熱處理對鎳基粉末高溫合金擴散連接界面組織演變及性能的影響

劉光旭，王曉峰，楊 杰，鄒金文

中國航發(fā)北京航空材料研究院先進高溫結(jié)構(gòu)材料重點實驗室, 北京 100095

近年來，與傳統(tǒng)鑄造和鍛造高溫合金相比，鎳基粉末高溫合金因具有組織均勻、晶粒細小、沒有宏觀偏析等優(yōu)點而備受關(guān)注。鎳基粉末高溫合金具有良好的高溫力學性能，已成為先進航空發(fā)動機渦輪盤的首選材料[1-4]。

由于含有較高含量的γ'相，鎳基粉末高溫合金在焊接凝固過程中極易產(chǎn)生微裂紋，因此通常難以采用傳統(tǒng)焊接方法進行連接[5]。研究人員對鎳基粉末高溫合金連接技術(shù)開展了大量的研究工作，如慣性摩擦連接（inertial friction welding，IFW）[6-7]、瞬時液相（transient liquid phase，TLP）擴散連接[8-9]及固相擴散連接[10-11]。慣性摩擦連接具有生產(chǎn)效率高、接頭質(zhì)量好的優(yōu)點，但該方法需要的設(shè)備輔助工裝復雜、造價昂貴，更為重要的是，該方法會導致接頭產(chǎn)生嚴重的飛邊，需要二次加工去除[12]。瞬時液相擴散連接雖可以在較低溫度和較短時間條件下實現(xiàn)界面的高效連接，但低熔點元素的引入會生成脆性相或金屬間化合物，顯著影響接頭的力學性能[9]。與慣性摩擦連接技術(shù)和瞬時液相擴散連接技術(shù)相比，固相擴散連接接頭界面組織過渡更加均勻，并且不需要液相來促進焊接過程[13-14]，在鎳基粉末高溫合金連接上更具潛力。

一般而言，固相擴散連接界面的影響因素包括基體材料原始組織狀態(tài)[15]、擴散連接溫度[10]、擴散連接時間[16]、中間層材料[17]和連接后熱處理[14]等方面。其中，連接后熱處理將顯著影響基體及界面組織中的晶粒尺寸及強化相形貌，并最終決定接頭的力學性能。然而，目前熱處理對鎳基粉末高溫合金固相擴散連接界面的影響規(guī)律尚不明確。本文對固相擴散連接后的鎳基粉末高溫合金實施不同制度的熱處理，研究熱處理對界面組織演變及性能的影響。

1 實驗材料與方法

實驗用鎳基粉末高溫合金的主要化學成分見表1。具體制備過程如下：母合金經(jīng)真空感應(yīng)熔煉 （vacuum induction melting，VIM）和氬氣霧化（argon atomization，AA）得到合金粉末，粉末經(jīng)處理后裝入不銹鋼包套封焊后進行熱等靜壓，熱等靜壓錠坯經(jīng)等溫鍛造得到鍛坯，采用線切割在鍛坯上切取連接試樣，并采用磨床將連接試樣表面加工至粗糙度 （Ra）≤0.2 μm，隨后在待連接試樣表面電鍍厚≤8 μm的純Ni層。鎳基粉末高溫合金電鍍Ni層形貌及鍛態(tài)組織的掃描電子顯微形貌（scanning electron microscope，SEM）如圖1所示。將兩塊對稱的連接試樣裝配后進行固相擴散連接，固相擴散連接溫度為1130 ℃、壓力為8 MPa、時間為5 h、變形量為5%。固相擴散連接后，采用線切割切取試樣，分別進行不同熱處理工藝，試樣名稱及所采取的熱處理制度如表2所示。在連接試樣界面處取樣進行顯微組織分析及650 ℃拉伸性能測試，拉伸試樣如圖2所示。

圖2 拉伸試樣加工圖Fig.2 Drawing of the tensile specimen

表1 鎳基粉末高溫合金的主要化學成分（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of the PM Ni-based superalloys%

表2 試樣編號及熱處理制度Table 2 Sample designation and heat treatment regime

圖1 鎳基粉末高溫合金電鍍Ni層形貌（a）及鍛態(tài)組織掃描電子顯微形貌（b）Fig.1 SEM images of the pure Ni coating (a) and the as-forged microstructure of PM Ni-based superalloy (b)

利用光學金相顯微鏡（optical microscope，OM；Leica）和冷場發(fā)射掃描電子顯微鏡（Hitachi S4800）觀察試樣顯微組織。金相組織用腐蝕劑為100 mL C2H5OH6+100 mL HCl+5 g CuCl2。掃描觀察試樣采用電化學拋光和電化學浸蝕制備，所用的電解拋光試劑為20 mL HCl+80 mL CH3OH，電壓為20～30 V，時間為10～20 s；電解浸蝕試劑為15 g CrO3+170 mL H2PO4+10 mL H2SO4，浸蝕電壓為2～5 V，時間為2～5 s。使用電子探針（electron probe microanalysis，EMPA；JXA-8100）對微區(qū)成分進行表征。采用電子萬能材料試驗機（MTS）對連接界面進行650 ℃拉伸測試，拉伸速率為0.2 mm·min-1，拉伸試樣的取樣方向垂直于連接界面。通過冷場發(fā)射掃描電子顯微鏡（Hitachi S4800）進行斷口形貌觀察。

2 結(jié)果與分析

2.1 連接界面組織形成機理及演變規(guī)律

圖3為經(jīng)不同熱處理工藝后鎳基粉末高溫合金的擴散連接界面金相組織照片。由圖3（a）可知，鎳基粉末高溫合金擴散連接（DB0試樣）界面處出現(xiàn)了一條寬度為≤120 μm的連接影響區(qū)，影響區(qū)內(nèi)晶粒尺寸大于母材晶粒尺寸；另外，在界面處還形成了由“粗大多邊形”析出相組成的“簇狀”條帶，條帶寬度≤40 μm。經(jīng)時效處理的DB1試樣連接影響區(qū)寬度和“簇狀”條帶寬度與DB0試樣基本一致，如圖3（b）所示。經(jīng)亞固溶處理的DB2試樣連接影響區(qū)寬度增加至≤140 μm，“簇狀”條帶寬度減小至≤35 μm，如圖3（c）所示。經(jīng)亞固溶+時效處理的DB3試樣連接影響區(qū)寬度和 “簇狀”條帶寬度與DB2試樣保持一致，如圖3（d）所示。圖3（e）為過固溶處理后DB4試樣連接界面的金相組織，DB4試樣連接區(qū)晶粒較母材相比發(fā)生明顯長大，連接影響區(qū)寬度增加至≤180 μm， “簇狀”條帶寬度減小至≤15 μm。過固溶+時效處理后DB5試樣的連接影響區(qū)寬度和“簇狀”條帶寬度與DB4試樣基本一致，如圖3（f）所示。

對連接態(tài)試樣界面區(qū)域進行電子探針面掃描元素分析，結(jié)果表明，連接界面“粗大多邊形”析出相的存在區(qū)域富集了Al、Ti和Ni元素等γ'相形成元素，而貧乏Cr、Co、W和Mo等固溶強化元素，如圖4所示。

圖4 DB0試樣界面區(qū)域電子探針面掃描元素分布Fig.4 Element distribution obtained from EPMA in the interface of DB0 specimen

圖5為經(jīng)過不同熱處理工藝后鎳基粉末高溫合金擴散連接界面掃描電子顯微形貌。由圖5（a）～圖5（c）可知，三組試樣的連接界面兩側(cè)均產(chǎn)生明顯的影響區(qū)，影響區(qū)寬度表現(xiàn)出連接態(tài)試樣＜亞固溶+時效處理態(tài)試樣＜過固溶+時效處理態(tài)試樣的規(guī)律，與圖3中觀察到的結(jié)果一致。在圖3中觀察到的界面“粗大多邊形”析出相的形貌如圖5（d）～圖5（f），三組試樣界面處析出相的形貌和尺寸基本一致。采用能譜分析（energy disperse spectroscope，EDS）對圖5（d）中A點進行成分分析，結(jié)果如圖5（g）所示。由圖可知，界面析出相主要包含Ni、Al和Ti三種元素，原子數(shù)比值Ni:(Al+Ti) ≈3.15，與γ'相的成分組成基本一致，因此可認定界面處的“粗大多邊形”析出相為γ'相。另外，在連接態(tài)試樣界面粗大γ'相之間可見有少量球狀二次γ'相的存在，經(jīng)亞固溶+時效處理、過固溶+時效處理后，界面粗大γ'相之間析出了球狀的二次γ'相。

圖3 經(jīng)不同工藝熱處理后鎳基粉末高溫合金擴散連接界面金相組織：（a）DB0；（b）DB1；（c）DB2；（d）DB3； （e）DB4；（f）DB5Fig.3 OM images of PM Ni-based superalloys in the diffusion bonding interface after the different heat treatments: (a) DB0; (b) DB1;(c) DB2; (d) DB3; (e) DB4; (f) DB5

純Ni鍍層改變了待連接鎳基粉末高溫合金間產(chǎn)生的化學位梯度，組元原子總是從化學位高的地方自發(fā)向化學位低的地方遷移，為擴散連接過程中元素的擴散提供了驅(qū)動力[18]。在擴散驅(qū)動力的作用下，鎳基粉末高溫合金中的Cr、Mo、Co和W元素由基體中的γ相向界面擴散，如圖6（a）所示。然而，由于Cr、Mo、Co、W四種元素的原子半徑相對較大，擴散能力較弱，因此在連接態(tài)試樣界面電子探針線掃描結(jié)果中出現(xiàn)了四種元素明顯的成分梯度變化，且在界面中心處存在貧乏區(qū)。類似的，鎳基粉末高溫合金中的Al和Ti元素由基體中的γ'相向界面處擴散，相較于Cr、Mo、Co和W元素，Al和Ti元素擴散能力更強，可在界面處大量的富集，導致在富集峰附近存在兩種元素的貧乏區(qū)域，且貧乏區(qū)域的邊界與Cr、Mo、Co、W、Ni元素的擴散邊界重合。

與Cr、Mo、Co、W、Al和Ti元素相反，在擴散驅(qū)動力的作用下，鍍層中Ni元素由界面向兩側(cè)基體擴散。在擴散連接溫度下，基體中的Al和Ti元素與鍍層中的Ni元素發(fā)生了反應(yīng)，生成了Ni3(Al, Ti)化合物，即γ'相。由于Al和Ti元素向界面處大量富集，一方面促使界面處析出的γ'相顯著長大并呈“簇狀”條帶分布，如圖5（d）～圖5（e）所示；另一方面導致原本釘扎在基體合金晶界處的初次γ'相消失，使得擴散連接后界面兩側(cè)晶粒發(fā)生長大，最終出現(xiàn)明顯的連接影響區(qū)。

圖5 經(jīng)過不同熱處理工藝后鎳基粉末高溫合金擴散連接界面掃描電子顯微形貌：（a）和（d）DB0；（b）和（e）DB3； （c）和（f）DB5；（g）圖5（d）A點能譜分析Fig.5 SEM images of PM Ni-based superalloys in the diffusion bonding interface treated by the different heat treatments: (a) and(d) DB0; (b) and (e) DB3; (c) and (f) DB5; (g) EDS analysis of point A in Fig. 5(d)

經(jīng)實際測量，連接態(tài)試樣界面處Cr、Mo、Co、W和Ni元素的擴散區(qū)域?qū)挾取?17 μm，Al和Ti元素富集區(qū)域的寬度≤44 μm，這與圖3（a）觀察到的連接影響區(qū)寬度和由γ'相組成的“簇狀”條帶寬度一致，進一步佐證了界面組織形成機理。除此之外，Ta和Nb元素在界面區(qū)域未見明顯的擴散現(xiàn)象，與基體中兩種元素的含量較低，擴散驅(qū)動力較弱有關(guān)。

圖6（b）為連接態(tài)試樣經(jīng)時效處理后界面元素擴散分布圖。由圖可知，界面區(qū)域各類元素擴散規(guī)律與連接態(tài)試樣相同，Cr、Mo、Co、W元素的擴散區(qū)域?qū)挾燃癗i元素的擴散寬度與連接態(tài)試樣接近。與此同時，Al和Ti元素的富集區(qū)域?qū)挾扰c連接態(tài)試樣也相同，與圖3（b）中的連接影響區(qū)寬度及“簇狀”條帶寬度變化規(guī)律相同。該結(jié)果表明，時效處理無法驅(qū)動界面處的元素進一步發(fā)生擴散或反應(yīng)。

經(jīng)亞固溶處理和亞固溶+時效處理后，界面處各元素擴散規(guī)律與連接態(tài)試樣一致，如圖6（c）和圖6（d）所示。亞固溶處理試樣和亞固溶+時效處理試樣界面處的Cr、Mo、Co、W及Ni元素的擴散寬度相同（≤144 μm），均大于連接態(tài)試樣；Al和Ti元素富集區(qū)域?qū)挾纫蚕嗤ā?6 μm），均小于連接態(tài)試樣。上述結(jié)果分別與圖3（c）和圖3（d）中連接影響區(qū)寬度及“簇狀”條帶寬度變化規(guī)律一致。

過固溶處理和過固溶+時效處理后，界面處各元素擴散規(guī)律與連接態(tài)試樣一致，如圖6（e）和圖6（f）所示，過固溶處理和過固溶+時效處理試樣界面處的Cr、Mo、Co、W及Ni元素的擴散寬度相同（≤177 μm），均大于亞固溶處理試樣；Al和Ti元素富集區(qū)域?qū)挾纫蚕嗤ā?7 μm），但均小于亞固溶處理試樣。上述結(jié)果同樣與圖3（e）和圖3（f）中連接影響區(qū)寬度及“簇狀”條帶寬度變化規(guī)律一致。

圖6 界面區(qū)域電子探針線掃描元素分布：（a）DB0； （b）DB1；（c）DB2；（d）DB3；（e）DB4；（f）DB5Fig.6 Element distribution obtained from EPMA line scan in the PM Ni-based superalloy interface: (a) DB0; (b) DB1; (c)DB2; (d) DB3; (e) DB4; (f) DB5

固溶處理時，在高溫的作用下，界面處的Cr、Mo、Co、W、Al、Ti和Ni元素進一步被驅(qū)動而發(fā)生了擴散，導致連接影響區(qū)的寬度大于連接態(tài)試樣。擴散系數(shù)（D）如式（1）所示[18]。

式中：D0為擴散常數(shù)，Q為擴散激活能，R為氣體常數(shù)，T為熱力學溫度。擴散系數(shù)與溫度呈指數(shù)關(guān)系，提高固溶處理溫度，界面元素的擴散驅(qū)動力將會顯著提升。因此，相較于亞固溶處理試樣，過固溶處理試樣的連接影響區(qū)寬度進一步增加。

經(jīng)亞固溶處理后，連接界面中“簇狀”條帶中的粗大γ'相可部分回溶，在冷卻過程中以細小的二次γ'相重新析出，使得“簇狀”條帶寬度減小。在過固溶處理過程中，更多粗大γ'相發(fā)生回溶，同樣在冷卻過程中以細小的二次γ'相重新析出，因此“簇狀”條帶寬度最小。此外，固溶處理后的時效處理無法進一步驅(qū)動界面處的元素擴散，因此時效處理后連接影響區(qū)寬度和“簇狀”條帶寬度無明顯改變。

2.2 連接界面高溫拉伸性能及斷裂機制

連接界面經(jīng)不同工藝熱處理后的650 ℃拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線及斷口的宏觀形貌如圖7所示。連接態(tài)試樣界面抗拉強度（σb）為≤1304 MPa，亞固溶+時效處理后的界面抗拉強度提高至≤1535 MPa，過固溶+時效處理后的界面抗拉強度≤1435 MPa，較亞固溶+時效處理態(tài)試樣有所降低，但仍高于連接態(tài)試樣。另外，亞/過固溶+時效處理后界面的塑性均發(fā)生降低，且過固溶處理試樣的塑性要低于亞固溶處理試樣。圖7中拉伸斷口的宏觀形貌表明，三種狀態(tài)試樣斷口表面平整，其中連接態(tài)試樣及亞固溶+時效處理態(tài)試樣斷口周邊存在剪切唇。

圖7 鎳基粉末高溫合金連接界面650 ℃拉伸的應(yīng)力-應(yīng)變曲線及斷口宏觀形貌Fig.7 Stress-strain curves of the PM Ni-based superalloy interface and the macro-morphology of fracture at 650 ℃

對試樣拉伸斷口的表面組織進行了表征，結(jié)果如圖8所示。由圖8（a）和圖8（d）可知，連接態(tài)試樣拉伸斷裂發(fā)生位置同時包含有界面和基體，界面處斷裂于γ'相“簇狀”條帶與連接影響區(qū)的交界處。由于基體參與拉伸斷裂過程，因此連接態(tài)試樣體現(xiàn)出良好的塑性。亞固溶+時效處理后，斷裂主要發(fā)生于連接界面處，且斷裂面為γ'相“簇狀”條帶與連接影響區(qū)的交界處，如圖8（b）和圖8（e）所示。由于亞固溶處理得到的細晶組織，界面的拉伸強度顯著提高；另外，由于經(jīng)亞固溶+時效處理后，界面連接影響區(qū)寬度增加，而γ'相“簇狀”條帶寬度減小（如圖3及圖6所示），導致在斷裂過程中界面處γ'相阻礙裂紋擴展的效力減弱，因此界面的塑性發(fā)生了一定程度的衰減。與亞固溶+時效處理試樣類似，固溶+時效處理試樣的斷裂同樣發(fā)生于界面γ'相“簇狀”條帶與連接影響區(qū)的交界處，如圖8（c）和圖8（f）所示。經(jīng)過固溶處理，基體中的γ'相完全回溶，晶粒尺寸發(fā)生長大，得到粗晶組織，使得界面強度相較于亞固溶+時效處理試樣有所降低。與此同時，該界面狀態(tài)的連接影響區(qū)寬度進一步增加，γ'相“簇狀”條帶寬度進一步減小，因此界面的塑性進一步衰減。

圖8 鎳基粉末高溫合金試樣拉伸斷裂表面顯微組織：（a）和（d）DB0；（b）和（e）DB3；（c）和（f）DB5Fig.8 Microstructure on the fracture surface of the PM Ni-based superalloys: (a) and (d) DB0; (b) and (e) DB3; (c) and (f) DB5

為了進一步揭示連接界面的斷裂機制，對圖8（a）～圖8（c）中上部箭頭區(qū)域進行了掃描電子顯微鏡分析，結(jié)果如圖9所示。由圖9（a）和圖9（d）可知，連接態(tài)試樣拉伸斷口中同時存在大量韌窩及少量解離面，表現(xiàn)出韌性-解理的復合斷裂模式，另外，在韌窩中可以發(fā)現(xiàn)γ'相，進一步證實斷裂發(fā)生于粗大γ'相富集區(qū)域。亞固溶+時效處理試樣斷口（圖9（b）和圖9（e））和過固溶+時效處理試樣斷口（圖9（c）和圖9（f））同樣包含大量韌窩及少量解離面，也表現(xiàn)為韌性-解理的復合斷裂模式。

圖9 鎳基粉末高溫合金試樣拉伸斷口掃描電子顯微形貌：（a）和（d）DB0；（b）和（e）DB3；（c）和（f）DB5Fig.9 SEM morphology of the PM Ni-based superalloy fracture: (a) and (d) DB0; (b) and (e) DB3; (c) and (f) DB5

3 結(jié)論

（1）在鎳基粉末高溫合金擴散連接界面處，Cr、Mo、Co和W元素由基體中γ'相向界面擴散，但擴散程度較低，存在明顯的成分梯度變化；Al和Ti元素由基體中γ'相向界面處擴散、富集，導致原本釘扎在晶界處的初次γ'相消失，使得擴散連接后界面兩側(cè)晶粒發(fā)生長大，出現(xiàn)明顯的連接影響區(qū)；鍍層中Ni元素由界面向兩側(cè)基體擴散，在擴散連接溫度下，基體中的Al和Ti元素與鍍層中的Ni元素發(fā)生了反應(yīng)生成粗大γ'相，并呈“簇狀”條帶分布。

（2）經(jīng)亞固溶處理后，界面處的Cr、Mo、Co、W、Al、Ti和Ni元素被進一步驅(qū)動而發(fā)生了擴散，導致連接影響區(qū)的寬度大于連接態(tài)試樣。另外，亞固溶處理過程中，界面處“簇狀”條帶中的粗大γ'相發(fā)生部分回溶，在冷卻過程中以細小的二次γ'相重新析出，使得“簇狀”條帶寬度減小。

（3）經(jīng)過固溶處理后，界面處元素擴散驅(qū)動力進一步增強，且界面處“簇狀”條帶中的粗大γ'相全部回溶并重新析出，因此界面連接影響區(qū)寬度繼續(xù)增加，而“簇狀”條帶寬度進一步減小。

（4）鎳基粉末高溫合金擴散連接界面650 ℃拉伸斷裂面同時包含界面和基體，斷口中同時存在大量韌窩及少量解離面，表現(xiàn)出韌性-解理的復合斷裂模式。亞固溶+時效處理后，得到了細晶組織，界面強度顯著提高，但由于連接影響區(qū)寬度的增加和γ'相“簇狀”條帶寬度的減小，界面塑性發(fā)生衰減。過固溶+時效處理后，得到了粗晶組織，界面強度有所降低，同時由于連接影響區(qū)寬度的進一步增加和γ'相“簇狀”條帶寬度的進一步減小，界面塑性進一步衰減。