位置6)，EDS分析得到其成分為41.48%Ni、36.37%Co、13.47%Cr、3.1%Si、1.97%Re，以及少量的Al和W元素，為富含Cr元素的Ni-Co固溶體相；骨架狀富Cr硼化物相大多靠近等溫凝固區(qū)分布(圖2b位置7)，EDS分析顯示，其組成為35.83%Cr、11.75%B、11.69%W、6.8%Co、5.98%C、5.52%Ni、3.48%Re，其中Re元素含量相對較高。

繼續(xù)將保溫時間延長至90min(圖2c)，接頭中組成相種類未發(fā)生改變；相比保溫30min和60min條件下的接頭組織，保溫90min下的富W、Cr硼化物相的相尺寸增加；隨著保溫時間延長，B元素得到充分?jǐn)U散，隨著焊縫區(qū)域B元素含量降低，等溫凝固區(qū)厚度從36.5μm(圖2b)擴展至50μm(圖2c)；Ni-Co固溶體相區(qū)間存在的孔隙明顯減小，可一定程度改善釬焊接頭力學(xué)性能。

不同釬焊保溫時間下焊縫中均存在亮白色顆粒狀相，其形貌如圖3所示。

由圖3可見，在富含W硼化物相附近不均勻分布著顆粒狀富含Cr碳化物，EDS分析顯示，其組成為30.5%Cr、17.45%Co、15.93%C、15.83%Ni、14.58%W以及少量的Al和Si元素；對不同區(qū)域中碳化物進行取樣，發(fā)現(xiàn)Cr元素含量較高，結(jié)合C元素在金屬中所占比例來分析，其Cr/C值較高[14]，且分布在富W化合物相與Ni-Co固溶體相界面處，故初步判斷該相為共晶區(qū)凝固末期析出的顆粒狀初生M23C6碳化物，該碳化物相在一定程度上阻礙了其位錯運動對焊縫區(qū)域產(chǎn)生的強化作用[15]。對比圖3a、圖3b和圖3c可見，隨著保溫時間增加，該碳化物分布尺寸及含量無較明顯變化。

圖3 焊縫中的初生碳化物

為進一步研究釬焊接頭不同顯微組織對接頭產(chǎn)生的影響，利用掃描電鏡背散射(BSE)和EPMA對不同工藝參數(shù)下焊縫中的元素分布進行定性分析，結(jié)果如圖4和圖5所示。

圖4 1230℃/30min下接頭微觀組織的BSE圖像及EPMA元素面分布

圖5 1230℃/60min下接頭微觀組織的BSE圖像及EPMA元素面分布

由圖4和圖5可見，其中Re元素在富W化合物相中分布較多，在Ni-Co固溶體上分布相對較少；兩種工藝參數(shù)下Re與W的元素分布大致相同。等溫凝固區(qū)的Re元素含量從基體向共晶區(qū)方向依次降低，Re元素進入γ相中使等溫凝固區(qū)得到不同程度強化[16-17]。同時Re元素在富W化合物區(qū)域分布較多，Re元素加入到高熔點元素W中，產(chǎn)生錸效應(yīng)，提高了材料強度、塑性以及焊接性能[18-19]。

為進一步確定接頭中相組成，對在保溫90min工藝參數(shù)下的樣品進行XRD物相分析，其衍射圖譜如圖6所示。

圖6 1230℃/90min工藝參數(shù)下接頭XRD衍射圖譜

由圖6可見，接頭中相組成為γ-Ni相、Ni-Co固溶體相、富W、Cr硼化物相、顆粒狀M23C6碳化物相。

結(jié)合上述分析可以確定，共晶區(qū)中存在富W硼化物相(圖2c位置8)、富Cr硼化物相(圖2c位置9)、鎳鈷固溶體相(圖2c位置10)、顆粒狀M23C6碳化物(圖2c位置11)，等溫凝固區(qū)中存在γ-Ni相(圖2c位置12)。

由于使用的釬料為鈷基釬料，Co元素可提高母材及釬焊接頭的熱腐蝕性和耐熱疲勞性。接頭局部區(qū)域Co元素的面分布見圖7所示。

圖7 接頭局部區(qū)域Co元素的面分布

由圖7可見，釬料中的Co在濃度梯度的作用下向母材中擴散，焊縫中Co元素含量隨著保溫時間增加而不斷降低，但變化量較小，即使保溫時間達到90min，焊縫中的Co元素含量依舊高于母材。

2.2 釬焊接頭性能分析

在1230℃/60min工藝參數(shù)條件下，釬焊接頭在1120℃/98MPa條件下持久斷口形貌如圖8所示。

圖8 1120℃/98MPa條件下DD90單晶高溫合金接頭持久斷口形貌

通過持久實驗得到1230℃/60min工藝參數(shù)條件下，釬焊接頭在1120℃/98MPa條件下的持久壽命僅為1.82h。

通過觀察斷口輪廓形貌發(fā)現(xiàn)(圖8a)，斷口表面無較大起伏，較為平坦，無孔洞等缺陷，其斷裂位置在焊縫處；共晶區(qū)硬脆性化合物相主要為硼化物相，因硼化物在應(yīng)力作用下極易誘發(fā)微小裂紋，并在共晶區(qū)中向四周擴展，在固溶體處產(chǎn)生微小韌窩，一定程度上阻礙裂紋的延伸。

從圖8b中觀察到，斷口存在許多微小韌窩以及撕裂棱，為以脆性斷裂為主的混合斷裂形式；脆性斷裂主要由焊縫中析出硬脆性相引起，并對焊接接頭的持久壽命造成直接影響；當(dāng)保溫時間較短時，焊縫共晶區(qū)B元素含量較高，硼化物在焊縫中分布較為分散，保溫時間達到60min時，等溫凝固時間相對增加，等溫凝固區(qū)厚度增加，B元素得到相對充分?jǐn)U散，焊縫中心處B元素含量降低，使釬焊接頭的持久壽命有所提高。圖8b中的微小韌窩為靠近界面區(qū)的鎳基固溶體以及Ni-Co固溶體，其對釬焊接頭產(chǎn)生一定的強化作用，可改善接頭的持久性能。

3 結(jié)論

(1)實現(xiàn)了鈷基釬料B-Co38對DD90鎳基高溫合金的釬焊連接。在1230℃/30min、1230℃/60min、1230℃/90min三種不同工藝條件下焊縫顯微組織存在一定差異。隨著保溫時間增加，焊縫中相組成相同，以初生γ-Ni相、Ni-Co固溶體相、富W和Cr硼化物相、初生M23C6碳化物相為主；等溫凝固區(qū)厚度增加，孔洞等缺陷尺寸變小甚至消失。

(2)γ-Ni相、Ni-Co固溶體相以及在共晶區(qū)凝固末期析出細(xì)小顆粒狀的初生M23C6碳化物對釬焊接頭產(chǎn)生強化作用。

(3)在持久性能測試中，DD90合金在1230℃/60min焊接工藝下、釬焊接頭在1120℃/98MPa條件下持久壽命為1.82h；焊縫處為斷裂位置，由共晶區(qū)中硼化物以及孔洞等缺陷引起；斷口存在許多微小韌窩以及撕裂棱，屬于混合斷裂形式。