鎳基釬料釬焊GH586高溫合金

李天文,郭萬林,淮軍鋒

(北京航空材料研究院焊接及鍛壓工藝研究室,北京100095)

鎳基釬料釬焊GH586高溫合金

李天文,郭萬林,淮軍鋒

(北京航空材料研究院焊接及鍛壓工藝研究室,北京100095)

采用非晶箔狀BNi82CrSiB和BNi81CrB釬料以不同的保溫時間進行釬焊實驗,對釬焊接頭進行了力學性能測試。利用掃描電鏡和能譜分析對釬焊接頭微觀組織和斷口進行觀察和分析。結果表明,在釬焊溫度下延長釬焊時間(60min)能夠促進釬縫與擴散層的元素均勻分布,提高釬焊接頭的室溫和高溫(930℃)拉伸性能。通過調整釬料合金成分,提高了釬焊接頭的拉伸性能,高溫拉伸性能提高22.5%。接頭斷裂發生在近縫區基體一側,斷裂形式主要為沿晶斷裂。同時討論了Si,B等元素對釬焊接頭的組織和性能的影響。

GH586高溫合金;釬焊;擴散

高溫合金既是航空發動機熱區部件、航天發動機各種高溫部件的關鍵材料,又是艦船、能源、石油化工工業領域耐熱耐蝕部件的重要材料,在先進航空發動機中,高溫合金的用量占到總質量的40%～60%,制作的部件包括渦輪葉片、導向葉片、渦輪盤、壓氣機盤、噴嘴和燃燒室等。在美國,高溫合金在航空航天發動機上的用量占到總用量的85%[1-3]。GH141(Rene’41)合金曾被國內外成功地用作火箭發動機渦輪盤,高溫性能優于國內外廣泛應用的GH169(Inconel718)。但GH141合金在800～850℃區間的高溫強度和持久強度難以滿足航天發展相應的工程要求。因而在其基礎上,沉淀強化鎳基變形高溫合金GH586就是為了滿足航天工業的發展需求而開發研制的一種新型高強韌合金[2、3]。因GH 586材料當前的使用方式較少涉及釬焊加工,因而針對該材料在釬焊工藝研究方面的工作較少。本工作針對該材料進行釬焊工藝及其接頭性能的研究,采用不同成分的箔狀鎳基釬料進行工藝實驗,通過微觀組織分析和接頭力學性能的對比研究,進而確認釬料合金元素及所選釬焊工藝對于釬焊GH 586合金的適應性和影響。

1 實驗材料及工藝方法

1.1 基體材料

實驗用基體材料為軋制后熱處理狀態的GH 586高溫合金棒坯(固溶狀態760℃/16h+1080℃/4h),其化學成分如表1所示。

表1 GH586合金化學成分(質量分數/%)Table 1 Chemical compositions of GH586 alloy(mass_fraction/%)

1.2 釬焊材料

選用自制鎳基非晶箔帶釬料,厚度為30～40μm。釬料的化學成分及熔化溫度區間如表2所示。

表2 釬料的化學成分和熔化溫度區間Table 2 Chemical compositions and melting_____________temperature range of filler metals

1.3 釬焊工藝

打磨、清洗試樣的待焊表面,去除表面氧化膜和油污。采用超聲波清洗方法去除釬料箔帶的表面油污。然后將釬料和試樣按次序裝配入爐。試樣設計為對接形式。釬焊工藝如表3所示。據文獻[4]研究,采用2#工藝可令接頭性能獲得明顯提升,因此本工作主要基于2#工藝進行研究。

1.4 實驗方法

利用真空擴散焊爐進行釬焊實驗。

利用Quanta600環境掃描電子顯微鏡、Oxford能譜儀對釬焊接頭試樣進行微觀分析。

利用拉伸試驗機對接頭性能進行測試分析。

2 實驗結果與分析

2.1 接頭微觀組織分析

圖1 采用1#工藝A#釬料的釬焊接頭微觀組織圖(a)未腐蝕;(b)腐蝕后;(c)圖1(b)的放大圖Fig.1 M icrostructures of the joint brazed w ith A#filler metal under the 1#brazing parameters (a)w ithout erosion;(b)after erosion;(c)magnification of fig.1(b)

圖1,2分別為采用1#,2#工藝時釬焊接頭的微觀組織圖。由圖1,2可見,釬焊接頭都出現了明顯的擴散層。考慮到兩個工藝均為加壓擴散釬焊,在加熱溫度達到釬料液相線溫度時,液態釬料即被擠出,釬縫間隙為自由間隙,所測得釬縫厚度與試樣初始加工狀態有關。為了剔除釬縫自由間隙不確定所帶來的影響,采用釬縫比例SF和擴散層比例SD兩個數據表達對比釬縫和擴散層變化的幅度和趨勢。將總厚度表示為LT,釬縫厚度表示為LF,擴散層厚度表示為LD,關系如下:

表4為兩種工藝條件下采用A#,B#兩種釬料的接頭釬縫及擴散層的厚度與比例。由表4可見,經過60min保溫擴散處理的釬焊試樣的釬縫比例有縮小的趨勢,擴散層比例有擴大的趨勢,結果符合隨保溫時間延長,元素擴散增加,釬縫及擴散層變化的規律,但該變化并不明顯。

對比選用A#和B#兩種釬料,采用相同處理工藝時,自由狀態的釬縫厚度趨于一致,但擴散層厚度出現了較大的變化(增厚),這與釬料合金中Si和B元素含量的差異有關,隨著易于擴散的B原子增多,擴散層的厚度明顯增加。

圖2 2#工藝釬焊接頭微觀組織圖(a)A#釬料接頭形貌;(b)A#釬料接頭腐蝕形貌;(c)圖2(b)的放大圖; (d)B#釬料接頭形貌;(e)B#釬料接頭腐蝕形貌;(f)圖2(e)的放大圖Fig.2 Microstructures of the joints brazed under the 2#brazing parameters (a)w ithout erosion(A#filler metal);(b)after erosion(A#filler metal);(c)magnification of fig.2(b); (d)without erosion(B#filler metal);(e)after erosion(B#filler metal);(f)magnification of fig.2(e)

表4 不同工藝不同釬料的接頭釬縫及擴散層厚度Table 4 Thickness of the brazed seam and diffusion layer ____w ith different filler metals under brazing parame______ters

圖1(b)和圖2(b),(e)顯示,采用兩種工藝所獲接頭的釬縫組織中均無明顯的化合物相,形成比較均勻的組織,這有助于接頭力學性能的提高。近縫區與基體部分相比晶界明顯粗化,通過能譜分析,晶界主要組成為碳化物,文獻[5]表明,GH586基體晶界上的碳化物主要是M23C6和少量的M6C,沿晶界以顆粒狀斷續析出。由于B原子半徑小,擴散系數大,在近縫區的擴散路徑長,優先在晶界偏聚[6],而不進入鎳鉻固溶體,從而影響了晶界碳化物的分布和聚集,使晶界碳化物的呈網絡分布。同時由于B元素的擴散因素,與基體合金作用后,使晶內發生樹枝狀偏析(圖1(a)和圖2 (a),(d)),碳化物(源于含碳的γ’相[5])在晶內二次析出并重新聚集,長成針狀、片狀或球狀,并有部分長成為穿晶的片層狀結構。采用1#工藝釬焊時,晶界和晶內的碳化物形態多樣,沿基體和釬縫界面向基體方向取向雜亂,而采用2#工藝處理時,晶界和晶內的碳化物形態和分布取向更加整齊均勻,降低了因組織形態多樣和取向雜亂引起的較大殘余應力導致的沿晶斷裂的傾向。

通過對圖1(c)和圖2(c)中釬縫、基體中的晶界和晶內組織作能譜分析發現,僅在釬縫部分有Si元素存在,表明Si元素的擴散極不活躍,釬縫主要由鎳鉻組成,形成均勻的鎳鉻固溶體。晶界白色相為富Cr,W, Mo相的碳化物。采用B#的釬料合金不含Si元素,而基體成分中含有微量的Si元素,由此獲得的釬焊接頭在釬縫部位發現了有微量的Si元素存在,說明基體中的Si元素也發生了緩慢的擴散,這一點在接頭界面元素的分布圖上也有表現[4]。

對比1#和2#工藝,根據文獻[4]的釬焊接頭界面元素分布的結果,獲知Si元素主要分布在釬縫區,沒有明顯變化;釬料和基體材料中均含Ni和Cr等元素,基體中的Ti,Co元素向釬縫中擴散,經過擴散處理后,濃度梯度明顯變緩;而Mo,W元素由于擴散能力較弱,其濃度梯度沒有明顯變化。

2.2 力學性能分析

采用1#和2#工藝,并選用A#,B#兩種不同化學成分的釬料合金,加工了四組標準釬焊拉伸試樣(對接接頭),并進行了力學性能的測試分析。室溫和930℃的釬焊接頭及與基體材料的拉伸性能結果見表5。

表5 GH586合金及釬焊接頭力學性能Table 5 Mechanical p roperties of GH586 _______________alloy and its brazed joints

表5結果表明,采用A#釬料合金釬焊,經過60min加壓保溫擴散處理后,接頭的力學性能遠高于10min加壓擴散釬焊的接頭。室溫情況下,達到了基體強度的76%。而采用2#工藝時,室溫拉伸試樣已經發生塑性變形。采用較優的2#工藝時,B#編號的釬料合金所獲接頭的力學性能更優,室溫性能達到了基體的81%,對比采用同樣工藝的A#釬料釬焊接頭的高溫性能,獲得了22.5%的提升。

2.3 斷口分析

圖3和圖4分別為兩個工藝釬焊接頭的拉伸斷口形貌。分析圖3(b)和圖4(b),(e),其斷面沿晶開裂紋路能夠表征斷面處晶粒尺寸,實測為27～36μm之間,與文獻[2]中的33μm接近,可看出為明顯沿晶斷裂形式[7],主要為脆性斷裂。

對圖1～4(c),(f)中的不同區域(見標注)做能譜分析,將各區域的Ni,Cr原子比例數據通過“Ni/Cr”方式處理后列于表6中,同時將B,Si,C元素是否存在的分布情況也于表6中列出。表中“-”表示未檢出,“O”表示檢出。由表6數據可見,釬焊接頭界面中靠近基體的部分(圖上標注格式為××3),試樣斷口中的黑色斷面(標注格式為D××1)和解理階梯處(標注格式為D××3)Ni/Cr原子比均分布于2左右,而釬縫處的Ni/Cr原子比則遠高于此。由此可知,斷裂發生在Ni/Cr原子比均接近于2左右的近縫區的基體部位。通過查閱Cr2Ni二元相圖[8]可知,由于斜方型Ni2Cr(α’)可穩定存在,其在對高溫合金起強化作用的同時,也增大了該區域的變形難度,致使在隨后的變形過程中沿著以不同的Ni2Cr為核心的相鄰界面之間產生應力集中,使斷裂更易于發生在此處。

表6 各檢測區域的Ni/Cr原子比和B,Si,C元素分布Table 6 Ratio of atom Ni/Cr and distribution of element B,Si,C in test areas

而在圖3(c)和圖4(c),(f)的釬焊接頭斷口各區域中,均未檢測到Si元素,證實了該沿晶斷裂發生在近縫區基體,而不是釬縫區域;在解理階梯區域的能譜分析結果中,均出現了B元素分布,證實了B元素易于沿晶界擴散,發生偏聚;各點的能譜分析結果中,均出現C元素,表明斷裂沿著碳化物界面進行。

3 結論

(1)在釬焊溫度下,采用60min/(1～5)M Pa的處理工藝,BNi81CrB釬料合金釬焊接頭的釬縫有縮小而擴散層厚度增大的趨勢。相應的釬焊接頭室溫拉伸性能可以達到母材的81%,930℃時的拉伸性能對比采用相同工藝的BNi82CrSiB釬焊接頭有22.5%的提升。

(2)兩種工藝條件下釬縫形成均勻的鎳鉻固溶體相,均未出現明顯的化合物相。在近縫區,因B元素優先沿晶界的擴散,影響了碳化物在晶界聚集分布的狀態,形成網狀分布。在晶內碳化物二次析出,形成針狀、片狀或球狀分布。不易擴散的Si元素則主要分布在釬縫區。

(3)由于斜方型Ni2Cr的穩定存在,易使斷裂發生在近縫區基體上。

(4)室溫拉伸斷裂發生在近縫區基體部位,沿晶界碳化物界面擴展,主要形式為脆性沿晶斷裂。

[1] 高技術新材料要覽編委會.高技術新材料要覽[M].北京:中國科學技術出版社,1993.

[2] 謝世殊.變形盤材鎳基合金的高溫強度及疲勞裂紋擴展行為[D].沈陽:東北大學博士學位論文,1999.

[3] 黃進峰,趙光普,焦蘭英,等.火箭發動機用合金GH202和GH586燃燒事故分析[J].鋼鐵研究學報,2005,17(3):68-71.

[4] 李天文,郭萬林,淮軍鋒.BNi82CrSiB釬料釬焊GH 586高溫合金的工藝研究[J].焊接,2010,(1):52-56.

[5] 胥國華.GH 586合金熱加工參數及熱處理制度的研究[D].沈陽:東北大學碩士學位論文,2004.

[6] 張啟運,莊鴻壽.釬焊手冊[M].北京:機械工業出版社,2008.

[7] 李炯成,林德成.金屬材料金相圖譜(下冊)[M].北京:機械工業出版社,2006.

[8] 長崎誠三,平林真.二元合金狀態圖集[M].劉安生,譯.北京:冶金工業出版社,2004.

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Brazing of Superalloy GH 586 w ith Nickel2base Filler M etals

L I Tian2wen,GUO Wan2lin,HUA IJun2feng
(Laboratory of Welding and Forging,Beijing Institute of Aeronautical Materials,Beijing 100095,China)

The superalloy GH586 was brazed w ith BNi82CrSiB and BNi81CrB amorphous foils for dif2 ferent holding time.The joint strength w as tested.Themicrostructure and fracture surface were ana2 lyzed by SEM and EDS.The results show that,w hen p rolonging the brazing time(60m in),alloy ele2 ments distributed more uniform ly in the brazed seam and the diffusion area,and the joint strength not only at room temperature but also at 930℃w as increased.A lso the joint tensile p roperties w ere in2 creased by adjusting chemical compositions of nickel base filler alloys,and the joint strength at 930℃w as increased 22.5%.The joint f racture occurred at the basemetal near the brazed seam,w ith an in2 tergranular f racture mode.The influence of elements Siand B on the jointmicrostructuresand p roper2 ties w as also discussed.

superalloy GH586;brazing;diffusion

TG454

A

100124381(2010)1020048205

2010206220;

2010207227

李天文(1977—),男,工程師,主要從事航空釬焊材料及釬焊工藝研究,聯系地址:北京市81信箱20分箱(100095),E2mail: li_tianw en@126.com