采用BNi-5 釬料釬焊K417G 高溫合金的界面組織和力學(xué)性能

周標(biāo)，王浩，任新宇，邱嘉玉，潘暉

(中國航發(fā)北京航空材料研究院，北京 100095)

0 前言

高溫合金是以鐵、鎳或鈷為基體，加入多種合金強化元素，在650 ℃以上的高溫環(huán)境下能夠承受較為極端的應(yīng)力并且實現(xiàn)長期服役的一類合金[1-3]。其中，K417G 鎳基高溫合金是一種典型的沉淀強化型合金，具有良好的組織穩(wěn)定性和優(yōu)異的高溫力學(xué)性能，廣泛應(yīng)用于航空發(fā)動機和燃?xì)廨啓C等熱端部件的制造中[4]。

釬焊技術(shù)在發(fā)動機熱端部件的研制中發(fā)揮了重要作用[5-6]。針對鎳基高溫合金的釬焊連接，通常采用鎳基和鈷基高溫釬料[7]。孫元等學(xué)者[8]采用一種含B，Si 的鎳基合金釬料釬焊CMSX-4 單晶高溫合金，對降熔元素B 和Si 的擴散機制及接頭形成機理進行了研究，結(jié)果表明：不同間隙焊縫的微觀組織相似，相組成相同；釬焊過程中B 元素集中分布于焊縫中心區(qū)，形成脆性硼化物相M3B2；Si 元素不僅在焊縫中心區(qū)形成鎳硅化合物相，也向母材中擴散，在近焊縫區(qū)形成含Si 元素的鎳基固溶體。Li 等學(xué)者[9]采用Ni-Co-Cr-Al-Zr-B 體系釬料研究了K417G 合金大間隙釬焊行為，結(jié)果表明：接頭中生成γ+γ′基體相，并觀察到B 元素偏析，形成細(xì)小的M3B2顆粒狀硼化物。

采用BNi-5 釬料在1160 ℃不同保溫時間下，對K417G 合金進行了釬焊連接研究，分析了接頭物相和界面組織演變規(guī)律，并對接頭950 ℃高溫拉伸性能進行了測試。

1 試驗方法

試驗用鑄態(tài)母材K417G 高溫合金的化學(xué)成分見表1。K417G 的組成相為γ 固溶體、γ′相、MC、M23C6碳化物、M3B2硼化物和微量的Y 相，合金鑄態(tài)下使用，γ′相的回溶溫度約為1250 ℃。鑄態(tài)母材950 ℃典型抗拉強度為625 MPa[4]。

表1 K417G 高溫合金成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

選用的釬料為BNi-5，BNi-5 釬料化學(xué)成分見表2，以Si 元素作為降熔元素，其熔化溫度區(qū)間為1080～1135 ℃。采用對接接頭開展了真空釬焊試驗，試樣尺寸為24 mm × 14 mm × 2 mm，焊前預(yù)置0.05 mm 間隙。裝配完成后，在1160 ℃溫度下開展了15 min，30 min，60 min 不同保溫時間下的釬焊試驗，釬焊過程中保持真空度優(yōu)于5 × 10-2Pa。

表2 BNi-5 釬料化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%）

焊后加工成板狀試樣測試接頭950 ℃高溫拉伸性能，如圖1 所示。隨爐焊接并制備金相試樣，采用掃描電鏡和EDS 能譜儀對接頭微觀組織和物相成分進行了分析。

圖1 釬焊接頭高溫拉伸試樣

2 結(jié)果與分析

2.1 釬焊接頭典型微觀組織

采用BNi-5 釬料在1160 ℃保溫15 min 釬焊條件下獲得的釬焊接頭微觀組織如圖2 所示。中心虛線標(biāo)注區(qū)域為釬縫，兩側(cè)為K417G 合金母材。圖2a 為接頭低倍整體形貌，可以看到釬縫致密無缺陷。結(jié)合圖2b 為釬縫局部放大分析結(jié)果，可觀察到釬縫內(nèi)部物相分布較為均勻。圖2b 中各微區(qū)的能譜分析結(jié)果見表3。微區(qū)1 為母材，由γ+γ′兩相組成。微區(qū)2和微區(qū)8 中元素Ti 含量高達73.67%～74.72%（原子分?jǐn)?shù)，下同），推測其為基體中的富Ti 碳化物相[10]。微區(qū)3 和微區(qū)7 為近縫區(qū)，同樣由γ+γ′兩相組成。對比母材，由于釬焊過程中的界面反應(yīng)和元素擴散，該區(qū)域的Si 元素含量顯著高于基體的微區(qū)1 位置。在釬縫中心，微區(qū)4 主要由元素Ni，Cr，Si，Al 元素組成，推測其為釬縫中的富Si 的γ+γ′兩相區(qū)。由于釬料中不含Al 元素，與母材和近縫區(qū)相比，Al 元素含量較低，僅為7.1%。微區(qū)5 和微區(qū)6 中主要包含Ni，Cr，Si等元素，結(jié)合二元相圖，推測其為(Ni,Cr)3Si 化合物相[11]。在更高放大倍數(shù)下，對釬縫和釬縫與母材界面處的微觀組織做進一步分析，結(jié)果如圖3 所示。圖3a為釬縫中心微觀組織，其微觀組織組成為γ/γ′相基體中分布有骨骼狀分布的硅化物相，寬度約為3 μm。釬縫與母材界面局部區(qū)域微觀組織分析如圖3b 所示，界面處冶金結(jié)合良好、未見缺陷，母材γ′相立方化組織保持良好，γ+γ′相基體上分布有黑色TiC 相，與母材初始鑄態(tài)組織保持一致。

圖2 1160 ℃ × 15 min 釬焊接頭微觀組織

圖3 圖2b 中釬縫中心和釬縫與母材界面局部組織

表3 圖2b 中釬焊接頭區(qū)域各微區(qū)能譜分析結(jié)果

2.2 不同保溫時間下接頭組織演變和力學(xué)性能

為進一步研究不同保溫時間對接頭微觀組織和界面演變規(guī)律的影響，分別開展了1160 ℃保溫15 min，30 min 和60 min 的釬焊試驗，對應(yīng)的接頭微觀組織分析結(jié)果和元素面分布情況如圖4 所示。

圖4 1160 ℃保溫15 min，30 min，60 min 接頭組織及面分布情況

1160 ℃保溫15 min 條件下的接頭元素面分布情況如圖4b 所示。由于K417G 合金和BNi-5 釬料均為Ni 基合金，元素Ni 在母材和釬縫中均勻分布。在釬焊過程中，發(fā)生了較為明顯的界面反應(yīng)和元素相互擴散，母材中的Co 元素和Al 元素向釬縫中發(fā)生了一定程度擴散，同時釬料中的Si 和Cr 也向母材進行了擴散。Ti 元素則富集于碳化物相中，并部分?jǐn)U散進入釬縫中心的硅化物相中。

當(dāng)保溫時間從15 min 延長至30 min 時（圖4a 和圖4c），界面反應(yīng)和元素擴散更為充分，釬縫寬度相應(yīng)由75 μm 增加至148 μm，界面處逐漸變得彎曲，說明釬料對母材產(chǎn)生一定熔蝕作用。結(jié)合元素面分布情況可以看出，元素分布更為均勻，同時碳化物相呈細(xì)化趨勢。值得指出的是，Si 元素的分布不再集中于釬縫中心，隨著保溫時間的延長和擴散反應(yīng)更為充分，接頭中的硅化物相逐漸呈網(wǎng)格狀分布，元素Ti的分布也呈現(xiàn)類似規(guī)律。

隨著保溫時間進一步延長到60 min（圖4e），釬縫與母材之間發(fā)生了更為強烈的元素互擴散行為。釬縫的寬度進一步增加至約189 μm。元素Si 部分?jǐn)U散進入母材區(qū)域，向母材的熔蝕作用更為明顯[12]，同時硅化物相的尺寸得到一定細(xì)化。

對不同工藝參數(shù)下獲得的釬焊接頭高溫力學(xué)性能進行了測試，結(jié)果如圖5 所示。在950 ℃條件下，保溫15 min 和30 min 的接頭平均抗拉強度較為接近，分別為410 MPa 和412 MPa。隨著保溫時間延長，元素分布更為均勻且硅化物相呈分散狀，不同試樣的接頭高溫拉伸性能測試值分散性較小。當(dāng)保溫時間進一步延長至60 min 時，接頭抗拉強度略有降低，平均值為388 MPa，推測這是由于釬料向母材發(fā)生了一定熔蝕作用所導(dǎo)致的。

圖5 不同保溫時間下釬焊接頭高溫拉伸性能

3 結(jié)論

(1) 采用BNi-5 釬料，在1160 ℃不同保溫時間下對K417G 合金進行了釬焊連接，接頭物相主要由γ +γ′相、富Ti 碳化物相和(Ni,Cr)3Si 相等物相組成。

(2) 隨著保溫時間的進一步延長，元素擴散更為充分，接頭硅化物相分布呈分散趨勢，尺寸得到細(xì)化。

(3) 1160 ℃ × 30 min 條件下獲得的接頭950 ℃平均抗拉強度為412 MPa。