工艺参数对一种镍基单晶高温合金TLP接头组织的影响

关洪魏,李 文,刘纪德

(1.沈阳理工大学 材料科学与工程学院,沈阳 110159;2.中国科学院金属研究所,沈阳 110016)

工艺参数对一种镍基单晶高温合金TLP接头组织的影响

关洪魏1,2,李 文1,刘纪德2

(1.沈阳理工大学 材料科学与工程学院,沈阳 110159;2.中国科学院金属研究所,沈阳 110016)

研究了用Ni-Cr-B中间层合金在不同连接温度和连接时间条件下TLP连接一种镍基单晶高温合金,观察其接头组织变化。TLP接头分为三个典型的区域:接头中心的共晶区、位于共晶区两侧的等温凝固区和位于基体中的扩散影响区。接头中心形成Cr2B+γ和Ni3B+γ两种共晶;等温凝固区为γ 镍基固溶体;在扩散区上形成M3B2析出相。随连接温度的升高或连接时间的延长均有助于共晶区硼化物析出相的分解和扩散,促进等温凝固界面由接头两侧向接头中心生长,促使扩散影响区的析出相继续长大并向基体内扩散。

TLP连接;Ni-Cr-B中间层合金;镍基单晶高温合金;微观组织

镍基单晶高温合金以其具有的优良的高温性能而广泛应用于航空发动机和燃气轮机叶片的制造上[1-3]。镍基单晶高温合金焊接性能差,因此常规的熔焊技术已经不适用[4],连接这类合金通常使用钎焊技术,从而避免了熔焊裂纹的问题,但钎焊接头并不具有高温机械性能和高温物理性能。七十年代Dullvall等人第一次开始采用瞬间液相连接(Transient liquid phase bonding,TLP连接)方法对单晶高温合金进行连接[5]。此后,针对这一连接方法人们进行了的研究[6-7]。

TLP技术是连接单晶高温合金的有效手段之一,但真正影响等温凝固过程的因素尚不明确。TLP过程因溶质原子的扩散行为而产生,溶质原子的扩散行为及其在基体中的存在形式直接影响TLP过程的进行,固溶度相对较低的溶质原子(B等),容易在基体中形成化合物。化合物的形成需要一定的温度条件和连接时间条件,在一定的温度和连接时间范围内,化合物可以形成并稳定存在。因此,有必要研究不同温度和连接时间条件对接头组织的影响,并总结一定的规律用以指导连接工艺实践。

1 试验方法

基体选用由中科院金属研究所研制的一种镍基单晶高温合金,合金的成分如表1所示,合金的熔点为1380℃。将直径为Φ16mm的单晶棒经线切割、打磨、丙酮酒精超声清洗三步处理,变成厚度为3mm的试样片,配对使用。

表1 镍基单晶高温合金成分 wt.%

中间层合金选用的Ni-Cr-B粉其粒度为74μm,合金成分如表2所示,Ni-Cr-B粉末在1040℃开始熔化,在1100℃完全熔化,一般情况下TLP连接温度至少应高于完全融化温度30～60℃且应低于基体的熔点温度[6]。 用在高温下可完全挥发且不会给接头带来杂质的水性胶,将调和好的Ni-Cr-B中间层合金均匀的平铺在两基体之间,装配时应保证两试样片的原位对接,而后待焊。装配好的试样如图1 所示。

表2 中间层合金的化学组成 wt.%

图1 TLP接头示意图

将装配的试样在真空炉内进行升温-保温-随炉冷却的过程,由于炉腔内、试样表面以及中间层合金会引入一定挥发性杂质,主要为有机胶、油脂和水分,所以以15℃/min的加热速度使温度升高到500℃,保温10min,使以上杂质充分挥发,再以15℃/min的加热速度使温度升高到1030℃,保温5min,在液相线以下稳定加热过程,为减少液相线附近各种相的产生,以最快加热速度升到连接温度,并保温相应的时间。根据中间层合金的化学特征及完成等温凝固的时间,实验所选用连接温度和保温时间如表3所示。

表3 实验所选工艺参数

接后的试样垂直接头切割,用来观察接头组织变化;在接头中心沿平行于接头的方向切割,用来分析接头中的物相。本文使用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)分析接头组织变化,利用扫描电子显微镜的能谱分析仪(EDS)对析出相进行成分分析,利用XRD对剖开的接头进行物相分析。

2 试验结果与分析

2.1 TLP接头组织的分析

图2是Ni-Cr-B接头在1200℃下连接30min所得到的TLP接头形貌。可见接头分为三个典型的区域:接头中心的共晶区(Eutectic zone,EZ)、位于共晶区两侧的等温凝固区(Isothermal solidification zone,ISZ)和位于基体中的扩散影响区(Diffusion affected zone,DAZ)。

图2 TLP接接头组织形貌(1200℃/30min)

2.1.1 共晶区的组织分析

共晶区位于接头中心,主要由骨架状的硼化物析出相与γ相组成的共晶和岛状相共晶组织组成。骨架状析出相的形貌如图3a所示,岛状相形貌如图3b所示,可见骨架状的尺寸明显大于岛状。利用能谱分析仪(EDS)对骨架状析出相和岛状相进行分析得到,岛状相主要包含Ni、Cr、Co元素,骨架状相主要包含Ni、Cr元素,说明这两种相都是富Ni、Cr元素的相,由于B原子半径较小,很难利用能谱分析出来,因此需要应用更精确的分析仪器。

图3 析出相的形貌及元素组成

2.1.2 等温凝固区的组织分析

等温凝固区位于共晶区两侧,是由液相中的降熔点元素B向两边的基体扩散而进行等温凝固所形成的。从图4可见,等温凝固区为灰色的区域且没有析出相的析出,说明各元素在等温凝固区是以固溶态存在。利用EDS对等温凝固区进行成分分析可知,等温凝固区主要包含Ni、Cr、Co、Al、W元素,说明等温凝固区主要是基体组织γ镍基固溶体相。

图4 等温凝固区的组织形貌及元素组成

2.1.3 扩散影响区的组织分析

扩散影响区在等温凝固区两侧的基体上,由于B向基体中扩散,而基体对B的容纳能力有限,当扩散到基体中的B原子超过基体的容纳能力时,就使得多于的B原子以B化物的形式析出。B化物的析出使B在基体中不再进行连续扩散。

扩散影响区的析出相的形貌如图5所示,利用EDS对这些析出相进行成分分析得到细长的针状析出相含有Ni、Cr、Co、Al、W元素,细小的析出相也含有Ni、Cr、Co、Al、W元素,两种析出相同时还含有B元素,利用透射电镜对析出相进行分析可得扩散影响区的析出相主要为简单四方结构的M3B2相[7-8]。

图5 扩散影响区析出相形貌及元素组成

2.1.4 接头中心的物相分析

采用XRD对1200℃下连接2h的接头中心区域进行物相分析,如图6所示。结果表明接头中心主要存在Cr2B+γ和Ni3B+γ两种共晶,γ相是基体相。峰值较强的物相,在接头中心含量相对较多。

图6 接头中心共晶区的XRD图谱

2.2 温度对接头组织的影响

如图7所示,不同连接温度下,连接时间为2h的TLP接头形貌。可见,随着连接温度的升高,接头中心的共晶区宽度逐渐变窄,最后消失,形成了以镍基固溶体为主的等温凝固接头。这是因为随着连接温度的升高,硼原子的扩散系数增大,有更多的硼向基体中扩散,有助于共晶区的硼化物的消失。此时若再将连接件加热到连接温度,连接接头将不再重新熔化。固液界面前沿呈胞状起伏,随着连接温度的升高,胞状界面趋于平直,最后两侧界面连接在一起。图7a中共晶区还未出现骨架状析出相和岛状相,随温度的升高在图7b中出现了清晰地骨架状析出相和岛状相。

随着温度的升高,扩散影响区范围逐渐扩大并有大量的硼化物析出相析出如图7b所示,通过前面的研究可知这些析出相主要是M3B2相且析出相逐渐向两边扩散并长大如图7c所示,细小的析出相数量逐渐减少。这些析出相对基体的性能是有害的,通常我们通过热处理工艺来消除这些有害的B化物,从而使基体和接头组织均匀化。常用的热处理方法有固溶+时效处理或均匀化处理,处理之后的接头基本实现了与基体组织的均匀化[8]。

2.3 TLP连接时间对接头组织的影响

图8中a、b、c、d分别是连接温度为1200℃保温5min、2h、4h、6h的连接接头,可见,随连接时间的延长共晶区中的析出相经历了由少到多再到无的过程,说明在连接温度不变的情况下,延长连接时间有利于共晶区组织的转变。固液界面前沿的胞状起伏随着连接时间的延长而逐渐变小,连接4h后如图8c所示,两边的界面连接在一起形成完全等温凝固的接头,共晶区的组织完全消失,形成镍基固溶体接头。随着连接时间的进一步延长扩散影响区中的B化物析出相逐渐长大,细小的析出相逐渐减少,针状析出相变得更长。说明延长TLP连接时间有助于共晶区组织中元素的扩散,促进扩散影响区的组织继续长大并向基体内扩散分解。完全等温凝固的TLP接头经过一定的热处理后接头中的B化物将会分解消失,使整个接头与基体的组织相同。

图7 不同连接温度下保温2h的TLP接头组织形貌图

图8 在1200℃下不同连接时间的接头组织形貌图

3 结论

(1)TLP接头分为三个典型的区域:接头中心的共晶区、位于共晶区两侧的等温凝固区和位于基体中的扩散影响区。Ni-Cr-B中间层合金中的降熔点元素B所形成的硼化物析出相主要分布在接头中心的共晶区及基体中的扩散影响区中。

在接头中心区域形成Cr2B+γ和Ni3B+γ两种共晶,等温凝固区为γ镍基固溶体,在扩散影响区形成M3B2析出相。

(2)连接温度的升高或连接时间的延长均有助于共晶区组织的分解和扩散,有利于扩散影响区组织的长大并向基体内的扩散。促进等温凝固界面由接头两侧向接头中心生长及等温凝固区宽度的增加。

[1] Richards N L,Chaturvedi M C.Effect of minor elements on weldability of nickel base superalloys[J].International Materials Reviews,2000,45(3):109-129.

[2] Harada H,Yamazaki M,Koizumi Y,et al.Alloy Design for Nickel-Base Superalloys[M].Berlin:Springer Netherlands,1982:721-735.

[3] 赵新宝,高斯峰,杨初斌,等.镍基单晶高温合金晶体取向的选择及其控制[J].中国材料进展,2013,32(1):24-38.

[4] 李亚江,夏春智,石磊.国内镍基高温合金的焊接研究现状[J].现代焊接,2010 (7):1-4.

[5] Duvall D.TLP Bonding:A new method for joining heat resistant alloys[J].Welding Journal,1974(53):203-214.

[6] 邹僖.钎焊[M].北京:机械工业出版社,1995:3.

[7] 盛乃成.单晶高温合金瞬态液相连接等温凝固过程及基体取向偏差研究[D].沈阳:中国科学院金属研究所,2014.

[8] 李文.DD98镍基单晶高温合金的瞬态液相连接[D].沈阳:中国科学院金属研究所,2002.

(责任编辑：王子君)

EffectofProcessParametersontheMicrostructureofTLPJointsforaNi-baseSingleCrystalSuperalloy

GUAN Hongwei1,2,LI Wen1,LIU Jide2

(1.Shenyang Ligong University,Shenyang 110159,China;2.Institute of Metal Research,
Chinese Academy of Sciences,Shenyang 110016,China)

A Ni-based single crystal superalloy connected with Ni-Cr-B interlayer at different temperatures and times is studied to observe the changes of the microstructure.The results showed that the TLP joint region consisted of eutectic zone(EZ),isothermal solidification zone(ISZ) and Diffusion affected zone(DAZ).Cr2B+γ and Ni3B+γ eutectic occur in the eutectic zone of the joint center.The isothermal solidification zone is the solid solution of γ Ni- based solid solution.M3B2precipitates are formed in the diffusion zone.The increasing of the bonding temperature or the holding time contributes to the decomposition and diffusion of the boride precipitation,forwards the interface of the isothermal solidification stretching from two sides to the center of the joint,and the precipitation phases in the diffusion-affected zone continue to grow and spread to the matrix.

TLP bonding;Ni-Cr-B interlayer alloy;Ni-base single crystal superalloy;microstructure

TG146

A

2016-11-16

关洪魏(1987—)，女，硕士研究生；通讯作者：李文(1964—)，女，教授，博士，研究方向：金属凝固与液态成型新技术。

1003-1251(2017)05-0084-06