过渡液相扩散焊连接工艺参数对DD407母材液化的影响*

谭 飞，仵艳影，牛文涛，张成聪，陈玉华，黄永德

（1.中国航发南方工业有限公司，株洲 412000； 2.南昌航空大学江西省航空构件成形与连接重点实验室，南昌 330000； 3.上海航天设备制造总厂有限公司，上海 200245）

单晶高温合金以能够承受剧烈的温度载荷和恶劣工作环境的独特性能，已经成为了航空发动机涡轮叶片的首选材料，而传统铸造技术已经很难满足单晶叶片的制作要求。目前，钎焊、过渡液相扩散焊（TLP）及固相扩散焊等是镍基单晶连接的主要焊接方法[1–3]，但钎焊接头的强度和使用温度都较低，适用范围窄，工程上主要采用过渡液相扩散焊及固相扩散焊。

在TLP 连接过程中，母材的液化程度会影响影响接头的等温凝固过程，进而对接头宽度及接头的组织及性能起重要影响。Kim 等[4]采用含B 3.7%的中间层合金对镍基高温合金CMSX–2 进行TLP 连接，并研究TLP 连接中母材液化程度对接头性能的影响。翟秋亚等[5]对DD6 单晶高温合金进行TLP 连接研究发现，一定的工艺参数范围内，所得连接接头与母材结合良好，无明显缺陷。虽然镍基单晶TLP 扩散焊接头的综合性能接近于母材，但焊接过程中的等温凝固及组织均匀化阶段耗时很长，一般需要8～24h[6]。另外，降熔元素（B、Hf、Zr 等）的添加及部分残留一定程度上使得接头的使用温度降低[7–8]。

固相扩散焊不需添加降熔元素，可获得使用温度较高的接头，是镍基单晶焊接的优选方法，但固相扩散焊时，待连接表面的清理要求特别高，而且焊接过程要求采用高的焊接压力和长的焊接时间，对母材的性能有很大的损害。

将TLP 扩散焊的液相形成过程与固相扩散焊复合，利用过渡液相形成过程对接头表面的“清洗”作用，在锻压力的作用下快速形成固相连接，获得高温性能良好的固相连接接头。过渡液相形成过程对接头表面的“清洗”作用对接头的质量至关重要。为此，本文着重研究接头界面处母材液化规律，对进一步提升接头质量具有重要的工程应用价值。

试验及方法

试 验 以[001] 取 向DD407 镍基单晶高温合金为研究对象，其化学成分如表1 所示[3]。用线切割将母材DD407 镍基单晶棒切割为14mm×3mm 的圆柱形试样。采用厚度为20μm 含B 为3.5%的BNi9，中间层合金TLP 连接DD407 试样。试验设备采用沈阳真空研究所生产的VBF–446 型真空扩散炉，本试样的TLP 连接工艺曲线如图1 所示，以10℃/min 恒定升温，在温度到达600℃时保温20min，随后炉冷冷却至室温。试验用工艺参数采用3 因素3水平，各参数如表2 所示。

沿试样上表面中心线对试样纵向切割，取切割后试样，用腐蚀液对试样腐蚀，腐蚀液成分为20g CuSO4+80mL HCl+100mL H2O，使用XJP–2C 型倒置光学金相显微镜进行微观组织观察并测量液化深度，采用Quanta2000 型号扫描电镜对焊接接头界面区域微观组织进行高倍观察。

TLP 扩散连接接头如图2 所示，利用Image–Pro Plus 6.0 软件对接头宽度进行测量，取3 个不同点进行测量，3 个数值的平均值定为加工后接头间隙。设W1为中间层厚度，W2为TLP 扩散焊后母材之间的距离，(W2–W1)/2 则为母材液化宽度。

表1 DD407单晶高温合金的化学成分（质量分数） Table 1 Chemical composition of DD407 nickel-based single crystal superalloy %

表2 试验所用工艺参数Table 2 Process parameters of experiment

图1 试样TLP连接工艺曲线Fig.1 TLP bonding process curve

图2 TLP扩散连接接头示意图Fig.2 Schematic of TLP joint

结果与讨论

1 不同工艺参数条件下的接头微观组织

BNi9 中间层合金TLP 连 接DD407 接头微观组织形貌如图3 所示。其中图3（a）、（c）、（e）分别为加热温度1080℃、1100℃、1150℃，保温时间在5min 条件下的宏观金相图。可知，连接界面部分由残余共晶、镍基固溶体及扩散区组成。硼化物相弥散存在于母材与接头中的镍基固溶体之间，形成黑色条带状即扩散区；图3（b）、（d）、（f）分别为图3（a）、（c）、（e）扩散区的放大图，可见，扩散区宽度随着温度的升高明显增宽。

2 不同工艺参数条件下的液化区 宽度

不同工艺参数条件下液化区宽度的变化如图4 所示，其中接头宽度对应图2 中的W2，母材液化宽度为(W2–W1)/2。

中间层厚度150μm，保温时间1min，接头宽度及母材液化宽度随加热温度而变化如图4（a）所示。可知，母材液化宽度随着加热温度的升高而增大；当加热温度为1080℃时，接头宽度达到224μm，母材液化宽度为37μm；当温度升高到1100℃时，母材液化宽度与接头宽度均无明显改变；当加热温度升高到1150℃时，接头宽度升高至275μm，母材液化宽度升高至60.7μm。

图3 接头横截面组织图Fig.3 Microstructure of cross section of joint

同理，为了研究保温时间对母材液化宽度的影响，在加热温度为1100 ℃时，中间层合金厚度为150μm，分别取保温时间1min、3min和5min，观测接头中液化区宽度的变化情况，如图4（b）所示。可知，接头宽度和母材液化宽度都随着保温时间的增长而趋于增加，保温时间为1min 时，接头宽度为224μm，大于原有接头间隙150μm，说明母材在很短的时间内即发生液化；当保温时间为5min 时，接头宽度为281.5μm，母材液化宽度为65.8μm。随着保温时间的增加，界面处之间的元素扩散反应更加充分，母材液化程度增大，母材的液化宽度也随之增加。

中间层厚度决定中间层合金中与母材发生反应的元素含量，特别是降熔元素B 的含量，决定了母材的液化宽度。保持保温时间1min，加热温度1100℃，母材液化宽度随中间层合金厚度的变化如图4（c）所示。接头宽度在中间层合金厚度为50μm 时达到81.46μm，此时母材液化宽度为15.7μm；中间层厚度增大到100μm 时，接头宽度与母材液化宽度均增加，接头宽度达到155μm，母材液化宽度达到27.5μm，相比于 中间层厚度为50μm 时，母材液化宽度增加近1 倍；中间层厚度增大到150μm 时，接头宽度增大到224μm，母材液化宽度增大到37μm。

对比图4（a）～（c），可以发现图4（c）中接头宽度（W2）上升斜率较大，因此，中间层厚度对母材液化的作用较大。分析认为：一方面，中间层厚度的增加，其所含降熔元素含量也随之增加，扩散更加充分，反应相对活跃[9–11]；另一方面，中间合金层厚度的增大会导致液化中间层对母材的溶解量增加，根据本文的研究目的，更有利于去除基材表面的不均匀层，达到表面清理的作用。

3 液化区形成及宽化过程分析

图4 不同焊接条件下的接头宽度和母材液化宽度Fig.4 Width of joint and liquefied base metal in deferent welding condition

TLP 扩散连接一般分为接触液化、液相区增宽与成分均匀化、等温凝固和固相成分均匀化4 个阶段[12–13]。根据本文的研究目的，希望获得较大的液化区宽度，为此，进一步对液相形成及液相区增宽过程进行分析。

根据BNi9 中间层合金与母材的特点，将DD407 镍基单晶高温合金与BNi9 的界面反应过程简化为Ni–B 反应模型[14]。Ni–B 二元相如图5 所示[3]。可知，B 的降熔效果显著主要是因为B 与Ni 形成了共晶相Ni4B3+NiB，共晶温度1018℃。

母材液化过程如图6 所示。随着加热温度的升高，B 元素向母材侧扩散，B 元素在液态钎料中的扩散速度比其在固体母材中的扩散速度快很多，随着B 元素向固态母材中的扩散，液/固界面区的B 元素得到及时补充，保证B 原子不断供给，为B 原子的扩散提供了一定的浓度梯度（图6（a））。随着B 原子的扩散，液/固界面区母材侧B 原子的含量增加，根据图5[3]，当其含量达到12%（质量分数）时，在较低的温度条件下固态母材液化，如图6（b）所示，随着B 元素的不断扩散渗透，液相区的宽度随之不断增加[15]，如图4 所示，与试验结果一致。由于中间层所含B元素数量一定，当扩散达到一定程度时，B 元素的含量会相对减小，即进入等温凝固阶段，母材溶解阶段结束，母材液化宽度不再继续增大，此时液相区宽度达到最大，如图6（c）所示。

结论

（1）影响DD407 母材液化的工艺参数主要有：加热温度、保温时间和中间层合金厚度。中间层合金厚度对母材液化的影响程度相对较大，更有利于去除基材表面的不均匀层，达到表面清理的作用。

（2）在加热温度1100℃，保温时间5min，BNi9中间层厚度150μm时，母材液化的宽度达到65.8μm。

图5 镍–硼相图Fig.5 Ni-B phase diagram

图6 母材液化过程示意图Fig.6 Schematic diagram of liquefaction process of base metal

（3）随着降熔元素向固相母材中扩散，使得液相中降熔元素的含量降低，发生等温凝固，从而使母材的液化区的宽度不再增加，一定程度上影响了表面清理的效果。