擴散時間對Inconel718TLP 擴散焊接頭性能影響

鄒志超 張小楓

摘要：采用BNi2作中間層，在焊接溫度1 100 ℃、焊接壓力1 MPa的條件下，通過力學性能測試、界面微觀組織觀察及元素分布等分析，研究了擴散時間對Inconel 718高溫合金瞬時液相擴散焊接頭組織及性能的影響規律。研究表明：擴散時間的延長可以使中間層元素擴散更加充分，同時減弱擴散區域中析出物的聚集程度，增大接頭的結合強度。擴散時間為120 min時接頭剪切強度可達到511 MPa，較60 min提升了10.2%，較30 min接頭剪切強度提升了22.9%。Inconel 718/BNi2 TLP接頭顯微硬度皆呈“ M ”型分布，即在擴散區域硬度值最高，等溫凝固區域硬度值最低，母材顯微硬度高于等溫凝固區域。

關鍵詞：Inconel718;TLP;焊接接頭;剪切強度

0? ? 前言

Inconel 718合金是一種沉淀硬化型鎳鐵基高溫合金，具有較高的屈服強度、良好的耐腐蝕性和耐高溫性，被廣泛應用在液體燃料火箭、燃氣輪機、核反應堆和低溫儲罐等[1-2]。Inconel 718合金以γ相為基體，強度受固溶和沉淀硬化機制控制[3-4]，其中亞穩態有序的體心四方γ″-Ni3Nb析出物為主要強化相，有序的面心立方γ′-Ni3（Al/Ti）析出物為次要強化相，兩者均在合金時效過程中形成。

改進合金的制造工藝和修復方法一直備受關注，其中渦輪發動機和航空航天部件會因遭受熱疲勞開裂、異物損壞、侵蝕、腐蝕和氧化[5-6]而導致故障。瞬時液相擴散焊（TLP）是一種精密的焊接方法，在稍加壓力或不加壓力下可以大幅度減少或避免連接工件變形，焊接過程中通過中間層材料熔化，在液相狀態實現等溫凝固，可有效地消除中心線附件金屬間化合物，連接接頭成分均勻，金屬間化合物較少，強度較高，因而也非常適合用來連接或者修補鎳基高溫合金[7]。

TLP 有中間層熔化、等溫凝固和接頭組織均勻化三個過程[8]，其中等溫凝固和焊接接頭均勻化是獲得高質量接頭的關鍵，擴散時間對其影響尤為顯著[9]。TLP 擴散時間的延長可使中間層和母材之間進行充分擴散，從而獲得均勻的接頭;擴散時間決定等溫凝固過程，進而決定接頭的綜合性能[10]。因此，研究TLP 不同擴散時間對接頭微觀組織及性能的影響具有重要的意義。

1 試驗材料與方法

1.1 試驗材料

試驗基體材料為鍛造Inconel 718鎳基高溫合金，其化學成分見表1，金相組織見圖1，奧氏體基體中晶粒均勻且細小，經Image Pro軟件測量晶粒尺寸約為8 μm。試樣用線切割方法加工成10 mm×10 mm×5 mm和10 mm×10 mm×2 mm的塊狀。

1.2 試驗方法

采用BNi2作中間層，在焊接溫度1 100 ℃，壓力1 MPa，擴散時間分別為30 min、60 min、120 min工藝參數下，制備Inconel 718 合金的TLP 焊接接頭。

采用CMT5305萬能試驗機測試接頭剪切強度，采用DHV-1000ZTEST型顯微硬度計測試接頭顯微硬度。通過Stemi 2000-C光學顯微鏡和QUANTA FEG 250掃描電子顯微鏡觀察合金及接頭顯微組織和斷裂形態，采用掃描電子顯微鏡配備的能量色散X射線光譜儀（EDS）分析合金元素分布。

2 焊接接頭組織及力學性能分析

2.1 焊接接頭微觀組織演變

不同擴散時間下Inconel 718合金TLP焊接接頭微觀形貌如圖2所示，接頭包括等溫凝固區（ISZ）、擴散區（DZ）和母材區（BM）三個區域。由圖2可知，不同擴散時間下，等溫凝固區均未產生共晶組織;且隨著擴散時間的增加，原子間的擴散程度增大，各區域形貌變化明顯。當擴散時間較短時（30 min），ISZ區域元素均勻化程度較低，擴散不充分，使得ISZ區域析出物較多且表面粗糙，并且與DZ區域界面不明顯，同時母材區域晶粒長大不明顯，如圖2a所示。隨著擴散時間延長至1倍時（60 min），ISZ區域析出物急劇減少，與DZ區域界面明顯，但仍然存在微孔，這說明擴散時間不足，接頭成分均勻化不充分，此時結合層向體積方向發展不徹底，微孔未徹底消除，如圖2b所示。當擴散時間延長至120 min時，DZ區域寬度略有增大，分布著許多網狀析出物和少量粒狀析出物，母材區域晶粒尺寸長大不明顯;由于擴散時間充足，ISZ區域邊界整齊、表面光滑，析出物明顯較少，微孔尺寸也明顯變小;在DZ區域中，顆粒狀析出物數量多，靠近ISZ區域位置析出物分布密集且細小。而靠近母材邊界的區域中，析出物含量較少且粗大，如圖2c所示。

同時從圖2中還可以看出，延長擴散時間能夠減少DZ區域中析出物的面積分數，學者也在試驗中發現了類似現象[11]。

采用EDS進一步分析試樣接頭界面處析出物元素組成，各標記點（見圖2）元素能譜質量分數如表2所示。由表2可知，在相同擴散時間下，中間層中的B元素在擴散過程中向擴散區聚集。但ISZ區中B含量仍然高于DZ區。如擴散時間為30 min時，ISZ區B含量（點14為71.5%和點15為67.7%）明顯高于DZ區（點16為58.1%）;擴散時間為120 min時，ISZ區B含量（點17為59.2%和點18為54.0%）也明顯高于DZ區（點19為42.9%）。分析發現母材中高含量的Cr元素向等溫凝固區域和擴散區域的界面擴散，隨著擴散時間的增加Cr元素在界面處聚集更加明顯。對比譜圖14和16掃描數據發現，在30 min擴散時間下Nb元素擴散不充分，如圖2a和表2所示。而譜圖14和18掃描數據顯示，當擴散時間為120 min時與擴散時間30 min時相比，DZ區和ISZ區界面處的Nb元素從1.3%增長到2.7%，說明隨著擴散時間的延長，Nb元素逐漸向ISZ區擴散，同時界面點掃描數據顯示，越靠近等溫凝固區域中心Nb元素含量越少（如表2中ISZ中心區譜點15數據中Nb含量僅為0.2%），母材中Mo元素擴散規律與Nb元素相似，如圖2a、2b和表2所示。這說明隨著擴散時間延長，各元素的原子擴散越充分，接頭的成分逐漸均勻化。當擴散時間為120 min時，接頭元素擴散最為充分。

為了分析擴散過程中各區域之間元素含量變化和分布規律，對接頭界面區域進行了EDS線掃描分析，掃描路徑及結果如圖3所示。BNi中間層含有高含量B元素，擴散前BNi2中間層的B元素含量顯著高于母材，隨著擴散時間的延長，由圖3可知，B元素逐漸向擴散區聚集。文獻[12]表明，在鎳基奧氏體固溶體中B原子是通過間隙形式向外快速擴散。B元素首先沿晶界進行擴散，并與晶界處偏析的 Cr、Mo、Nb 元素結合形成復雜的多元硼化物[13]，隨后B元素在晶界和晶內同時進行擴散。因此，在擴散區Cr、Mo、Nb 元素也出現大量聚集現象。另外， 由于BNi2 中間層中 Ni 和 Si 元素含量相對較多，因而這兩種元素在焊縫中心線處最高，向中心線兩側遞減;而 Si 元素只能擴散到等溫凝固區與化合物擴散區的交界處，即 Si 元素只存在于等溫凝固區中。

2.2 焊接接頭剪切強度演變

不同擴散時間下Inconel 718合金TLP接頭剪切強度測試結果如圖4所示。在擴散時間為30 min和60 min時，中間層與母材之間原子擴散時間短、擴散不充分，接頭抗剪切強度為415.7 MPa和463.5 MPa。隨著擴散時間的延長，Inconel 718與BNi2擴散體系擴散量不斷增加，原子間結合愈加緊密，接頭抗剪切強度不斷升高。當擴散時間達到120 min后，接頭抗剪切強度達到最大值511 MPa。這是因為長時間高溫保溫有助于原子間的充分擴散，進而促使接頭成分均勻化，所以接頭抗剪切性能得到提升。

2.3 焊接接頭顯微硬度演變

不同擴散時間下Inconel 718合金TLP接頭顯微硬度測試結果如圖5所示。可以看出，接頭硬度值最大區域位于擴散區，約為345 HV，硬度值最低區域是等溫凝固區域（ISZ），約為212 HV。隨著擴散時間的延長，接頭顯微硬度呈增大趨勢。這是因為在1 100 ℃時，原子擴散充分，擴散時間延長后，擴散反應產生的析出物彌散分布且均勻，從而導致接頭硬度呈增大趨勢。由圖5還可以看出，隨著擴散時間的延長，高硬度點數目增多，主要集中在擴散區，這是因為伴隨擴散時間的延長，等溫凝固區域中的B元素擴散到等溫凝固界面后，繼續向擴散區轉移，與母材中的Cr、Nb、Mo元素形成硼化物的數量增加，從而導致硬度增大，并且延長擴散時間后擴散區范圍增大，導致高硬度點數增多。

3 結論

（1）不同擴散時間下，等溫凝固區域皆為共晶體組織，但有少量的B-Ni化合物和Cr-Mo-Ni硼化物析出，且隨著擴散時間的延長，B元素逐漸向擴散區聚集。

（2）擴散時間延長可以使中間層元素擴散更加充分，同時減弱擴散區域中析出物的聚集程度，增大接頭的結合強度。在壓力為1 MPa、溫度1 100 ℃下，保溫120 min接頭剪切強度達到511 MPa，較60 min接頭剪切強度提升了10.2%，較30 min接頭剪切強度提升了22.9%。

（3）不同擴散時間下Inconel 718/BNi2 TLP接頭顯微硬度皆呈“ M ”型分布，即在擴散區域硬度值最高，等溫凝固區域硬度值最低，母材顯微硬度高于等溫凝固區域。

參考文獻：

Pouranvari M，Ekrami A，Kokabi A H. Transient liquid phase bonding of wrought IN718 nickel based superalloy using standard heat treatment cycles[J]. Materials Science & Technology Mst A Publication of the Institute of Metals，2013（50）：694-701.

陳飛，任發才.Inconel 718鎳基高溫合金熱加工動態再結晶建模與計算[J].精密成形工程，2021，13（1）：61-65.

An-Chou Yeh，Kang-Wei Lu，Chen-Ming Kuo，et al. Effect of serrated grain boundaries on the creep property of Inconel 718 superalloy[J]. Materials Science and Engineering：A，2011（530）：525-529.

耿志杰，王善林，陳玉華，等.不同填充材料下316LN/Inconel 718異種激光焊接頭的顯微組織與力學性能[J].精密成形工程，2019，11（5）：71-77.

Pouranvari M，Ekrami A，Kokabi A H. Microstructure development during transient liquid phase bonding of GTD-111 nickel-based superalloy[J]. Journal of Alloys and Compounds，2008（461）：641-647.

Duoqi Shi，Chengli Dong，Xiaoguang Yang，et al. Creep and fatigue lifetime analysis of directionally solidified superalloy and its brazed joints based on continuum damage mechanics at elevated temperature[J]. Materials & Design，2013（45）：643-652.

王非森，陳思杰，高增.瞬時液相擴散連接在鎳及鎳基合金焊接中的應用[J].電焊機，2009，39（9）：38-42.

柴祿，侯金保，郎波.單晶高溫合金過渡液相擴散焊等溫凝固動力學研究[J].材料導報，2020，34（9）：18131-18134.

謝吉林，黃永德，陳玉華，等.擴散時間對BNi5 釬料和DD407 鎳基合金界面組織的影響[J].稀有金屬材料與工程，2020，49（12）：4348-4353.

張永志，張紅魁，陳捷獅，等.鎳基單晶高溫合金TLP 擴散焊影響因素研究進展[J].焊接，2019（9）：32-38.

Arhami F，Mirsalehi S E. Microstructural Evolution and Mechanical Properties Evaluation of IN-939 Bonds Made by Isothermal Solidification of a Liquated Ni-Cr-B Interlayer[J] Metallurgical and Materials Transactions A：Physical Metallurgy and Materials Science，2018，49（12）：6197-6214.

Witt M C，Charles J A. Boride particles in a powder metallurgy superalloy[J]. Materials Science and Technology，1985，1（12）：1063-1068.

Lugscheider E，Partz KD5 Lison R. Thermal and metallurgical influences on AISI 316 and Incone1 625 by high temperature brazing with nickel base filler metals[J]. Welding journal，1982，61（10）：329.