FGH98 粉末高溫合金瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊接頭組織和性能

譚欣宇，李鵬，馬月婷，黃立兵，吳寶生，董紅剛

(大連理工大學(xué),大連,116024)

0 序言

粉末高溫合金具有成分均勻、晶粒細(xì)小、無(wú)宏觀偏析、良好的高溫強(qiáng)度和抗疲勞性能等優(yōu)點(diǎn)[1-4]，已成為先進(jìn)航空發(fā)動(dòng)機(jī)渦輪盤等核心熱端部件的關(guān)鍵材料.渦輪盤作為航空發(fā)動(dòng)機(jī)的核心部分，其工作狀態(tài)下需承受復(fù)雜的熱循環(huán)和機(jī)械載荷.隨著新型大推力大推重比航空航天發(fā)動(dòng)機(jī)的研發(fā)，對(duì)渦輪盤高溫強(qiáng)度、疲勞強(qiáng)度、服役溫度等關(guān)鍵屬性提出了更為苛刻的要求[5].FGH98 合金是中國(guó)自主研發(fā)的第三代粉末高溫合金，其抗拉強(qiáng)度與FGH95 等第一代合金相當(dāng)，抗裂紋擴(kuò)展能力相較于FGH96 等第二代合金有了明顯的提升，并且其服役溫度也顯著高于前兩代合金，有望替代前兩代合金實(shí)現(xiàn)渦輪盤等發(fā)動(dòng)機(jī)核心熱端部件在極端高溫環(huán)境下的服役可靠性.

目前，常用于粉末高溫合金的焊接方法有慣性摩擦焊、釬焊和固相擴(kuò)散焊.然而每種焊接方法都有其使用局限性.其中，慣性摩擦焊焊接效率高，但對(duì)材料形狀有要求而且接頭會(huì)產(chǎn)生“飛邊”；釬焊時(shí)焊件變形小，但易在接頭界面處生成脆性相[6-8]；固相擴(kuò)散焊雖然能獲得質(zhì)量良好的接頭，但其焊前對(duì)待焊表面質(zhì)量要求較高，且焊接壓力過(guò)大時(shí)易導(dǎo)致工件變形失效.瞬時(shí)液相(transient liquid phase,TLP)擴(kuò)散焊是一種新型的高質(zhì)量連接方法，綜合了釬焊和固相擴(kuò)散焊的優(yōu)勢(shì)[9].TLP 連接過(guò)程中，將含降熔元素(melting point depressant，MPD)的中間層合金放置于兩塊母材之間，當(dāng)溫度升高至連接溫度時(shí)中間層熔化，MPD(B、Si 等)從液態(tài)中間層向母材兩側(cè)發(fā)生擴(kuò)散，MPD 充分?jǐn)U散時(shí)液態(tài)合金發(fā)生等溫凝固.Malekan 等人[10]通過(guò)預(yù)置AMS 4777 中間層開(kāi)展了哈氏合金X 高溫合金的TLP 連接工藝試驗(yàn)，然而在1 070 ℃/5 min 時(shí)由于保溫時(shí)間不足，界面中心線處生成了富Ni 硼化物和二元Ni-Si 共晶相，在擴(kuò)散影響區(qū)形成各種形態(tài)的富(Cr、Mo)的硼化物；延長(zhǎng)保溫時(shí)間至40 min 時(shí)，接頭完成等溫凝固的過(guò)程，并且接頭剪切強(qiáng)度為620 MPa(母材強(qiáng)度的88%).Liu 等人[11]采用Ni-Cr-Co-W-Ta-B 合金作為中間層，研究了連接時(shí)間對(duì)于Mar-M247 鎳基高溫合金TLP 連接界面微觀結(jié)構(gòu)的影響規(guī)律，結(jié)果表明，當(dāng)工藝參數(shù)設(shè)定為1 150 ℃下保溫240 min 時(shí)，界面處可以完成等溫凝固，此時(shí)接頭抗拉強(qiáng)度為443 MPa.通過(guò)現(xiàn)有研究發(fā)現(xiàn)TLP 連接的關(guān)鍵是形成無(wú)共晶相的接頭，優(yōu)化保溫時(shí)間以避免界面中生成脆性化合物，確保等溫凝固區(qū)中形成單一固溶體相，從而提高接頭的性能.

文中采用自制的鎳基中間層(Ni-Cr-Mo-B)對(duì)FGH98 高溫合金進(jìn)行TLP 連接，在不同保溫時(shí)間下對(duì)TLP 擴(kuò)散焊接頭組織形貌和力學(xué)性能進(jìn)行研究.目的是獲得與母材具有相似微觀結(jié)構(gòu)和性能的理想接頭.此外還對(duì)FGH98/Ni-Cr-Mo-B/FGH98 的TLP 擴(kuò)散焊接頭完成等溫凝固所需時(shí)間進(jìn)行預(yù)測(cè)并與試驗(yàn)結(jié)果進(jìn)行比較.

1 試驗(yàn)材料與方法

試驗(yàn)采用鍛造鎳基粉末高溫合金FGH98 作為母材.母材和自制中間層的化學(xué)成分如表1 所示.自制的中間層Ni-Cr-Mo-B 原材料是純度(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為99.99 % Ni 粒，99.90 % Cr 塊，99.95%Mo 絲和B 粒，將原料在電弧熔煉爐中熔煉得到Ni-Cr-Mo-B 合金錠，通過(guò)DSC 測(cè)試分析(如圖1 所示)可知其固相線溫度(Tm)為1 069 ℃，液相線溫度(Tl)為1 080 ℃.通過(guò)線切割得到厚度為300 μm 的中間層，用水磨性砂紙打磨光滑得到厚度為50 μm 的中間層.

圖1 Ni-Cr-Mo-B 合金的DSC 曲線Fig.1 DSC curve of Ni-Cr-Mo-B alloy

將FGH98 合金加工成尺寸為8 mm × 8 mm ×3 mm 和4 mm × 4 mm × 4 mm 的試樣.依次使用400 號(hào)到1 000 號(hào)不等的SiC 砂紙將試樣待焊表面打磨平整，并在乙醇中超聲清洗試樣和中間層15 min 以除去污染物.將中間層放置于兩個(gè)試樣之間，試樣裝配示意圖和剪切夾具示意圖如圖2 所示.將組裝好的樣品放入真空擴(kuò)散焊爐中，并提供一定的壓力確保試樣表面緊密接觸.焊接溫度應(yīng)比中間層液相線高，同時(shí)要比母材熔點(diǎn)低.而FGH98 合金的固液區(qū)間為1 260～ 1 340 ℃，強(qiáng)化相γ′完全固溶溫度為1 160 ℃，中間層液相線溫度為1 080 ℃，綜合考慮選擇試驗(yàn)的連接溫度為1 120 ℃.當(dāng)擴(kuò)散爐內(nèi)真空度抽到6 × 10-3Pa 以下時(shí)，以10 ℃/min 的加熱速率升溫至800 ℃并保溫10 min，再以10 ℃/min 的加熱速率升溫至1 120 ℃并保溫30 min、60 min 和120 min，最后試樣在爐內(nèi)冷卻至室溫后取出，具體的加熱工藝曲線如圖3 所示.使用線切割機(jī)沿垂直連接界面方向切割TLP 連接接頭，將得到的試樣采用400 號(hào)至2000 號(hào)的SiC 砂紙逐級(jí)打磨，并用SiO2拋光液拋光.用JXA-8530F Plus 電子探針?lè)治鼋宇^的微觀結(jié)構(gòu)和元素分布以及觀察其斷裂路徑.采用裝配有能譜儀的Zeiss SUPRA55 型場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察斷口表面形貌.使用萬(wàn)能試驗(yàn)機(jī)(DNS-100)對(duì)接頭的剪切強(qiáng)度進(jìn)行測(cè)試，加載速率為0.5 mm/min.

圖2 TLP 擴(kuò)散連接試樣裝配示意圖和剪切夾具示意圖Fig.2 Schematic diagram of TLP diffusion bonding specimen assembly and shear fixture. (a)specimen assembly;(b) shear fixture

圖3 瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊試驗(yàn)工藝曲線Fig.3 The heating curve of TLP diffusion bonding process

2 結(jié)果與討論

2.1 FGH98 合金TLP 連接界面典型微觀結(jié)構(gòu)

圖4 顯示了在1 120 ℃下連接30 min 的FGH98合金TLP 典型連接界面微觀結(jié)構(gòu).從圖4a 中可以看出，F(xiàn)GH98 連接接頭分為四個(gè)部分：(I)非等溫凝固區(qū)(athermal solidification zone，ASZ)，(II)等溫凝固區(qū)(isothermal solidification zone，ISZ)，(III)擴(kuò)散影響區(qū)(diffusion affected zone，DAZ)，(IV)母材(base metal，BM)[12].相應(yīng)標(biāo)記點(diǎn)的EPMA 成分分析結(jié)果列于表2 中.

圖4 1 120 ℃/30 min 的 FGH98//Ni-Cr-Mo-B/FGH98 TLP 擴(kuò)散連接界面微觀結(jié)構(gòu)Fig.4 Microstructure of FGH98/Ni-Cr-Mo-B/FGH98 TLP diffusion bonding interface at 1 120 ℃ for 30 min.(a) interfacial microstructure;(b) magnification figure of the interfacial microstructure;(c) ASZ;(d) DAZ

表2 圖4 中標(biāo)記點(diǎn)的化學(xué)成分(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 2 Chemical composition of the spots marked in Fig.4

其中，ISZ 是由富Ni 的γ 固溶體組成，晶粒呈晶胞狀向焊縫中心生長(zhǎng)，如圖4b 所示.根據(jù)點(diǎn)C 的化學(xué)成分結(jié)果可知，ISZ 中含有Nb，W，Ti 等元素，而中間層中不含這些元素，說(shuō)明母材在連接過(guò)程中發(fā)生了溶解，合金元素從母材向中間層發(fā)生擴(kuò)散.Asadi 等人[13]在GTD-111 鎳基高溫合金與MBF 30 中間層TLP 連接的試驗(yàn)中也發(fā)現(xiàn)了類似的現(xiàn)象.圖4c 為ASZ 的放大圖，該區(qū)域由 γ-Ni 固溶體(A 相)和富Ni 硼化物(B 相)兩個(gè)不同的相組成.由于保溫時(shí)間較短，降熔元素B 從液態(tài)中間層向兩側(cè)擴(kuò)散的時(shí)間不足，導(dǎo)致B 元素在接頭中心線附近聚集.此外，由于B 在Ni 中溶解度較低，導(dǎo)致B 以硼化物的形式析出[14].在凝固過(guò)程中，富Ni的硼化物和γ-Ni 固溶體形成二元共晶.這與Jamaloei 等人[15]和Arafin 等人[16]發(fā)現(xiàn)的現(xiàn)象一致.保溫時(shí)間不充分的情況下，接頭未完全等溫凝固在接頭中心形成ASZ，因此ASZ 是由中間層不完全凝固形成的具有共晶結(jié)構(gòu)的區(qū)域[17].DAZ 的高倍形貌如圖4d 所示，DAZ 有大量沉淀相析出，區(qū)域中有3 種可區(qū)分的硼化物形態(tài)，分別為晶界帶狀析出物、晶內(nèi)針狀析出物和塊狀相.隨著與焊縫距離增加，晶界帶狀析出物的形態(tài)發(fā)生變化；且在靠近焊縫側(cè)的晶粒尺寸明顯小于遠(yuǎn)離焊縫側(cè)的晶粒尺寸[18].由于晶內(nèi)針狀相尺寸過(guò)小，為了驗(yàn)證定量分析的準(zhǔn)確性，對(duì)該區(qū)域元素進(jìn)行了面掃描分析，分析結(jié)果呈現(xiàn)于圖5 中.晶內(nèi)和晶界的亮白色顆粒相富含Ta，Ti，Nb 和C 元素，推測(cè)其為碳化物MC(TaC，TiC，NbC).晶內(nèi)針狀相主要富集W，Mo和B 元素，故推測(cè)其為富(W，Mo)硼化物.灰色塊狀相(D 點(diǎn))和白色塊狀相(E 點(diǎn))含有較高濃度的Cr，Mo 及B 元素，所以塊狀相可能為富(Mo，Cr)硼化物.根據(jù)元素分布的特點(diǎn)可知，在靠近焊縫側(cè)的擴(kuò)散區(qū)內(nèi)，大量Cr 元素沿晶界分布，故推測(cè)靠近焊縫側(cè)的晶界帶狀析出物(F 點(diǎn))為富(Cr，Mo)硼化物，遠(yuǎn)離焊縫側(cè)的晶界帶狀析出物(G 點(diǎn))為富Cr 硼化物.硼化物因?yàn)榕鹪贜i 中的低溶解度以及Cr，Mo 和W 元素對(duì)B 元素高親和力而析出，同時(shí)Cr，Mo，W 元素含量的差異將導(dǎo)致DAZ 中硼化物的形貌和襯度不同.

圖5 1 120 ℃/30 min 條件下DAZ 中的元素分布Fig.5 Elemental distribution on DAZ at 1 120 ℃ for 30 min.(a) SEI;(b) COMPO;(c) CR;(d) W;(e) Mo;(f) Ni;(g) Ti;(h) Ta;(i) Nb;(j) B;(k) C;(l) Co

2.2 等溫凝固時(shí)間理論計(jì)算

TLP 過(guò)程中隨著保溫時(shí)間的增加，硼元素向母材的擴(kuò)散也增加，導(dǎo)致硼元素在液態(tài)中間層的濃度降低.由于接頭中心線處存在的共晶組織會(huì)對(duì)接頭的力學(xué)性能產(chǎn)生不利影響，因此需要盡可能的消除共晶組織使接頭實(shí)現(xiàn)等溫凝固.在TLP 連接過(guò)程中存在一個(gè)臨界的保溫時(shí)間，超過(guò)該時(shí)間點(diǎn)就能獲得無(wú)共晶組織的接頭，表明保溫時(shí)間充足時(shí)可以獲得無(wú)共晶相的接頭.

在TLP 連接過(guò)程中，溶質(zhì)元素從初始厚度為2w的中間層擴(kuò)散到半無(wú)限固體基體中，基體中的溶質(zhì)分布可以由Fick 第二擴(kuò)散定律的解析式表示為[19]

式中：C(x,t)是溶質(zhì)濃度作為距層間中心距離x和時(shí)間t的函數(shù)，Cm和Co分別為母材和中間層中初始溶質(zhì)濃度，D為溶質(zhì)在母材中的擴(kuò)散系數(shù).當(dāng)完全等溫凝固時(shí)，中間層中降熔元素B 的濃度降低到等于固相線濃度Cs，所以通過(guò)代入C(x,t)=Cs，x=0 到式(1)中得

Gale 等人[20]利用Fick 第二定律創(chuàng)建的模型來(lái)計(jì)算在TLP 連接過(guò)程中的等溫凝固時(shí)間，并發(fā)現(xiàn)實(shí)驗(yàn)值與預(yù)測(cè)值吻合.

Arafin 等人[16]將B 元素?cái)U(kuò)散進(jìn)基體的濃度變化應(yīng)用到方程(2)中，簡(jiǎn)化后等溫凝固完成時(shí)間滿足下述公式，即

根據(jù)Arrhenius 方程[21]，可以計(jì)算硼元素在FGH98 合金中的擴(kuò)散系數(shù)D，即

式中：Q為擴(kuò)散激活能，T為熱力學(xué)溫度，R為摩爾氣體常數(shù)，D0為擴(kuò)散常數(shù).目前硼元素在粉末高溫合金中的擴(kuò)散常數(shù)和擴(kuò)散激活能在現(xiàn)有文獻(xiàn)中沒(méi)有找到相關(guān)數(shù)據(jù)，所以選擇參考硼在其他高溫合金中的數(shù)據(jù)來(lái)進(jìn)行計(jì)算.等溫凝固階段硼在Inconel738 鎳基高溫合金中的擴(kuò)散激活能Q為211 kJ/mol，擴(kuò)散常數(shù)D0為1.44 × 10-2m2/s[22]，將上述數(shù)值代入公式(4)中，算出在1 120 ℃下硼元素在FGH98 合金中的擴(kuò)散系數(shù)D為1.76 ×10-10m2/s.

中間層中硼元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為3.73 %，故C0(原子分?jǐn)?shù))為17.24%；Cm(原子分?jǐn)?shù))約為0%；Cs(原子分?jǐn)?shù))為0.3%[23]；當(dāng)中間層厚度為50 μm 時(shí)，w為25 μm，帶入公式(3)中，計(jì)算出完成等溫凝固時(shí)間為62 min.

2.3 保溫時(shí)間對(duì)TLP 連接接頭顯微組織的影響

在擴(kuò)散連接過(guò)程中，保溫時(shí)間的長(zhǎng)短影響元素的擴(kuò)散量.為了研究保溫時(shí)間對(duì)TLP 連接接頭微觀組織的影響，在一定溫度下對(duì)不同的保溫時(shí)間進(jìn)行TLP 連接.圖6 顯示了在1 120 ℃下保溫30、60、120 min 的界面微觀結(jié)構(gòu).當(dāng)保溫時(shí)間為30 min 時(shí)，由于保溫時(shí)間不充分導(dǎo)致在接頭中心線出現(xiàn)連續(xù)的共晶化合物如圖6a 所示.將保溫時(shí)間增加到60 min，ASZ 中共晶成分大量減少，僅沿晶界處發(fā)現(xiàn)少量的共晶相，等溫凝固區(qū)和擴(kuò)散區(qū)的寬度增加，接頭未完成等溫凝固如圖6b 所示.保溫時(shí)間延長(zhǎng)至120 min 時(shí)，中心處共晶相消失，接頭完成等溫凝固的過(guò)程，得到無(wú)共晶接頭如圖6c 所示.實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明，保溫時(shí)間為60 min 時(shí)接頭未完成等溫凝固，在接頭中心處存在極少量共晶相，實(shí)驗(yàn)結(jié)果與上述預(yù)測(cè)值之間存在偏差.

圖6 1 120 ℃不同保溫時(shí)間接頭界面組織和擴(kuò)散區(qū)放大圖譜Fig.6 Interfacial microstructure of joints and magnified morphologies of DAZ at 1 120 ℃ for different time.(a) 30 min;(b) 60 min;(c) 120 min;(d) a1 zone;(e) b1 zone;(f) c1 zone

各保溫時(shí)間ISZ 成分點(diǎn)列于表3 中，根據(jù)C、H、I 三點(diǎn)的成分分析可知，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，Cr，Mo，W 和Co 等合金元素由母材兩側(cè)向中間層擴(kuò)散的越來(lái)越充分，接頭均勻化程度更高.如圖6d～ 圖6f 所示隨著保溫時(shí)間增加，DAZ 中析出物形貌發(fā)生變化.晶內(nèi)針狀硼化物析出物數(shù)量減少，塊狀、帶狀硼化物析出數(shù)量增加，密度減少.因?yàn)榕鹪財(cái)U(kuò)散到母材的距離增加，導(dǎo)致DAZ 寬度增加，DAZ 硼化物的析出范圍變大，硼化物析出密度減少.120 min 時(shí)DAZ 中塊狀析出物數(shù)量最多，擴(kuò)散區(qū)距ISZ 近處硼化物分布密集且細(xì)小，距離遠(yuǎn)(近母材)時(shí)硼化物分布密集程度較小且較粗大.增加保溫時(shí)間可以減少DAZ 中硼化物沉淀的體積分?jǐn)?shù).

表3 圖6 中標(biāo)記點(diǎn)的化學(xué)成分(原子分?jǐn)?shù)，%)Table 3 Chemical composition of the points marked in Fig.6

2.4 力學(xué)性能及斷口分析

圖7 為保溫時(shí)間對(duì)TLP 連接接頭剪切強(qiáng)度的影響，從圖7 中可看出，隨著保溫時(shí)間的增加，剪切強(qiáng)度有升高的趨勢(shì).保溫時(shí)間為120 min 時(shí)達(dá)到峰值724 MPa.在1 120 ℃下保溫時(shí)間30 min 時(shí)，接頭未完成等溫凝固，中心線處存在脆性共晶相，而脆性相易成為裂紋擴(kuò)展的開(kāi)端，降低接頭的剪切強(qiáng)度，此時(shí)接頭剪切強(qiáng)度僅為406 MPa.當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至60 min 時(shí)，接頭未完成等溫凝固的過(guò)程，中心線共晶相成分大量減少，剪切強(qiáng)度提高到661 MPa.當(dāng)保溫120 min 時(shí)，中心處脆性相完全消失，接頭完成等溫凝固，焊縫組織由鎳基固溶體組成，接頭剪切強(qiáng)度從661 MPa 提升到724 MPa.同時(shí)隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，母材中的合金元素(Cr，Mo，Co 等)充分?jǐn)U散導(dǎo)致接頭DAZ 中硼化物分布更均勻，從而提高了接頭的力學(xué)性能.剪切強(qiáng)度隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而增加，在相關(guān)文獻(xiàn)也有類似的報(bào)道[24-26].

圖7 1 120 ℃下不同連接時(shí)間接頭的剪切強(qiáng)度Fig.7 Shear strength of joints bonded for different time at 1 120 ℃

圖8 為1 120 ℃時(shí)各保溫時(shí)間TLP 連接接頭的斷裂路徑和斷口形貌.當(dāng)保溫時(shí)間為30 min 時(shí)，由圖8a 可知接頭斷裂發(fā)生在中心線附近，沿著共晶相發(fā)生斷裂.圖8d 和圖8g 為30 min 時(shí)接頭斷裂形貌，發(fā)現(xiàn)斷裂位置存在解理面和微裂紋，該形貌表現(xiàn)為典型的解理特征.同時(shí)在斷口表面還觀察到一些微小韌窩，因此斷口呈現(xiàn)出脆性斷裂和韌性斷裂組成的混合斷裂模式，對(duì)應(yīng)較低的剪切強(qiáng)度，裂紋沿ASZ 中連續(xù)分布的共晶相進(jìn)行擴(kuò)展.

圖8 接頭斷裂路徑及斷口形貌Fig.8 Fracture path and fracture morphology of joints.(a) fracture path at 30 min;(b) fracture path at 60 min;(c)fracture path at 120 min;(d) fracture morphology at 30 min;(e) fracture morphology at 60 min;(f) fracture morphology at 120 min;(g) g zone;(h) h zone;(i) i zone

從圖8b 圖8e 圖8h 可以看出，保溫60 min 時(shí)接頭斷裂穿過(guò)擴(kuò)散影響區(qū)，斷面上存在很多小韌窩，該斷口表面呈韌性斷裂，具有較高剪切強(qiáng)度.當(dāng)保溫120 min 時(shí)，如圖8c 圖8f 圖8i 所示裂紋由擴(kuò)散影響區(qū)進(jìn)行擴(kuò)展，斷口有較大韌窩，并且在韌窩中觀察到一些粒子，呈現(xiàn)典型韌窩特征的韌性斷裂.ISZ 中脆性共晶相的消除和合金元素的濃度增加導(dǎo)致從脆性斷裂到韌性斷裂的轉(zhuǎn)變.完成等溫凝固的接頭中，DAZ 中的脆性硼化物易成為裂紋擴(kuò)展的起始位置.

3 結(jié)論

(1)FGH98 合金TLP 典型微觀結(jié)構(gòu)由ISZ，ASZ，DAZ 以 及BM 四部分組成.ISZ 主要為γ-Ni 固溶體；ASZ 由富Ni 硼化物和γ-Ni 固溶體構(gòu)成；DAZ 主要含有富(Cr，Mo)硼化物、富Cr 的硼化物和富(W，Mo)硼化物.

(2)隨著保溫時(shí)間的增加，ASZ 中共晶成分減少，DAZ 寬度增加，在120 min 時(shí)完成等溫凝固獲得無(wú)共晶相的接頭.DAZ 中硼化物密度也隨保溫時(shí)間增加而降低.而且預(yù)測(cè)在1 120 ℃下接頭完成等溫凝固所需62 min，與實(shí)際等溫凝固略有偏差.

(3)延長(zhǎng)保溫時(shí)間，接頭剪切強(qiáng)度逐漸升高.在120 min 時(shí)接頭最大剪切強(qiáng)度為724 MPa，接頭斷裂模式為韌性斷裂.