GH3230合金TLP擴(kuò)散焊工藝試驗(yàn)

張志強(qiáng)，滕俊飛，楊文靜，呂彥龍，曲文卿

(1.中國航空制造技術(shù)研究院，北京100024；2.北京航空航天大學(xué)，北京100191)

0 前言

隨著國內(nèi)高推重比發(fā)動(dòng)機(jī)大力發(fā)展，航空發(fā)動(dòng)機(jī)的燃?xì)鉁囟炔粩嗵岣撸瑢?duì)航空發(fā)動(dòng)機(jī)燃燒室火焰筒及加力燃燒室的隔熱屏的耐溫性能、高溫強(qiáng)度等要求進(jìn)一步提高，需要更多高溫性能優(yōu)異的高溫合金材料[1-3]。GH3230是一種固溶強(qiáng)化鎳基高溫合金，基體中具有高強(qiáng)度、耐高溫和抗腐蝕性能的W+Mo+Cr合金元素,總含量超過35%，具有優(yōu)異的強(qiáng)度、抗疲勞和抗高溫氧化性能[4]，是新一代航空發(fā)動(dòng)機(jī)高溫部件用重要材料。文獻(xiàn)調(diào)研可知，與TIG焊、電子束焊、釬焊和擴(kuò)散焊等方法相比，過渡液相(transient liquid-phase,TLP)擴(kuò)散焊作為一種新型高質(zhì)量焊接方法，更適合GH3230高溫合金的焊接。TLP擴(kuò)散焊過程是中間層熔化潤濕母材，在焊接溫度保溫一段時(shí)間使固相線升高發(fā)生等溫凝固，最后均勻化微觀組織[5-6]。焊縫熔點(diǎn)比釬焊焊縫更高，能在更高溫度下工作；焊接溫度低于熔焊溫度，對(duì)材料的熱損傷更小；焊接過程中需要的壓力遠(yuǎn)低于擴(kuò)散焊，不會(huì)使材料發(fā)生變形，影響復(fù)雜結(jié)構(gòu)零件的精度。

針對(duì)高溫合金的TLP擴(kuò)散焊技術(shù)國內(nèi)外開展大量工作，Duvall等人[7]在焊接溫度1 121 ℃保溫16 h條件下對(duì)固溶強(qiáng)化高溫合金Haselloy X進(jìn)行TLP擴(kuò)散焊接。焊接接頭在871 ℃時(shí)的強(qiáng)度和斷后伸長率均不低于母材。Tarai等人[8]使用粉末中間層對(duì)IN718高溫合金進(jìn)行了TLP擴(kuò)散焊接，焊接得到的焊縫中包含多種未完全溶解的次生相和孔洞，硬度也較母材更低。已有的針對(duì)GH3230的釬焊和擴(kuò)散焊的研究較少，而TLP擴(kuò)散焊的文獻(xiàn)沒有報(bào)道[9-10]。非晶態(tài)中間層與膏狀、粉末相比有獨(dú)特優(yōu)勢(shì)，但使用非晶態(tài)箔帶狀中間層進(jìn)行GH3230高溫合金TLP擴(kuò)散焊接的研究較少。

文中研制2種新型非晶態(tài)箔帶狀中間層，分析測(cè)試非晶態(tài)中間層的特性；開展GH3230合金TLP擴(kuò)散焊工藝試驗(yàn)，重點(diǎn)探討TLP工藝參數(shù)對(duì)接頭組織與性能的影響。研究GH3230合金TLP擴(kuò)散焊組織形成過程，確認(rèn)液相擴(kuò)大的最大寬度和完成等溫凝固過程需要的時(shí)間。研究結(jié)果對(duì)GH3230合金的TLP擴(kuò)散焊以及在航空發(fā)動(dòng)機(jī)熱端部件的工程應(yīng)用提供了理論儲(chǔ)備與技術(shù)支持。

1 試驗(yàn)方法

試驗(yàn)用母材GH3230鎳基高溫合金的成分見表1，微觀組織主要由γ相組成，γ相是由Cr，Co，W，Mo和Ni元素組成的固溶強(qiáng)化相，碳化物彌散在γ相中，如圖1所示。圖中晶間碳化物A是以M23C6為主的碳化物，晶內(nèi)碳化物B是以M6C為主的碳化物[11-12]，電子探針元素分析結(jié)果見表2。母材強(qiáng)度經(jīng)測(cè)定為909.89 MPa。

表1 GH3230高溫合金成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

表2 碳化物相A和B的成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 GH3230母材中碳化物

中間層材料是以Ni為基體，保留GH3230主要合金元素，去除了Al和Ti元素，添加B和Si降熔元素。通過調(diào)整主要合金元素和降熔元素的含量設(shè)計(jì)了2種中間層成分(編號(hào)分別為1號(hào)中間層和2號(hào)中間層)。采用高純度金屬元素真空熔煉為液態(tài)合金，在惰性氣體保護(hù)下采用單輥急冷法制成箔帶狀非晶態(tài)中間層，非晶態(tài)中間層箔帶厚度比粉末中間層薄、致密而且均勻，成分更加均勻[13-15]。

TLP擴(kuò)散焊溫度與GH3230高溫合金固溶處理溫度(1 200 ℃)密切相關(guān)，選擇1 180，1 200和1 220 ℃; 保溫時(shí)間選用2，4和8 h; 焊態(tài)真空度為1.7×10-3Pa。微觀組織分析試樣為搭接試樣，尺寸為10 mm×10 mm×1 mm和20 mm×20 mm×1 mm，力學(xué)性能測(cè)試試樣為對(duì)接試樣，尺寸為φ10 mm×20 mm；采用自主研制的工裝進(jìn)行裝配，用鎢棒加壓，壓力為0.1 MPa。

TLP擴(kuò)散焊后對(duì)接頭進(jìn)行微觀組織和力學(xué)性能測(cè)試。GH3230合金TLP接頭金相試樣用腐蝕液(10 mL HCl+2g CuSO4·5H2O+10 mL H2O)腐蝕5～6 s。用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡進(jìn)行微觀組織觀察，采用EDX和EMPA進(jìn)行成分分析。采用萬能試驗(yàn)機(jī)進(jìn)行抗拉強(qiáng)度試驗(yàn)。

2 結(jié)果與分析

2.1 非晶態(tài)中間層基本性能

非晶態(tài)中間層的質(zhì)量與特性(厚度、表面質(zhì)量、熔化溫度等)對(duì)高溫合金TLP擴(kuò)散焊具有明顯的影響。1號(hào)中間層和2號(hào)中間層測(cè)得的厚度分別為0.025～0.03 mm和0.025～0.035 mm，均滿足非晶態(tài)材料的厚度要求。2種中間層表面光滑，沒有明顯凹凸不平和顆粒，厚度均勻。2種中間層的DSC曲線如圖2所示，在熔化階段1號(hào)中間層有兩個(gè)吸熱峰，液相線溫度更高。2種中間層的熔化區(qū)間分別為1 037.47～1 137.65 ℃和1 044.45～1 097.43 ℃，2種中間層固相線溫度接近，液相線溫度符合選定的焊接溫度的需求。

圖2 不同中間層DSC曲線

圖3為焊接溫度1 200 ℃保溫4 h的焊縫組織形貌，GH3230合金TLP擴(kuò)散焊接頭由等溫凝固區(qū)和擴(kuò)散影響區(qū)組成。等溫凝固區(qū)由1～2個(gè)固溶體晶粒組成，擴(kuò)散影響區(qū)由尺寸較小的固溶體晶粒和彌散分布的碳化物相組成。1號(hào)中間層等溫凝固區(qū)寬度大于2號(hào)中間層，但存在熔化不均勻造成的缺陷位置。

圖3 焊接溫度1 200 ℃保溫4 h組織形貌

2.2 焊接溫度對(duì)接頭組織與性能的影響

TLP擴(kuò)散焊接工藝參數(shù)對(duì)接頭質(zhì)量和性能影響明顯，GH3230合金熱處理溫度為1 200 ℃，因此選擇1 180，1 200，1 220 ℃，通過微觀組織和接頭強(qiáng)度進(jìn)行優(yōu)化。圖4為保溫時(shí)間4 h、不同焊接溫度，分別采用1號(hào)和2號(hào)中間層TLP擴(kuò)散焊接GH3230合金接頭微觀組織形貌。由圖4可以清楚看出，焊接溫度對(duì)不同中間層TLP擴(kuò)散焊接頭微觀組織影響明顯，當(dāng)焊接溫度為1 180 ℃時(shí)，1號(hào)中間層TLP焊縫中存在較多的孔洞缺陷，2號(hào)中間層形成的孔洞缺陷很少。隨著焊接溫度升高至1 200 ℃，1號(hào)中間層孔洞缺陷減少，2號(hào)中間層組織中孔洞缺陷消失。當(dāng)焊接溫度為1 220 ℃時(shí)，2種中間層TLP焊縫微觀組織非常相似，沒有出現(xiàn)孔洞缺陷。TLP擴(kuò)散焊接頭和母材區(qū)域的晶粒均發(fā)生明顯的長大，等溫凝固區(qū)ISZ寬度顯著增加了25%。

圖4 保溫4 h不同溫度下3種中間層TLP擴(kuò)散焊縫組織

表3為保溫4 h不同焊接溫度時(shí)1號(hào)和2號(hào)中間層室溫抗拉強(qiáng)度的影響。3種焊接溫度條件下，2號(hào)中間層TLP焊接接頭抗拉強(qiáng)度都高于1號(hào)中間層。焊接溫度升高，TLP焊接接頭室溫抗拉強(qiáng)度隨之先提高后降低。在焊接溫度1 200 ℃、保溫4 h條件下2號(hào)中間層TLP擴(kuò)散焊接頭室溫抗拉強(qiáng)度為887.68 MPa，達(dá)到了母材強(qiáng)度的97.6%。

表3 不同焊接溫度室溫抗拉強(qiáng)度(MPa)

2.3 保溫時(shí)間對(duì)接頭組織和性能的影響

圖5為焊接溫度1 200 ℃，不同保溫時(shí)間對(duì)焊縫組織的影響。在1 200 ℃焊接溫度，保溫2 h,1號(hào)和2號(hào)中間層TLP擴(kuò)散焊焊縫等溫凝固區(qū)都存在孔洞缺陷和凹陷，2號(hào)中間層缺陷相對(duì)于1號(hào)中間層更少。當(dāng)保溫時(shí)間增加到4 h，2號(hào)中間層等溫凝固區(qū)組織均勻無缺陷。當(dāng)保溫時(shí)間增加到8 h，1號(hào)中間層等溫凝固區(qū)組織均勻無孔洞缺陷和凹陷。2號(hào)中間層在不同保溫時(shí)間下焊縫組織均優(yōu)于1號(hào)中間層。

圖5 焊接溫度1 200 ℃不同保溫時(shí)間對(duì)組織的影響

表4為焊接溫度1 200 ℃，不同保溫時(shí)間1號(hào)和2號(hào)中間層TLP擴(kuò)散焊接頭室溫抗拉強(qiáng)度。不同保溫時(shí)間對(duì)焊縫強(qiáng)度影響較大，保溫時(shí)間由2 h增加到8 h；焊縫強(qiáng)度先增加后降低，在保溫時(shí)間4 h時(shí)焊縫強(qiáng)度達(dá)到最大值。與焊接溫度試驗(yàn)結(jié)果對(duì)比可得最優(yōu)焊接參數(shù)為焊接溫度1 200 ℃、保溫4 h。

表4 不同保溫時(shí)間抗拉強(qiáng)度(MPa)

圖6為2號(hào)中間層焊縫彎曲90°形貌和局部放大，2號(hào)中間層焊縫晶粒承受90°彎曲未出現(xiàn)開裂。圖7為焊接溫度1 200 ℃保溫4 h時(shí)，2號(hào)中間層獲得最大抗拉強(qiáng)度的斷口形貌，拉伸試樣斷裂的位置在母材。斷口組織為典型的韌窩組織，在拉伸的過程中有明顯的塑性變形。斷裂機(jī)理為微孔聚集型斷裂，如圖7c所示，當(dāng)固溶體晶粒產(chǎn)生明顯塑性變形時(shí)，彌散分布的碳化物相變形量小于固溶體晶粒，碳化物產(chǎn)生的微孔聚集成為裂縫導(dǎo)致了斷裂的發(fā)生。圖7c焊縫中等溫凝固區(qū)晶粒發(fā)生明顯塑形變形，但并沒有出現(xiàn)裂縫。

圖6 焊縫彎曲形貌

圖7 焊接溫度1 200 ℃保溫4 h

2.4 TLP擴(kuò)散過程

圖8和圖9為焊接溫度1 180 ℃不同保溫時(shí)間焊縫組織形貌和對(duì)應(yīng)的EMPA點(diǎn)掃描元素分布。GH3230合金TLP過程包含熔化階段、液相擴(kuò)大階段、等溫凝固階段和均勻化4個(gè)階段。保溫0.5 h時(shí)已經(jīng)完成了熔化階段，等溫凝固區(qū)中存在大量化合物；元素分布不均勻，焊縫中心元素含量與中間層含量相近。隨保溫時(shí)間延長化合物逐漸減少，元素分布趨于均勻。保溫2 h時(shí)只存在零星化合物，且形成大量的固溶體晶粒，液相擴(kuò)大到最大液相寬度約70 μm；焊縫中心等溫凝固未完成，形成了不同的組織。保溫時(shí)間延長到4 h時(shí)，等溫凝固過程完成，形成了完整均勻的固溶體晶粒；焊縫中除Co元素以外的元素分布均勻，等溫凝固階段在2～4 h范圍內(nèi)完成。

圖8 2號(hào)中間層保溫時(shí)間0.5和1 h

圖9 2號(hào)中間層保溫時(shí)間2和4 h

Co元素主要分布在等溫凝固區(qū)中，保溫時(shí)間延長到4 h時(shí)仍只有極少量擴(kuò)散入母材。等溫凝固區(qū)中Cr和W元素由于母材中元素熔入,在保溫時(shí)間延長時(shí)含量升高，在保溫時(shí)間4 h時(shí)含量與母材含量一致。

3 結(jié)論

(1)GH3230合金經(jīng)過TLP擴(kuò)散焊接之后的焊縫組織由等溫凝固區(qū)、擴(kuò)散影響區(qū)以及母材組成。等溫凝固區(qū)由固溶體組成，熱影響區(qū)由固溶體和彌散分布的碳化物組成。

(2)焊接溫度和保溫時(shí)間對(duì)TLP焊接質(zhì)量和性能有明顯影響。在保溫4 h條件下，TLP擴(kuò)散焊接頭強(qiáng)度隨焊接溫度升高,先增加后降低，1 200 ℃可以獲得最高室溫強(qiáng)度；在溫度1 200 ℃條件下，TLP擴(kuò)散焊接頭強(qiáng)度隨保溫時(shí)間增加呈先增加后降低，在保溫4 h達(dá)到最高的強(qiáng)度。

(3)GH3230高溫合金TLP擴(kuò)散焊最佳規(guī)范是：采用2號(hào)中間層、焊接溫度1 200 ℃、保溫時(shí)間4 h，壓力0.1 MPa。在此工藝參數(shù)接頭室溫抗拉強(qiáng)度為887.68 MPa，達(dá)到了母材強(qiáng)度(909.89 MPa)的97.6%，且經(jīng)受90°彎曲未發(fā)生開裂。

(4)在最佳工藝參數(shù)的條件下斷裂發(fā)生在GH3230合金母材，斷裂機(jī)理為微孔聚集型斷裂，微孔的成因?yàn)楣倘荏w晶粒產(chǎn)生明顯塑性變形，彌散分布的碳化物相變形量小于固溶體晶粒。

(5)焊接溫度1 180 ℃時(shí)，GH3230合金TLP擴(kuò)散焊過程中，液相擴(kuò)大最大寬度為70 μm，等溫凝固階段完成的時(shí)間在2～4 h。Co元素分布在等溫凝固區(qū)，極少擴(kuò)散進(jìn)入母材，Cr和W元素在等溫凝固完成后含量與母材一致。