趙海生， 潘 暉， 張學(xué)軍， 劉永超

(北京航空材料研究院， 北京 100095)

保溫時(shí)間對(duì)K452高溫合金釬焊接頭組織與性能的影響

趙海生， 潘 暉， 張學(xué)軍， 劉永超

(北京航空材料研究院， 北京 100095)

采用鈷基釬料及鎳基合金粉料，分別在1170℃保溫10min、60min和120min的釬焊工藝下，對(duì)K452鎳基鑄造高溫合金進(jìn)行真空釬焊實(shí)驗(yàn)，通過(guò)掃描電鏡和能譜分析儀進(jìn)行了接頭顯微組織觀察與物相分析，并測(cè)試釬焊接頭的高溫力學(xué)性能。結(jié)果表明：在保溫60min的工藝規(guī)范下，界面實(shí)現(xiàn)較好的結(jié)合，釬縫內(nèi)部孔洞缺陷較少，釬縫組織均勻，有利于釬焊接頭性能的提高；在更長(zhǎng)的保溫時(shí)間120min下，釬縫內(nèi)部又有蝕孔缺陷形成，且較多的白色塊狀化合物在合金粉顆粒間聚集長(zhǎng)大，但界面結(jié)合良好，釬焊接頭性能較高，900℃抗拉強(qiáng)度達(dá)到400MPa，900℃/100MPa持久壽命為141h55min。

K452高溫合金；鈷基釬料；鎳基合金粉；微觀組織；拉伸性能

K452鎳基鑄造高溫合金是一種高鉻合金，具有優(yōu)異的抗熱腐蝕性能，用于制造船用燃?xì)廨啓C(jī)和工業(yè)重型燃?xì)廨啓C(jī)的導(dǎo)向葉片[1,2]。

與航空發(fā)動(dòng)機(jī)一樣，要實(shí)現(xiàn)燃機(jī)的大容量、高效率、高性能，提高渦輪前進(jìn)口溫度是最重要的發(fā)展途徑之一，渦輪前進(jìn)口溫度已由發(fā)展初期的600～700℃增至1500℃，定向凝固及單晶技術(shù)已用于燃?xì)廨啓C(jī)渦輪葉片的制作，此外燃?xì)廨啓C(jī)工作環(huán)境惡劣，葉片尺寸大，因此制作難度大，成品率低，急需鑄件缺陷修復(fù)技術(shù)。現(xiàn)大量在役燃?xì)廨啓C(jī)陸續(xù)進(jìn)入維修階段，失效葉片換新成本高、換新周期長(zhǎng)，實(shí)現(xiàn)對(duì)其修復(fù)，不但能夠降低換新成本和縮短換新周期，還能節(jié)約大量貴金屬資源。

燃?xì)廨啓C(jī)葉片的修復(fù)方法主要采用熔焊和釬焊的方法。熔焊修復(fù)是應(yīng)用比較廣泛的一類(lèi)修復(fù)方法，氬弧焊[3]、等離子電弧焊、激光焊[4]、微弧火花焊[5,6]等均屬于此類(lèi)。這類(lèi)方法一般用于鋁鈦含量低的鎳基高溫合金及鐵基合金，而對(duì)于Al+Ti含量較高的焊接性差的材料，焊接過(guò)程即產(chǎn)生焊縫熱裂紋和熱影響區(qū)液化裂紋[7～9]。

釬焊修復(fù)技術(shù)在20世紀(jì)70年代首先被英國(guó)歐洲航空公司(BEA)的C.J.Baker應(yīng)用于發(fā)動(dòng)機(jī)部件的修復(fù)，并取得了成功，隨后又相繼發(fā)展了真空釬涂技術(shù)、活化擴(kuò)散愈合法(ADH)、活性擴(kuò)散釬焊(ABD)[10]、瞬時(shí)液相擴(kuò)散焊(TLP)[11,12]、大間隙釬焊[13～15]等，且均已成功應(yīng)用于某些渦輪發(fā)動(dòng)機(jī)零部件的修復(fù)。

釬焊修復(fù)技術(shù)為整體加熱，零件變形小，可克服熔焊工藝的局部加熱易引起不均勻熱收縮的不足，一次釬焊可同時(shí)修復(fù)多條裂紋、多個(gè)葉片，生產(chǎn)效率高。目前國(guó)際上常用于高溫合金材料細(xì)小裂紋的修復(fù)與尺寸不足的再制造。

本工作針對(duì)某燃?xì)廨啓C(jī)渦輪導(dǎo)向葉片用K452高溫合金開(kāi)展真空釬焊保溫時(shí)間對(duì)K452釬焊接頭組織與性能影響的研究，為燃?xì)廨啓C(jī)渦輪導(dǎo)向葉片鑄造缺陷及服役后產(chǎn)生裂紋、燒蝕等缺陷的修復(fù)提供科研參考和技術(shù)儲(chǔ)備。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)用K452鎳基鑄造高溫合金是一種高鉻合金，具有優(yōu)異的抗熱腐蝕性能，其化學(xué)成分見(jiàn)表1，技術(shù)指標(biāo)要求900℃/200MPa持久壽命不低于50h，900℃高溫抗拉強(qiáng)度451MPa。實(shí)驗(yàn)用填料為-150～+300目鎳基合金粉，釬料為Co-Ni-Cr系釬料，并含有少量W及降熔元素Si和B，釬焊溫度1170℃，保溫時(shí)間分別為10min，60min和120min。

根據(jù)葉片實(shí)際缺陷類(lèi)型和一般情況，選擇45°坡口對(duì)接形式的試樣。為了便于實(shí)驗(yàn)，焊前采用電火花線切割機(jī)床將母材切成兩種尺寸的試樣，分別用于組織觀察和力學(xué)性能測(cè)試，如圖1所示，對(duì)待焊表面進(jìn)行機(jī)械清理、砂紙打磨，直至露出清潔表面，并用丙酮清洗。在適宜的釬焊規(guī)范下，采用ZKH-1型真空擴(kuò)散焊爐對(duì)組織和性能試樣進(jìn)行真空釬焊連接，釬焊時(shí)的熱態(tài)真空壓強(qiáng)不高于5×10-2Pa。采用JSM-5600LV掃描電鏡和INCA350X射線能譜儀對(duì)圖1a中組織試樣截面進(jìn)行微觀組織觀察及物相分析。焊后對(duì)圖1b試樣進(jìn)行機(jī)械加工，至圖2所示形式進(jìn)行900℃高溫拉伸強(qiáng)度測(cè)試和900℃/100MPa高溫持久壽命測(cè)試。

圖1 組織和性能釬焊試樣示意圖 (a)組織觀察試樣；(b)性能測(cè)試試樣Fig.1 Brazing specimens for microstructure observation (a) and mechanical property testing (b)

圖2 性能測(cè)試試樣Fig.2 Specimen for mechanical property testing

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 接頭微觀組織演變

由圖3可見(jiàn)，在1170℃/10min的釬焊工藝規(guī)范下，釬縫內(nèi)有較多尺寸較大的孔洞，可能原因是保溫時(shí)間較短，釬料流動(dòng)不足，合金粉顆粒間的間隙無(wú)法完全填充。且釬縫與母材界面處反應(yīng)程度不夠，結(jié)合較弱，局部出現(xiàn)未焊合現(xiàn)象。釬焊接頭主要由母材、反應(yīng)擴(kuò)散區(qū)、釬縫組成。由于母材與填料之間的溶解、擴(kuò)散反應(yīng)不充分，致使擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)較窄，且與母材組織無(wú)明顯的過(guò)渡層，因此母材與填料界面處存在組織突變，界面結(jié)合弱，為接頭薄弱環(huán)節(jié)。

釬縫主要由高熔點(diǎn)合金粉顆粒和顆粒間的釬料組織構(gòu)成。由于保溫時(shí)間較短，合金粉顆粒保持著清晰的球狀輪廓，合金粉顆粒內(nèi)部彌散分布著較多的灰色細(xì)小顆粒相。合金粉顆粒間則主要為釬料組織，鈷基固溶體和白色小塊狀化合物。

圖3 1170℃/10min釬焊接頭微觀組織 (a)接頭形貌；(b)釬縫/母材界面；(c)釬縫中心Fig.3 Microstructure of the joint brazed at 1170℃ for 10min (a)the whole joint； (b)interface of brazing seam and base metal；(c)brazing seam center

將保溫時(shí)間延長(zhǎng)至60min，接頭形貌如圖4所示，釬縫內(nèi)孔洞缺陷明顯減少，且尺寸也相對(duì)較小。釬焊接頭同樣由母材、擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)、釬縫組成。釬縫同樣由合金粉顆粒和顆粒間的釬料組織組成。當(dāng)保溫時(shí)間較長(zhǎng)時(shí)，釬料與母材及合金粉顆粒之間擴(kuò)散、溶解反應(yīng)相對(duì)更充分，合金粉顆粒輪廓變得模糊，合金粉內(nèi)的細(xì)小顆粒數(shù)量減少、但有聚集長(zhǎng)大傾向，釬料組織白色小塊狀化合物數(shù)量較少，釬縫組織相對(duì)均勻，有利于釬焊接頭綜合性能的提高。母材與釬縫界面結(jié)合良好，未發(fā)現(xiàn)未焊合缺陷，但界面兩側(cè)組織差異較大，未能實(shí)現(xiàn)均勻連續(xù)的過(guò)渡組織，仍為釬焊接頭的薄弱環(huán)節(jié)。

當(dāng)保溫120min時(shí)，釬縫內(nèi)部同樣存在孔洞缺陷，但分布較均勻，見(jiàn)圖5。釬焊接頭也是由母材、擴(kuò)散反應(yīng)區(qū)、釬縫三部分組成。此時(shí)釬縫組織內(nèi)合金粉顆粒輪廓已不明顯，合金粉顆粒與釬料組織之間反應(yīng)更充分，合金粉顆粒內(nèi)部灰白色小顆粒明顯減少，但尺寸相對(duì)較大，并且較多的白色塊狀化合物在合金粉顆粒間即釬料組織內(nèi)聚集析出，尺寸相對(duì)較大，這對(duì)接頭性能也是不利的。母材與釬縫界面結(jié)合良好，界面反應(yīng)更充分，促進(jìn)界面過(guò)渡組織的形成，有利于接頭性能的提高。

圖4 1170℃/60min釬焊接頭微觀組織 (a)接頭形貌；(b)釬縫/母材界面；(c)釬縫中心Fig.4 Microstructure of the joint brazed at 1170℃ for 60min (a)the whole joint； (b)interface of brazing seam and base metal；(c)brazing seam center

圖5 1170℃/120min釬焊接頭微觀組織 (a)接頭形貌；(b)釬縫/母材界面；(c)釬縫中心Fig.5 Microstructure of the joint brazed at 1170℃ for 120min (a)the whole joint； (b)interface of brazing seam and base metal；(c)brazing seam center

由于合金粉在1170℃的釬焊溫度下保持固態(tài)，不但作為骨架填充間隙、形成毛細(xì)，而且顯著增加形核面積，且粉間間隙小，釬焊后冷卻時(shí)初生固溶體無(wú)足夠空間發(fā)展為枝狀，成分偏析小，有利于消除或生成斷續(xù)分布的小塊狀化合物相，使得釬縫組織得到明顯改善，從而提高接頭性能[14]。但由于釬焊所需合金粉量較多，釬料相對(duì)不足，液態(tài)釬料無(wú)法填滿合金粉顆粒間隙，同時(shí)在釬焊后冷卻過(guò)程中產(chǎn)生凝固收縮，使得釬縫中存在少量孔洞。合金粉顆粒內(nèi)部在高溫下也會(huì)產(chǎn)生縮孔缺陷?？锥吹拇嬖趯⒃谝欢ǔ潭壬辖档徒宇^的使用性能。

因此，以上三種規(guī)范下，較短的保溫時(shí)間不能使界面形成良好的結(jié)合，釬料與母材及合金粉顆粒未能實(shí)現(xiàn)充分反應(yīng)，結(jié)合較弱，且釬縫內(nèi)部孔洞缺陷多；在1170℃保溫60min的工藝規(guī)范下，界面實(shí)現(xiàn)良好的結(jié)合，釬縫內(nèi)部孔洞缺陷變少，釬縫組織均勻，有利于釬焊接頭性能的提高；在更長(zhǎng)的保溫時(shí)間下，釬縫內(nèi)部孔洞缺陷分布較均勻，且較多的白色塊狀化合物在合金粉顆粒間聚集長(zhǎng)大，但界面形成良好的過(guò)渡組織，有利于接頭性能的提高。

2.2 釬焊接頭物相分析

圖6所示為K452高溫合金45°坡口釬焊試樣典型接頭背散射照片，釬縫內(nèi)合金粉顆粒內(nèi)部及顆粒間均以固溶體為主，合金粉顆粒間分布著少量的白色小塊狀化合物(圖6a中1處)，合金粉顆粒內(nèi)存在較多的灰色和灰白色顆粒短棒狀化合物相，分別見(jiàn)圖6b中2和3處。為了進(jìn)一步判斷釬縫組織物相組成，對(duì)合金粉顆粒間和合金粉顆粒內(nèi)固溶體基體(4和5處)及三種典型物相進(jìn)行能譜分析，分析結(jié)果如表2所示。合金粉顆粒間的白色小塊應(yīng)為富W，Cr的硼化物[13]，合金粉顆粒內(nèi)灰色顆粒也為富W硼化物，但含有較多的Cr元素，而白色顆粒含有更多的W元素，應(yīng)為“MC”型碳化物[14,16]。而合金粉顆粒間及顆粒內(nèi)部的固溶體基體均為Ni-Co基固溶體，并溶解一定量的Cr，Al，Si和Ti等元素。

圖6 K452高溫合金45°坡口典型接頭組織背散射照片 (a)釬縫/母材界面；(b)釬縫中心Fig.6 BEIs of typical 45°groove K452 brazed joint (a)interface of brazing seam and base metal；(b)brazing seam center

表2 釬縫內(nèi)典型化合物能譜分析結(jié)果

2.3 接頭力學(xué)性能測(cè)試

根據(jù)母材合金應(yīng)用情況和測(cè)試標(biāo)準(zhǔn)，對(duì)三種規(guī)范下的釬焊接頭進(jìn)行900℃高溫抗拉強(qiáng)度測(cè)試，測(cè)試結(jié)果如圖7所示。在1170℃/10min釬焊規(guī)范下，保溫時(shí)間較短，釬料與母材作用不充分，無(wú)法形成良好的結(jié)合，接頭高溫抗拉強(qiáng)度測(cè)試值分散，平均值為315MPa，僅為母材性能(900℃，451MPa)的70%。在1170℃/60min釬焊規(guī)范下，較長(zhǎng)時(shí)間的保溫使得液態(tài)釬料與母材作用充分，界面結(jié)合良好，有利于提高接頭強(qiáng)度，接頭強(qiáng)度值比較均勻，平均強(qiáng)度400MPa，達(dá)到母材性能的89%。在更長(zhǎng)的保溫時(shí)間下，高溫抗拉強(qiáng)度與1170℃/60min規(guī)范下接頭性能相當(dāng)，平均值同樣為400MPa，但強(qiáng)度值更均勻。這結(jié)果也是與前述組織分析相吻合的。

根據(jù)前述組織分析和高溫抗拉強(qiáng)度測(cè)試結(jié)果，較短的保溫時(shí)間不足以形成良好的接頭組織，高溫抗拉強(qiáng)度不高且分散性大。因此，后續(xù)僅測(cè)試了1170℃/60min和1170℃/120min釬焊規(guī)范下接頭的高溫持久壽命。1170℃/60min 的規(guī)范下，釬焊接頭900℃/100MPa持久壽命測(cè)試值同樣較分散，平均值達(dá)到133h/37min；1170℃/120min規(guī)范下，接頭持久壽命平均值達(dá)到141h/55min，為本實(shí)驗(yàn)達(dá)到的最高值，測(cè)試結(jié)果見(jiàn)圖8。

圖7 不同保溫時(shí)間下釬焊接頭900℃抗拉強(qiáng)度測(cè)試結(jié)果Fig.7 900℃ tensile strength testing results of brazed joints under different holding-time at 1170℃

圖8 兩種保溫時(shí)間下釬焊接頭900℃/100MPa持久壽命測(cè)試結(jié)果Fig.8 900℃/100MPa creep rapture life testing results of brazed joints under two holding-time at 1170℃

圖9 典型試樣斷裂位置Fig.9 Fracture position of specimen

采用合金粉填充接頭間隙的方式，獲得均勻、細(xì)小的固溶體組織，顆粒狀或小塊狀化合物彌散分布強(qiáng)化接頭性能，因此高溫抗拉強(qiáng)度和高溫持久性能均獲得較好的結(jié)果。但根據(jù)前述微觀組織分析，坡口結(jié)合面兩側(cè)存在明顯的組織突變，為釬焊接頭的薄弱環(huán)節(jié)，所有性能測(cè)試試樣均斷于一側(cè)坡口結(jié)合面處，斷口較平整，典型試樣斷裂位置如圖9所示。可見(jiàn)，釬縫內(nèi)的微小孔洞對(duì)于接頭性能的影響不是最主要的。釬縫與母材界面結(jié)合質(zhì)量才是影響K452合金釬焊接頭性能的關(guān)鍵因素。

3 結(jié)論

(1)采用鎳基合金粉和Co-Cr-Ni系鈷基釬料對(duì)K452高溫合金45°坡口對(duì)接試樣進(jìn)行真空釬焊工藝實(shí)驗(yàn)，釬焊接頭界面結(jié)合良好，釬縫組織主要以固溶體為主，小塊狀白色富W硼化物分布于合金粉顆粒間，細(xì)小顆粒狀灰色富W，Cr的硼化物和白色富W碳化物彌散分布于合金粉顆粒內(nèi)部。

(2)較短的保溫時(shí)間不能使界面形成良好的結(jié)合，釬縫內(nèi)部孔洞缺陷多；當(dāng)保溫時(shí)間延長(zhǎng)至60min，界面實(shí)現(xiàn)良好的結(jié)合，釬縫內(nèi)部孔洞缺陷最少，釬縫組織均勻；在更長(zhǎng)的保溫時(shí)間下，釬縫內(nèi)部又有蝕孔缺陷形成，且較多的白色塊狀化合物在合金粉顆粒間聚集長(zhǎng)大，但界面形成良好的過(guò)渡組織，有利于接頭性能的提高。

(3)在1170℃/10min釬焊規(guī)范下，釬焊接頭900℃抗拉強(qiáng)度為315MPa，隨保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，900℃抗拉強(qiáng)度升高，在1170℃/60min和1170℃/120min釬焊規(guī)范下均達(dá)到400MPa，達(dá)到母材標(biāo)準(zhǔn)的89%；1170℃/60min釬焊接頭900℃/100MPa持久壽命133h37min， 1170℃/120min釬焊接頭持久壽命最高，為141h55min，界面結(jié)合質(zhì)量決定了接頭的力學(xué)性能。

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Effect of Holding Time on Microstructure and MechanicalProperties of K452 Superalloy Brazed Joints

ZHAO Hai-sheng, PAN Hui, ZHANG Xue-jun, LIU Yong-chao

(Beijing Institute of Aeronautical Materials, Beijing 100095, China)

Vacuum brazing of K452 superalloy was performed with cobalt-base filler metal and nickel-base superalloy powder under brazing conditions of 1170℃/10min, 1170℃/60min and 1170℃/120min respectively. The microstructure of brazed joints was analyzed by using SEM and EDS, and the high-temperature mechanical properties were also studied. The results show that the sound joints with fine microstructure and rare pores are achieved under 1170℃/60min brazing procedure, due to the good quality of interface. The joints braze under 1170℃/120min show the highest mechanical properties because of better interface quality, the average 900℃ tensile strength of 400MPa and 900℃/100MPa stress-rupture life of 141h/55min. But there morepoles are presented, and many white particles of compound congregated and grow up between the nickel-base superalloy powder in the brazing seam.

K452 superalloy; cobalt-base filler metal; nickel-base superalloy powder; microstructure; mechanical property

2014-10-22；

2014-11-25

趙海生(1982—)，男，碩士，工程師，主要從事新型航空材料及復(fù)雜構(gòu)件的釬焊與擴(kuò)散焊，(E-mail)zhaohs@yeah.net。

10.11868/j.issn.1005-5053.2015.3.008

TG454 TG146.1+5

A

1005-5053(2015)03-0043-06