GH4738/GH3536 異種高溫合金釬焊接頭的組織與性能

金瑩,劉紅亮,魏鑫,閔慧娜,王丹,邰清安,鄭磊

(1.中國航發沈陽黎明航空發動機有限責任公司，沈陽 110043；2.北京科技大學，北京 100083)

0 前言

作為一種在高溫條件下使用的結構材料，高溫合金具有優異的高溫強度、耐腐蝕性和抗氧化性，常用于制造先進航空發動機及工業用燃氣輪機的高溫端關鍵部件[1]。高溫合金種類繁多，其中，鎳基高溫合金以其較高的比強度和良好的熱穩定性、高溫力學性能而應用最為廣泛[2-3]。不同牌號的鎳基高溫合金性能不盡相同，為了充分發揮各合金的特點，高溫合金零部件在加工過程中需解決異種合金之間的連接問題。焊接加工可快速實現異種鎳基高溫合金之間的連接，且對合金部件的形狀、尺寸限制小，是常用的連接工藝[4]。

為了實現鎳基高溫合金之間的可靠連接，目前已開發出了多種焊接方法，包括摩擦焊[5]、激光焊[6]及擴散焊[7]等。在眾多鎳基高溫合金的焊接工藝中，真空釬焊以其經濟高效的技術優點而受到人們的普遍關注[8]。該工藝的特點是將含有熔點抑制元素（例如B，Si，P）的金屬（鎳基釬料）填充到待焊合金之間的縫隙中，固定并組成“三明治”結構；之后在真空條件下將整個組件依次進行加熱、保溫、冷卻，完成真空釬焊[9]。其中，釬焊溫度需設定在釬料與待焊合金熔點之間。釬焊過程由幾個不同的階段組成，即釬料的熔解、釬料與合金基體之間元素的互擴散、液體的等溫凝固及非等溫凝固等。已有研究表明：釬料中的熔點抑制元素（尤其是低原子半徑的B）會向鎳基高溫合金基體中擴散，形成的硼化物會降低合金基體強度[10]。此外，焊縫凝固過程中可能形成脆性相，不利于接頭的力學性能[11]。需注意的是，焊后接頭的組織及性能不僅與釬料的選擇密切相關，而且受釬焊工藝參數影響較大[12]。因此，對采用特定釬焊工藝加工后的鎳基高溫合金接頭微觀組織特點及接頭力學性能進行分析是保證釬焊處理后合金部件服役穩定性和安全性的根本方法，具有重要意義。

GH4738（Waspaloy）合金是一種γ'相析出強化型鎳基高溫合金，其強韌性匹配較好，裂紋擴展速率低[13]；GH3536 合金是一種以Cr，Mo 為主要強化元素的固溶強化型鎳基高溫合金，其加工成形性能優良，耐高溫氧化性能良好[14]。為了兼顧GH4738 合金與GH3536 合金的性能特點，利用真空釬焊的方法將二者連接成部件使用對于航空工業而言具有重要的實用價值。文中選用BNi-2 釬料對GH4738 與GH3536異種高溫合金進行了真空釬焊，總結了釬焊接頭的微觀組織及元素擴散的特點，分析了釬焊接頭的強度及斷裂機理，為2 種合金的穩定連接及服役后高溫合金部件的性能提升提供了工藝參考和技術儲備。

1 試驗材料與方法

試驗用GH4738，GH3536 高溫合金的化學成分見表1。GH4738 合金為標準熱處理態為1 020 ℃×4 h，油冷+845 ℃×4 h，空冷+760 ℃×16 h，空冷。釬料為BNi-2 粉末狀鎳基釬料，使用時將粉末狀釬料配制為膏狀，其化學成分（質量分數）為：2.9%B，4.4%Si，6.9%Cr，3.1%Fe，余量為Ni；熔點為986 ℃。

表1 GH4738 與GH3536 合金的化學成分（質量分數,%）

采用線切割的方法將母材GH4738 和GH3536 高溫合金加工成尺寸分別為5 mm×8 mm×10 mm（組織觀察用）和φ10 mm×25 mm（力學性能檢測用）的待焊接樣品；分別用150 號、400 號、1 000 號砂紙打磨待焊接表面，露出光滑的合金基體，并將磨好的樣品放入丙酮中超聲波清洗10 min 后吹干。將BNi-2釬料置于GH4738 與GH3536 合金之間組成“三明治”結構，固定合金，待釬焊合金樣品裝配間隙控制在0.1 mm 左右，完成釬焊樣品的裝配（圖1），釬料用量為填滿焊縫所需用量的2.0～2.5 倍。

圖1 釬焊裝配示意圖

將裝配好的樣品置于真空釬焊爐中進行釬焊，其中釬焊溫度設定為1 040 ℃，釬焊保溫時間為10 min。釬焊過程中釬焊爐內部壓強控制在7×10-3～2×10-3Pa 之間。釬焊結束后，樣品先隨爐冷卻至900 ℃，后釬焊爐內通氬氣將樣品快速冷卻至室溫。采用標準金相樣品的制備方法對釬焊樣品進行研磨和拋光，之后對拋光面進行化學侵蝕以觀察接頭的微觀組織。所用侵蝕試劑為1 g 氯化銅+20 mL 鹽酸+20 mL 乙醇，侵蝕時間為5～15 s。采用掃描電鏡（SEM）觀察樣品微觀組織，并使用SEM 搭配的能譜儀（EDS）分析樣品的化學成分。使用高溫拉伸試驗機測試接頭在730 ℃下的抗拉強度。

2 試驗結果與討論

2.1 接頭微觀組織及成分分布

圖2 為GH4738/GH3536 合金釬焊接頭的微觀組織。圖2a 顯示，接頭組織致密且沒有明顯孔洞，說明BNi-2 釬料在1 040 ℃條件下流動性良好，可潤濕并充分填滿焊縫間隙。根據觀察的位置形貌差異可將釬焊連接后的接頭分為3 個區域（在圖中標記為Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ）。區域Ⅰ是由BNi-2 釬料的元素向高溫合金基體擴散并發生化學反應而形成的元素擴散區，厚度為40～50 μm；區域Ⅱ為等溫凝固區，厚度為20～30 μm，是由于釬焊保溫過程中該區域的熔點抑制元素向合金基體中擴散導致液相線升高后發生等溫凝固而形成的；區域Ⅲ為非等溫凝固區，厚度為40～50 μm，是在釬焊保溫結束后的冷卻過程中形成的[11]。圖2b 表明，焊縫與母材合金界面處結合良好，焊合充分。此外，與等溫凝固區的單相、均勻組織特點不同，非等溫凝固區由形狀不規則的多種物相組成。

圖3 為接頭中心區域的形貌及元素面分布。根據表面形貌及元素分布特點，將釬焊接頭中心分為4 個不同區域。為進一步確認各區域物相組成，選擇4 個特征位置（如圖3a 所示）分別代表各自區域進行了成分分析，其中位置1 位于等溫凝固區，位置2～4 位于非等溫凝固區。成分分析結果見表2。圖3b 及位置1，2 的成分分析結果顯示，此處物相均為鎳基固溶體，且位置2 的Ni 含量更高。圖3c 及圖3e 顯示非等溫凝固區形成了小塊的富含Cr，Mo 的析出相，且不含Ni，Si 元素。Ghasemi 等學者[15]發現：Cr，Mo 作為強的硼化物形成元素，在非等溫凝固時傾向于與液態釬料中的B 原子發生反應進而形成硼化物。結合表2 的成分分析結果可知：位置4 處應為富含Cr，Mo 的硼化物。由于釬料中不含Mo，因此，此處的Mo 來自母材合金。此外，從圖3f 可以看出，Si 在中心區域大量富集，說明此處硅元素來不及向母材合金中擴散而在焊后冷卻過程中生成了富Si 的化合物。根據位置3 成分分析結果推斷此相為Ni3Si 金屬間化合物[16]。因此，在釬焊過程中形成的等溫凝固區主要由鎳基固溶體組成，而接頭內部區域的熔點抑制元素由于來不及向母材中擴散，在生成鎳基固溶體的同時，還產生了大量的Ni3Si 相及少量的富含Cr，Mo 的硼化物。

表2 接頭中心區域化合物成分分析結果（質量分數,%）

2.2 接頭力學性能測試

根據合金部件的應用情況，對GH4738/GH3536釬焊樣品在730 ℃條件下進行高溫拉伸強度測試。在1 040 ℃×10 min 釬焊條件下，3 組測試結果顯示接頭高溫抗拉強度分別為250 MPa，255 MPa，272 MPa，平均值為259 MPa，接頭強度明顯低于母材自身的強度值[17]。觀察釬焊樣品的拉伸斷口形貌（圖4a），發現斷口主要由大面積的解理面構成，證實在拉伸過程中接頭塑性差，呈現出明顯的脆性開裂特征。此外，斷口上有明顯的微裂紋存在（如圖中箭頭所示）。對圖4a 中方框所示區域進行成分分析（圖4b），可見斷口表面物相成分主要由Ni，Cr，Si，Mo 組成，這也是接頭中心區域非等溫凝固區物相的主要成分。

圖4 釬焊樣品的拉伸斷口形貌及斷口表面成分分析

為確定釬焊樣品的開裂機制，沿縱截面對斷口附近微觀組織進行觀察，如圖5 所示。從圖5a 可以看出，焊縫與母材連接良好，二者之間并未開裂；拉伸過程中釬焊樣品沿焊縫內部開裂。圖5b 表明開裂位置為接頭中心的非等溫凝固區，進一步證實了該區域是釬焊接頭的強度薄弱區，這也與圖4 所示結果一致。

圖5 GH4738/GH3536 釬焊樣品高溫拉伸斷口SEM 組織

成分分析結果表明，接頭中心區域（非等溫凝固區）除了存在鎳基固溶體外，還存在硼化物及Ni3Si 金屬間化合物。這兩相屬于硬脆相，與鎳基固溶體相比其硬度值更高[18]。已有研究表明[19]：合金的硬度值與強度值之間一般呈正比關系，即

式中：HV為維氏硬度；σ為抗拉強度。因此，Ni3Si 及硼化物的分布應有利于接頭強度的提升，但在該研究中發現這兩相的存在并沒有提高其所在區域的強度值，反而促進了接頭在拉伸過程中的斷裂。這主要是因為Ni3Si 及硼化物主要在焊后冷卻過程中析出，此階段接頭溫度的快速降低不利于焊接應力的釋放[20]，加上這2 種物相較脆，韌性差，導致容易形成焊接微裂紋。圖3a 證實了在拉伸試驗前，釬焊的接頭中心部分已存在少量的微米級別裂紋。這種微裂紋的形成及脆性相的析出是接頭脆性斷裂的直接原因（圖4a）。因此，雖然當前釬焊條件實現了釬縫與母材的良好焊合，但接頭中心區域生成的Ni3Si 相及硼化物較脆，對接頭力學性能不利。對于采用BNi-2 釬料連接GH4738，GH3536 高溫合金時，釬焊及焊后冷卻過程中接頭內部物相的組成是決定接頭性能的關鍵因素。

3 結論

（1）在1 040 ℃×10 min 條件下，采用BNi-2 鎳基釬料對GH4738 與GH3536 合金進行真空釬焊，焊縫與母材界面結合良好，且焊縫組織致密。

（2）釬焊接頭由元素擴散區、等溫凝固區和非等溫凝固區構成。等溫凝固區由鎳基固溶體組成；非等溫凝固區由于靠近焊縫中心，釬焊過程中溶質原子來不及向母材擴散，導致該區域除了鎳基固溶體外，還存在大量的Ni3Si 相及少量的富含Cr，Mo 的硼化物。

（3）釬焊接頭在730 ℃條件下抗拉強度為259 MPa。釬焊樣品在拉伸過程中沿非等溫凝固區開裂，這是因為釬焊接頭中心非等溫凝固區生成的Ni3Si 相及硼化物較脆，易萌生微裂紋，對釬焊接頭力學性能不利。