譚欣宇，李鵬，馬月婷，黃立兵，吳寶生，董紅剛

(大連理工大學,大連,116024)

0 序言

粉末高溫合金具有成分均勻、晶粒細小、無宏觀偏析、良好的高溫強度和抗疲勞性能等優(yōu)點[1-4]，已成為先進航空發(fā)動機渦輪盤等核心熱端部件的關鍵材料.渦輪盤作為航空發(fā)動機的核心部分，其工作狀態(tài)下需承受復雜的熱循環(huán)和機械載荷.隨著新型大推力大推重比航空航天發(fā)動機的研發(fā)，對渦輪盤高溫強度、疲勞強度、服役溫度等關鍵屬性提出了更為苛刻的要求[5].FGH98 合金是中國自主研發(fā)的第三代粉末高溫合金，其抗拉強度與FGH95 等第一代合金相當，抗裂紋擴展能力相較于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現(xiàn)渦輪盤等發(fā)動機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，但對材料形狀有要求而且接頭會產生“飛邊”；釬焊時焊件變形小，但易在接頭界面處生成脆性相[6-8]；固相擴散焊雖然能獲得質量良好的接頭，但其焊前對待焊表面質量要求較高，且焊接壓力過大時易導致工件變形失效.瞬時液相(transient liquid phase,TLP)擴散焊是一種新型的高質量連接方法，綜合了釬焊和固相擴散焊的優(yōu)勢[9].TLP 連接過程中，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，當溫度升高至連接溫度時中間層熔化，MPD(B、Si 等)從液態(tài)中間層向母材兩側發(fā)生擴散，MPD 充分擴散時液態(tài)合金發(fā)生等溫凝固.Malekan 等人[10]通過預置AMS 4777 中間層開展了哈氏合金X 高溫合金的TLP 連接工藝試驗，然而在1 070 ℃/5 min 時由于保溫時間不足，界面中心線處生成了富Ni 硼化物和二元Ni-Si 共晶相，在擴散影響區(qū)形成各種形態(tài)的富(Cr、Mo)的硼化物；延長保溫時間至40 min 時，接頭完成等溫凝固的過程，并且接頭剪切強度為620 MPa(母材強度的88%).Liu 等人[11]采用Ni-Cr-Co-W-Ta-B 合金作為中間層，研究了連接時間對于Mar-M247 鎳基高溫合金TLP 連接界面微觀結構的影響規(guī)律，結果表明，當工藝參數(shù)設定為1 150 ℃下保溫240 min 時，界面處可以完成等溫凝固，此時接頭抗拉強度為443 MPa.通過現(xiàn)有研究發(fā)現(xiàn)TLP 連接的關鍵是形成無共晶相的接頭，優(yōu)化保溫時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FGH98 高溫合金進行TLP 連接，在不同保溫時間下對TLP 擴散焊接頭組織形貌和力學性能進行研究.目的是獲得與母材具有相似微觀結構和性能的理想接頭.此外還對FGH98/Ni-Cr-Mo-B/FGH98 的TLP 擴散焊接頭完成等溫凝固所需時間進行預測并與試驗結果進行比較.

1 試驗材料與方法

試驗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成分如表1 所示.自制的中間層Ni-Cr-Mo-B 原材料是純度(質量分數(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DSC 測試分析(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 號到1 000 號不等的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.焊接溫度應比中間層液相線高，同時要比母材熔點低.而FGH98 合金的固液區(qū)間為1 260～ 1 340 ℃，強化相γ′完全固溶溫度為1 160 ℃，中間層液相線溫度為1 080 ℃，綜合考慮選擇試驗的連接溫度為1 120 ℃.當擴散爐內真空度抽到6 × 10-3Pa 以下時，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 號至2000 號的SiC 砂紙逐級打磨，并用SiO2拋光液拋光.用JXA-8530F Plus 電子探針分析接頭的微觀結構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 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察斷口表面形貌.使用萬能試驗機(DNS-100)對接頭的剪切強度進行測試，加載速率為0.5 mm/min.

圖2 TLP 擴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 瞬時液相擴散焊試驗工藝曲線Fig.3 The heating curve of TLP diffusion bonding process

2 結果與討論

2.1 FGH98 合金TLP 連接界面典型微觀結構

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構.從圖4a 中可以看出，F(xiàn)GH98 連接接頭分為四個部分：(I)非等溫凝固區(qū)(athermal solidification zone，ASZ)，(II)等溫凝固區(qū)(isothermal solidification zone，ISZ)，(III)擴散影響區(qū)(diffusion affected zone，DAZ)，(IV)母材(base metal，BM)[12].相應標記點的EPMA 成分分析結果列于表2 中.

圖4 1 120 ℃/30 min 的 FGH98//Ni-Cr-Mo-B/FGH98 TLP 擴散連接界面微觀結構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 中標記點的化學成分(原子分數(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，如圖4b 所示.根據(jù)點C 的化學成分結果可知，ISZ 中含有Nb，W，Ti 等元素，而中間層中不含這些元素，說明母材在連接過程中發(fā)生了溶解，合金元素從母材向中間層發(fā)生擴散.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)兩個不同的相組成.由于保溫時間較短，降熔元素B 從液態(tài)中間層向兩側擴散的時間不足，導致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，導致B 以硼化物的形式析出[14].在凝固過程中，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構的區(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；且在靠近焊縫側的晶粒尺寸明顯小于遠離焊縫側的晶粒尺寸[18].由于晶內針狀相尺寸過小，為了驗證定量分析的準確性，對該區(qū)域元素進行了面掃描分析，分析結果呈現(xiàn)于圖5 中.晶內和晶界的亮白色顆粒相富含Ta，Ti，Nb 和C 元素，推測其為碳化物MC(TaC，TiC，NbC).晶內針狀相主要富集W，Mo和B 元素，故推測其為富(W，Mo)硼化物.灰色塊狀相(D 點)和白色塊狀相(E 點)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)元素分布的特點可知，在靠近焊縫側的擴散區(qū)內，大量Cr 元素沿晶界分布，故推測靠近焊縫側的晶界帶狀析出物(F 點)為富(Cr，Mo)硼化物，遠離焊縫側的晶界帶狀析出物(G 點)為富Cr 硼化物.硼化物因為硼在Ni 中的低溶解度以及Cr，Mo 和W 元素對B 元素高親和力而析出，同時Cr，Mo，W 元素含量的差異將導致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 等溫凝固時間理論計算

TLP 過程中隨著保溫時間的增加，硼元素向母材的擴散也增加，導致硼元素在液態(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對接頭的力學性能產生不利影響，因此需要盡可能的消除共晶組織使接頭實現(xiàn)等溫凝固.在TLP 連接過程中存在一個臨界的保溫時間，超過該時間點就能獲得無共晶組織的接頭，表明保溫時間充足時可以獲得無共晶相的接頭.

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

式中：C(x,t)是溶質濃度作為距層間中心距離x和時間t的函數(shù)，Cm和Co分別為母材和中間層中初始溶質濃度，D為溶質在母材中的擴散系數(shù).當完全等溫凝固時，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)建的模型來計算在TLP 連接過程中的等溫凝固時間，并發(fā)現(xiàn)實驗值與預測值吻合.

Arafin 等人[16]將B 元素擴散進基體的濃度變化應用到方程(2)中，簡化后等溫凝固完成時間滿足下述公式，即

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

式中：Q為擴散激活能，T為熱力學溫度，R為摩爾氣體常數(shù)，D0為擴散常數(shù).目前硼元素在粉末高溫合金中的擴散常數(shù)和擴散激活能在現(xiàn)有文獻中沒有找到相關數(shù)據(jù)，所以選擇參考硼在其他高溫合金中的數(shù)據(jù)來進行計算.等溫凝固階段硼在Inconel738 鎳基高溫合金中的擴散激活能Q為211 kJ/mol，擴散常數(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 合金中的擴散系數(shù)D為1.76 ×10-10m2/s.

中間層中硼元素含量(質量分數(shù))為3.73 %，故C0(原子分數(shù))為17.24%；Cm(原子分數(shù))約為0%；Cs(原子分數(shù))為0.3%[23]；當中間層厚度為50 μm 時，w為25 μm，帶入公式(3)中，計算出完成等溫凝固時間為62 min.

2.3 保溫時間對TLP 連接接頭顯微組織的影響

在擴散連接過程中，保溫時間的長短影響元素的擴散量.為了研究保溫時間對TLP 連接接頭微觀組織的影響，在一定溫度下對不同的保溫時間進行TLP 連接.圖6 顯示了在1 120 ℃下保溫30、60、120 min 的界面微觀結構.當保溫時間為30 min 時，由于保溫時間不充分導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.保溫時間延長至120 min 時，中心處共晶相消失，接頭完成等溫凝固的過程，得到無共晶接頭如圖6c 所示.實驗結果表明，保溫時間為60 min 時接頭未完成等溫凝固，在接頭中心處存在極少量共晶相，實驗結果與上述預測值之間存在偏差.

圖6 1 120 ℃不同保溫時間接頭界面組織和擴散區(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

各保溫時間ISZ 成分點列于表3 中，根據(jù)C、H、I 三點的成分分析可知，隨著保溫時間的延長，Cr，Mo，W 和Co 等合金元素由母材兩側向中間層擴散的越來越充分，接頭均勻化程度更高.如圖6d～ 圖6f 所示隨著保溫時間增加，DAZ 中析出物形貌發(fā)生變化.晶內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.因為硼元素擴散到母材的距離增加，導致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DAZ 中塊狀析出物數(shù)量最多，擴散區(qū)距ISZ 近處硼化物分布密集且細小，距離遠(近母材)時硼化物分布密集程度較小且較粗大.增加保溫時間可以減少DAZ 中硼化物沉淀的體積分數(shù).

表3 圖6 中標記點的化學成分(原子分數(shù)，%)Table 3 Chemical composition of the points marked in Fig.6

2.4 力學性能及斷口分析

圖7 為保溫時間對TLP 連接接頭剪切強度的影響，從圖7 中可看出，隨著保溫時間的增加，剪切強度有升高的趨勢.保溫時間為120 min 時達到峰值724 MPa.在1 120 ℃下保溫時間30 min 時，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展的開端，降低接頭的剪切強度，此時接頭剪切強度僅為406 MPa.當保溫時間延長至60 min 時，接頭未完成等溫凝固的過程，中心線共晶相成分大量減少，剪切強度提高到661 MPa.當保溫120 min 時，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，接頭剪切強度從661 MPa 提升到724 MPa.同時隨著保溫時間的延長，母材中的合金元素(Cr，Mo，Co 等)充分擴散導致接頭DAZ 中硼化物分布更均勻，從而提高了接頭的力學性能.剪切強度隨著保溫時間的延長而增加，在相關文獻也有類似的報道[24-26].

圖7 1 120 ℃下不同連接時間接頭的剪切強度Fig.7 Shear strength of joints bonded for different time at 1 120 ℃

圖8 為1 120 ℃時各保溫時間TLP 連接接頭的斷裂路徑和斷口形貌.當保溫時間為30 min 時，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，對應較低的剪切強度，裂紋沿ASZ 中連續(xù)分布的共晶相進行擴展.

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 時接頭斷裂穿過擴散影響區(qū)，斷面上存在很多小韌窩，該斷口表面呈韌性斷裂，具有較高剪切強度.當保溫120 min 時，如圖8c 圖8f 圖8i 所示裂紋由擴散影響區(qū)進行擴展，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致從脆性斷裂到韌性斷裂的轉變.完成等溫凝固的接頭中，DAZ 中的脆性硼化物易成為裂紋擴展的起始位置.

3 結論

(1)FGH98 合金TLP 典型微觀結構由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)隨著保溫時間的增加，ASZ 中共晶成分減少，DAZ 寬度增加，在120 min 時完成等溫凝固獲得無共晶相的接頭.DAZ 中硼化物密度也隨保溫時間增加而降低.而且預測在1 120 ℃下接頭完成等溫凝固所需62 min，與實際等溫凝固略有偏差.

(3)延長保溫時間，接頭剪切強度逐漸升高.在120 min 時接頭最大剪切強度為724 MPa，接頭斷裂模式為韌性斷裂.