采用BNi-5 釬料釬焊K417G 高溫合金的界面組織和力學性能

周標，王浩，任新宇，邱嘉玉，潘暉

(中國航發北京航空材料研究院，北京 100095)

0 前言

高溫合金是以鐵、鎳或鈷為基體，加入多種合金強化元素，在650 ℃以上的高溫環境下能夠承受較為極端的應力并且實現長期服役的一類合金[1-3]。其中，K417G 鎳基高溫合金是一種典型的沉淀強化型合金，具有良好的組織穩定性和優異的高溫力學性能，廣泛應用于航空發動機和燃氣輪機等熱端部件的制造中[4]。

釬焊技術在發動機熱端部件的研制中發揮了重要作用[5-6]。針對鎳基高溫合金的釬焊連接，通常采用鎳基和鈷基高溫釬料[7]。孫元等學者[8]采用一種含B，Si 的鎳基合金釬料釬焊CMSX-4 單晶高溫合金，對降熔元素B 和Si 的擴散機制及接頭形成機理進行了研究，結果表明：不同間隙焊縫的微觀組織相似，相組成相同；釬焊過程中B 元素集中分布于焊縫中心區，形成脆性硼化物相M3B2；Si 元素不僅在焊縫中心區形成鎳硅化合物相，也向母材中擴散，在近焊縫區形成含Si 元素的鎳基固溶體。Li 等學者[9]采用Ni-Co-Cr-Al-Zr-B 體系釬料研究了K417G 合金大間隙釬焊行為，結果表明：接頭中生成γ+γ′基體相，并觀察到B 元素偏析，形成細小的M3B2顆粒狀硼化物。

采用BNi-5 釬料在1160 ℃不同保溫時間下，對K417G 合金進行了釬焊連接研究，分析了接頭物相和界面組織演變規律，并對接頭950 ℃高溫拉伸性能進行了測試。

1 試驗方法

試驗用鑄態母材K417G 高溫合金的化學成分見表1。K417G 的組成相為γ 固溶體、γ′相、MC、M23C6碳化物、M3B2硼化物和微量的Y 相，合金鑄態下使用，γ′相的回溶溫度約為1250 ℃。鑄態母材950 ℃典型抗拉強度為625 MPa[4]。

表1 K417G 高溫合金成分（質量分數，%）

選用的釬料為BNi-5，BNi-5 釬料化學成分見表2，以Si 元素作為降熔元素，其熔化溫度區間為1080～1135 ℃。采用對接接頭開展了真空釬焊試驗，試樣尺寸為24 mm × 14 mm × 2 mm，焊前預置0.05 mm 間隙。裝配完成后，在1160 ℃溫度下開展了15 min，30 min，60 min 不同保溫時間下的釬焊試驗，釬焊過程中保持真空度優于5 × 10-2Pa。

表2 BNi-5 釬料化學成分（質量分數，%）

焊后加工成板狀試樣測試接頭950 ℃高溫拉伸性能，如圖1 所示。隨爐焊接并制備金相試樣，采用掃描電鏡和EDS 能譜儀對接頭微觀組織和物相成分進行了分析。

圖1 釬焊接頭高溫拉伸試樣

2 結果與分析

2.1 釬焊接頭典型微觀組織

采用BNi-5 釬料在1160 ℃保溫15 min 釬焊條件下獲得的釬焊接頭微觀組織如圖2 所示。中心虛線標注區域為釬縫，兩側為K417G 合金母材。圖2a 為接頭低倍整體形貌，可以看到釬縫致密無缺陷。結合圖2b 為釬縫局部放大分析結果，可觀察到釬縫內部物相分布較為均勻。圖2b 中各微區的能譜分析結果見表3。微區1 為母材，由γ+γ′兩相組成。微區2和微區8 中元素Ti 含量高達73.67%～74.72%（原子分數，下同），推測其為基體中的富Ti 碳化物相[10]。微區3 和微區7 為近縫區，同樣由γ+γ′兩相組成。對比母材，由于釬焊過程中的界面反應和元素擴散，該區域的Si 元素含量顯著高于基體的微區1 位置。在釬縫中心，微區4 主要由元素Ni，Cr，Si，Al 元素組成，推測其為釬縫中的富Si 的γ+γ′兩相區。由于釬料中不含Al 元素，與母材和近縫區相比，Al 元素含量較低，僅為7.1%。微區5 和微區6 中主要包含Ni，Cr，Si等元素，結合二元相圖，推測其為(Ni,Cr)3Si 化合物相[11]。在更高放大倍數下，對釬縫和釬縫與母材界面處的微觀組織做進一步分析，結果如圖3 所示。圖3a為釬縫中心微觀組織，其微觀組織組成為γ/γ′相基體中分布有骨骼狀分布的硅化物相，寬度約為3 μm。釬縫與母材界面局部區域微觀組織分析如圖3b 所示，界面處冶金結合良好、未見缺陷，母材γ′相立方化組織保持良好，γ+γ′相基體上分布有黑色TiC 相，與母材初始鑄態組織保持一致。

圖2 1160 ℃ × 15 min 釬焊接頭微觀組織

圖3 圖2b 中釬縫中心和釬縫與母材界面局部組織

表3 圖2b 中釬焊接頭區域各微區能譜分析結果

2.2 不同保溫時間下接頭組織演變和力學性能

為進一步研究不同保溫時間對接頭微觀組織和界面演變規律的影響，分別開展了1160 ℃保溫15 min，30 min 和60 min 的釬焊試驗，對應的接頭微觀組織分析結果和元素面分布情況如圖4 所示。

圖4 1160 ℃保溫15 min，30 min，60 min 接頭組織及面分布情況

1160 ℃保溫15 min 條件下的接頭元素面分布情況如圖4b 所示。由于K417G 合金和BNi-5 釬料均為Ni 基合金，元素Ni 在母材和釬縫中均勻分布。在釬焊過程中，發生了較為明顯的界面反應和元素相互擴散，母材中的Co 元素和Al 元素向釬縫中發生了一定程度擴散，同時釬料中的Si 和Cr 也向母材進行了擴散。Ti 元素則富集于碳化物相中，并部分擴散進入釬縫中心的硅化物相中。

當保溫時間從15 min 延長至30 min 時（圖4a 和圖4c），界面反應和元素擴散更為充分，釬縫寬度相應由75 μm 增加至148 μm，界面處逐漸變得彎曲，說明釬料對母材產生一定熔蝕作用。結合元素面分布情況可以看出，元素分布更為均勻，同時碳化物相呈細化趨勢。值得指出的是，Si 元素的分布不再集中于釬縫中心，隨著保溫時間的延長和擴散反應更為充分，接頭中的硅化物相逐漸呈網格狀分布，元素Ti的分布也呈現類似規律。

隨著保溫時間進一步延長到60 min（圖4e），釬縫與母材之間發生了更為強烈的元素互擴散行為。釬縫的寬度進一步增加至約189 μm。元素Si 部分擴散進入母材區域，向母材的熔蝕作用更為明顯[12]，同時硅化物相的尺寸得到一定細化。

對不同工藝參數下獲得的釬焊接頭高溫力學性能進行了測試，結果如圖5 所示。在950 ℃條件下，保溫15 min 和30 min 的接頭平均抗拉強度較為接近，分別為410 MPa 和412 MPa。隨著保溫時間延長，元素分布更為均勻且硅化物相呈分散狀，不同試樣的接頭高溫拉伸性能測試值分散性較小。當保溫時間進一步延長至60 min 時，接頭抗拉強度略有降低，平均值為388 MPa，推測這是由于釬料向母材發生了一定熔蝕作用所導致的。

圖5 不同保溫時間下釬焊接頭高溫拉伸性能

3 結論

(1) 采用BNi-5 釬料，在1160 ℃不同保溫時間下對K417G 合金進行了釬焊連接，接頭物相主要由γ +γ′相、富Ti 碳化物相和(Ni,Cr)3Si 相等物相組成。

(2) 隨著保溫時間的進一步延長，元素擴散更為充分，接頭硅化物相分布呈分散趨勢，尺寸得到細化。

(3) 1160 ℃ × 30 min 條件下獲得的接頭950 ℃平均抗拉強度為412 MPa。