GH4738/GH3536 異種高溫合金釬焊接頭的組織與性能

金瑩,劉紅亮,魏鑫,閔慧娜,王丹,邰清安,鄭磊

(1.中國航發(fā)沈陽黎明航空發(fā)動機(jī)有限責(zé)任公司，沈陽 110043；2.北京科技大學(xué)，北京 100083)

0 前言

作為一種在高溫條件下使用的結(jié)構(gòu)材料，高溫合金具有優(yōu)異的高溫強(qiáng)度、耐腐蝕性和抗氧化性，常用于制造先進(jìn)航空發(fā)動機(jī)及工業(yè)用燃?xì)廨啓C(jī)的高溫端關(guān)鍵部件[1]。高溫合金種類繁多，其中，鎳基高溫合金以其較高的比強(qiáng)度和良好的熱穩(wěn)定性、高溫力學(xué)性能而應(yīng)用最為廣泛[2-3]。不同牌號的鎳基高溫合金性能不盡相同，為了充分發(fā)揮各合金的特點(diǎn)，高溫合金零部件在加工過程中需解決異種合金之間的連接問題。焊接加工可快速實(shí)現(xiàn)異種鎳基高溫合金之間的連接，且對合金部件的形狀、尺寸限制小，是常用的連接工藝[4]。

為了實(shí)現(xiàn)鎳基高溫合金之間的可靠連接，目前已開發(fā)出了多種焊接方法，包括摩擦焊[5]、激光焊[6]及擴(kuò)散焊[7]等。在眾多鎳基高溫合金的焊接工藝中，真空釬焊以其經(jīng)濟(jì)高效的技術(shù)優(yōu)點(diǎn)而受到人們的普遍關(guān)注[8]。該工藝的特點(diǎn)是將含有熔點(diǎn)抑制元素（例如B，Si，P）的金屬（鎳基釬料）填充到待焊合金之間的縫隙中，固定并組成“三明治”結(jié)構(gòu)；之后在真空條件下將整個(gè)組件依次進(jìn)行加熱、保溫、冷卻，完成真空釬焊[9]。其中，釬焊溫度需設(shè)定在釬料與待焊合金熔點(diǎn)之間。釬焊過程由幾個(gè)不同的階段組成，即釬料的熔解、釬料與合金基體之間元素的互擴(kuò)散、液體的等溫凝固及非等溫凝固等。已有研究表明：釬料中的熔點(diǎn)抑制元素（尤其是低原子半徑的B）會向鎳基高溫合金基體中擴(kuò)散，形成的硼化物會降低合金基體強(qiáng)度[10]。此外，焊縫凝固過程中可能形成脆性相，不利于接頭的力學(xué)性能[11]。需注意的是，焊后接頭的組織及性能不僅與釬料的選擇密切相關(guān)，而且受釬焊工藝參數(shù)影響較大[12]。因此，對采用特定釬焊工藝加工后的鎳基高溫合金接頭微觀組織特點(diǎn)及接頭力學(xué)性能進(jìn)行分析是保證釬焊處理后合金部件服役穩(wěn)定性和安全性的根本方法，具有重要意義。

GH4738（Waspaloy）合金是一種γ'相析出強(qiáng)化型鎳基高溫合金，其強(qiáng)韌性匹配較好，裂紋擴(kuò)展速率低[13]；GH3536 合金是一種以Cr，Mo 為主要強(qiáng)化元素的固溶強(qiáng)化型鎳基高溫合金，其加工成形性能優(yōu)良，耐高溫氧化性能良好[14]。為了兼顧GH4738 合金與GH3536 合金的性能特點(diǎn)，利用真空釬焊的方法將二者連接成部件使用對于航空工業(yè)而言具有重要的實(shí)用價(jià)值。文中選用BNi-2 釬料對GH4738 與GH3536異種高溫合金進(jìn)行了真空釬焊，總結(jié)了釬焊接頭的微觀組織及元素?cái)U(kuò)散的特點(diǎn)，分析了釬焊接頭的強(qiáng)度及斷裂機(jī)理，為2 種合金的穩(wěn)定連接及服役后高溫合金部件的性能提升提供了工藝參考和技術(shù)儲備。

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)用GH4738，GH3536 高溫合金的化學(xué)成分見表1。GH4738 合金為標(biāo)準(zhǔn)熱處理態(tài)為1 020 ℃×4 h，油冷+845 ℃×4 h，空冷+760 ℃×16 h，空冷。釬料為BNi-2 粉末狀鎳基釬料，使用時(shí)將粉末狀釬料配制為膏狀，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)）為：2.9%B，4.4%Si，6.9%Cr，3.1%Fe，余量為Ni；熔點(diǎn)為986 ℃。

表1 GH4738 與GH3536 合金的化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù),%）

采用線切割的方法將母材GH4738 和GH3536 高溫合金加工成尺寸分別為5 mm×8 mm×10 mm（組織觀察用）和φ10 mm×25 mm（力學(xué)性能檢測用）的待焊接樣品；分別用150 號、400 號、1 000 號砂紙打磨待焊接表面，露出光滑的合金基體，并將磨好的樣品放入丙酮中超聲波清洗10 min 后吹干。將BNi-2釬料置于GH4738 與GH3536 合金之間組成“三明治”結(jié)構(gòu)，固定合金，待釬焊合金樣品裝配間隙控制在0.1 mm 左右，完成釬焊樣品的裝配（圖1），釬料用量為填滿焊縫所需用量的2.0～2.5 倍。

圖1 釬焊裝配示意圖

將裝配好的樣品置于真空釬焊爐中進(jìn)行釬焊，其中釬焊溫度設(shè)定為1 040 ℃，釬焊保溫時(shí)間為10 min。釬焊過程中釬焊爐內(nèi)部壓強(qiáng)控制在7×10-3～2×10-3Pa 之間。釬焊結(jié)束后，樣品先隨爐冷卻至900 ℃，后釬焊爐內(nèi)通氬氣將樣品快速冷卻至室溫。采用標(biāo)準(zhǔn)金相樣品的制備方法對釬焊樣品進(jìn)行研磨和拋光，之后對拋光面進(jìn)行化學(xué)侵蝕以觀察接頭的微觀組織。所用侵蝕試劑為1 g 氯化銅+20 mL 鹽酸+20 mL 乙醇，侵蝕時(shí)間為5～15 s。采用掃描電鏡（SEM）觀察樣品微觀組織，并使用SEM 搭配的能譜儀（EDS）分析樣品的化學(xué)成分。使用高溫拉伸試驗(yàn)機(jī)測試接頭在730 ℃下的抗拉強(qiáng)度。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 接頭微觀組織及成分分布

圖2 為GH4738/GH3536 合金釬焊接頭的微觀組織。圖2a 顯示，接頭組織致密且沒有明顯孔洞，說明BNi-2 釬料在1 040 ℃條件下流動性良好，可潤濕并充分填滿焊縫間隙。根據(jù)觀察的位置形貌差異可將釬焊連接后的接頭分為3 個(gè)區(qū)域（在圖中標(biāo)記為Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ）。區(qū)域Ⅰ是由BNi-2 釬料的元素向高溫合金基體擴(kuò)散并發(fā)生化學(xué)反應(yīng)而形成的元素?cái)U(kuò)散區(qū)，厚度為40～50 μm；區(qū)域Ⅱ?yàn)榈葴啬虆^(qū)，厚度為20～30 μm，是由于釬焊保溫過程中該區(qū)域的熔點(diǎn)抑制元素向合金基體中擴(kuò)散導(dǎo)致液相線升高后發(fā)生等溫凝固而形成的；區(qū)域Ⅲ為非等溫凝固區(qū)，厚度為40～50 μm，是在釬焊保溫結(jié)束后的冷卻過程中形成的[11]。圖2b 表明，焊縫與母材合金界面處結(jié)合良好，焊合充分。此外，與等溫凝固區(qū)的單相、均勻組織特點(diǎn)不同，非等溫凝固區(qū)由形狀不規(guī)則的多種物相組成。

圖3 為接頭中心區(qū)域的形貌及元素面分布。根據(jù)表面形貌及元素分布特點(diǎn)，將釬焊接頭中心分為4 個(gè)不同區(qū)域。為進(jìn)一步確認(rèn)各區(qū)域物相組成，選擇4 個(gè)特征位置（如圖3a 所示）分別代表各自區(qū)域進(jìn)行了成分分析，其中位置1 位于等溫凝固區(qū)，位置2～4 位于非等溫凝固區(qū)。成分分析結(jié)果見表2。圖3b 及位置1，2 的成分分析結(jié)果顯示，此處物相均為鎳基固溶體，且位置2 的Ni 含量更高。圖3c 及圖3e 顯示非等溫凝固區(qū)形成了小塊的富含Cr，Mo 的析出相，且不含Ni，Si 元素。Ghasemi 等學(xué)者[15]發(fā)現(xiàn)：Cr，Mo 作為強(qiáng)的硼化物形成元素，在非等溫凝固時(shí)傾向于與液態(tài)釬料中的B 原子發(fā)生反應(yīng)進(jìn)而形成硼化物。結(jié)合表2 的成分分析結(jié)果可知：位置4 處應(yīng)為富含Cr，Mo 的硼化物。由于釬料中不含Mo，因此，此處的Mo 來自母材合金。此外，從圖3f 可以看出，Si 在中心區(qū)域大量富集，說明此處硅元素來不及向母材合金中擴(kuò)散而在焊后冷卻過程中生成了富Si 的化合物。根據(jù)位置3 成分分析結(jié)果推斷此相為Ni3Si 金屬間化合物[16]。因此，在釬焊過程中形成的等溫凝固區(qū)主要由鎳基固溶體組成，而接頭內(nèi)部區(qū)域的熔點(diǎn)抑制元素由于來不及向母材中擴(kuò)散，在生成鎳基固溶體的同時(shí)，還產(chǎn)生了大量的Ni3Si 相及少量的富含Cr，Mo 的硼化物。

表2 接頭中心區(qū)域化合物成分分析結(jié)果（質(zhì)量分?jǐn)?shù),%）

2.2 接頭力學(xué)性能測試

根據(jù)合金部件的應(yīng)用情況，對GH4738/GH3536釬焊樣品在730 ℃條件下進(jìn)行高溫拉伸強(qiáng)度測試。在1 040 ℃×10 min 釬焊條件下，3 組測試結(jié)果顯示接頭高溫抗拉強(qiáng)度分別為250 MPa，255 MPa，272 MPa，平均值為259 MPa，接頭強(qiáng)度明顯低于母材自身的強(qiáng)度值[17]。觀察釬焊樣品的拉伸斷口形貌（圖4a），發(fā)現(xiàn)斷口主要由大面積的解理面構(gòu)成，證實(shí)在拉伸過程中接頭塑性差，呈現(xiàn)出明顯的脆性開裂特征。此外，斷口上有明顯的微裂紋存在（如圖中箭頭所示）。對圖4a 中方框所示區(qū)域進(jìn)行成分分析（圖4b），可見斷口表面物相成分主要由Ni，Cr，Si，Mo 組成，這也是接頭中心區(qū)域非等溫凝固區(qū)物相的主要成分。

圖4 釬焊樣品的拉伸斷口形貌及斷口表面成分分析

為確定釬焊樣品的開裂機(jī)制，沿縱截面對斷口附近微觀組織進(jìn)行觀察，如圖5 所示。從圖5a 可以看出，焊縫與母材連接良好，二者之間并未開裂；拉伸過程中釬焊樣品沿焊縫內(nèi)部開裂。圖5b 表明開裂位置為接頭中心的非等溫凝固區(qū)，進(jìn)一步證實(shí)了該區(qū)域是釬焊接頭的強(qiáng)度薄弱區(qū)，這也與圖4 所示結(jié)果一致。

圖5 GH4738/GH3536 釬焊樣品高溫拉伸斷口SEM 組織

成分分析結(jié)果表明，接頭中心區(qū)域（非等溫凝固區(qū)）除了存在鎳基固溶體外，還存在硼化物及Ni3Si 金屬間化合物。這兩相屬于硬脆相，與鎳基固溶體相比其硬度值更高[18]。已有研究表明[19]：合金的硬度值與強(qiáng)度值之間一般呈正比關(guān)系，即

式中：HV為維氏硬度；σ為抗拉強(qiáng)度。因此，Ni3Si 及硼化物的分布應(yīng)有利于接頭強(qiáng)度的提升，但在該研究中發(fā)現(xiàn)這兩相的存在并沒有提高其所在區(qū)域的強(qiáng)度值，反而促進(jìn)了接頭在拉伸過程中的斷裂。這主要是因?yàn)镹i3Si 及硼化物主要在焊后冷卻過程中析出，此階段接頭溫度的快速降低不利于焊接應(yīng)力的釋放[20]，加上這2 種物相較脆，韌性差，導(dǎo)致容易形成焊接微裂紋。圖3a 證實(shí)了在拉伸試驗(yàn)前，釬焊的接頭中心部分已存在少量的微米級別裂紋。這種微裂紋的形成及脆性相的析出是接頭脆性斷裂的直接原因（圖4a）。因此，雖然當(dāng)前釬焊條件實(shí)現(xiàn)了釬縫與母材的良好焊合，但接頭中心區(qū)域生成的Ni3Si 相及硼化物較脆，對接頭力學(xué)性能不利。對于采用BNi-2 釬料連接GH4738，GH3536 高溫合金時(shí)，釬焊及焊后冷卻過程中接頭內(nèi)部物相的組成是決定接頭性能的關(guān)鍵因素。

3 結(jié)論

（1）在1 040 ℃×10 min 條件下，采用BNi-2 鎳基釬料對GH4738 與GH3536 合金進(jìn)行真空釬焊，焊縫與母材界面結(jié)合良好，且焊縫組織致密。

（2）釬焊接頭由元素?cái)U(kuò)散區(qū)、等溫凝固區(qū)和非等溫凝固區(qū)構(gòu)成。等溫凝固區(qū)由鎳基固溶體組成；非等溫凝固區(qū)由于靠近焊縫中心，釬焊過程中溶質(zhì)原子來不及向母材擴(kuò)散，導(dǎo)致該區(qū)域除了鎳基固溶體外，還存在大量的Ni3Si 相及少量的富含Cr，Mo 的硼化物。

（3）釬焊接頭在730 ℃條件下抗拉強(qiáng)度為259 MPa。釬焊樣品在拉伸過程中沿非等溫凝固區(qū)開裂，這是因?yàn)殁F焊接頭中心非等溫凝固區(qū)生成的Ni3Si 相及硼化物較脆，易萌生微裂紋，對釬焊接頭力學(xué)性能不利。