摘 要：采用BNi68CrWB钎料粉末对K24和GH648异种高温合金进行钎焊连接，分析了接头典型界面组织，提出了钎焊过程反应机理. 结果表明，接头由共晶区、等温凝固区和扩散区组成. 共晶区由WB，CrB和镍基固溶体组成，等温凝固区为镍基固溶体，GH648侧扩散区由WB，WxBy，CrxBy，以及沿晶界析出的镍基固溶体和少量的Cr2Ni3相组成，K24侧扩散区与母材差异不明显. 钎焊过程由元素富集、母材溶解、等温凝固和共晶凝固四个阶段组成. 其中等温凝固阶段是钎焊过程中最关键的阶段，等温凝固不完全时，钎缝中央存在共晶组织，影响接头性能. 钎焊温度1 150 ℃，保温120 min时，等温凝固完全，接头组织均匀，力学性能最优，室温拉剪强度可达323 MPa.
关键词：镍基钎料；高温合金接头；微观组织；力学性能
高温合金具有优异的高温强度、持久性能、良好的热疲劳性能、抗氧化和热腐蚀能力，以及出众的断裂韧性，在航空发动机中得到广泛应用. 相比其它高温合金而言，镍基高温合金由于具有较高的比强度，良好的热稳定性能和热机械性能，使其成为高温合金中应用最为广泛的一种. 其中，铸造高温合金强度最高，可精密铸造成小型承载构件，变形高温合金强度高，并具有一定塑性，可加工成结构复杂的构件[1].
为了兼具铸造高温合金的高强度与变形高温合金的塑性好和易加工的性能，将二者连接作为构件使用对航空业具有重要意义和实用价值[2]. 目前国内对铸造高温合金与变形高温合金焊接的分析很少，而且由于镍基高温合金热强性高，其塑性和可焊性较差，焊接时易产生热裂纹，一般的高温焊接方法难以实现二者的可靠连接，目前主要采用的连接方法有固相扩散连接[3]、激光焊接、瞬时液相扩散焊[4]、钎焊[5]等. 扩散焊能够得到高质量的焊接接头，但是由于需要施加压力，难以应用于复杂构件的焊接. 高温合金具有较高的焊接裂纹敏感性，使用熔焊易产生热裂纹. 而钎焊不需要加压，加热均匀可以避免热裂纹的产生. 试验采用BNi68CrWB钎料对K24高温合金和GH648高温合金进行钎焊连接，分析了界面组织组成，并提出钎焊过程反应机理，并通过分析不同工艺参数下组织变化规律对反应机理进行了验证.
试验使用的GH648高温合金是在前苏联ЭΠ648合金的基础上研制的变形高温合金，K24高温合金为铸造高温合金[6]. 所用钎料为商用钎料BNi68CrWB粉末，成分和熔点列于表1.
表1 试验中所用钎料性能
Table 1 Brazing alloy used in experiments
质量分量ω(%)熔化温度T/℃粒度δ/μmNi?W11．92?Cr9．70?Si3．74?B3．00970～109550
钎焊过程中，组织试样的尺寸是10 mm×6 mm×1.5 mm，性能试样的尺寸是15 mm×60 mm×1.5 mm. 钎焊前将待焊试样用水砂纸逐级打磨到800号，并放置在丙酮中超声清洗10 min后吹干，将钎料粉末与粘结剂混合至半固态，装配后放置到VAF-30型真空钎焊炉中，以10 ℃/min的升温速率加热到450 ℃，并保温30 min，使粘结剂充分挥发，继续以10 ℃/min升高到950 ℃，并保温30 min，确保整个试样受热均匀，再以10 ℃/min升高到钎焊温度(1 100～1 200 ℃)，保温一定时间(1～120 min)进行钎焊连接，试样随炉冷却. 采用FEI Quanta200F扫描电子显微镜对接头界面进行观察，并对局部区域进行能谱分析. 利用Instron5569电子万能试验机进行拉剪强度测试.
2.1 K24/GH648钎焊接头典型界面组织
使用BNi68CrWB钎料钎焊K24/GH648母材时，由于钎料和母材中元素种类多，元素含量差异大，钎焊时发生了多种元素相互扩散和复杂的冶金反应，生成了相种类多、元素组成复杂的钎焊接头组织. 图1a为使用BNi68CrWB钎料在温度为1 170 ℃保温10 min时钎焊K24/GH648获得的典型接头组织形貌，接头主要包含三个区域：钎缝中央的共晶区(EZ区)，共晶区两侧的等温凝固区(ISZ区)，等温凝固区两侧的扩散区(DZ区). 图1b为GH648侧扩散区(DZ区)局部放大图.
图1 1 170 ℃/10 min的钎焊接头界面背散射像
Fig.1 SEM BEIs of the specimen (1 170 ℃/10 min)
EZ区主要由白亮相A、深灰色相B、浅灰色相C、黑色相D四种相组成. 表2给出了对应位置处能谱分析结果，结合XRD结果(图2)，可得白亮相A主要是WB，深灰色相B是富Cr元素的镍基固溶体，浅灰色相C是富Si元素的镍基固溶体，黑色相D是CrB. ISZ区由灰白色相组成，包括GH648侧的E1相和K24侧的E2相. E1，E2相均为镍基固溶体，由于GH648母材中Cr元素含量较高，因此GH648侧的E1相Cr元素含量也相应较高. GH648侧DZ区由白亮相F、沿晶界析出的黑色相K、粒状相G、棒状相H和母材晶粒基体相J组成，其中白亮相F主要是WB，沿晶界析出的黑色相K是镍基固溶体和少量的Cr2Ni3相，粒状相G和棒状相H成分只有略微的差异，均主要为CrxBy，还含有少量的WxBy，晶粒内基体相J为富Cr元素的镍基固溶体，成分与GH648相近，并含有少量从钎料中扩散而来的W元素和Si元素. K24侧DZ区的相比较细小，与母材差异不明显，因此不做具体分析.
表2 1 170 ℃/10 min的钎焊接头界面能谱分析(质量分数，%)
Table 2 EDS results of the specimen(1 170 ℃/10 min)
成分NiCrWSiMo可能相A05．2116．4268．6602．0607．64WB，MoB2B79．7710．6801．1207．0101．42富Cr元素镍基固溶体C77．9608．6700．3311．7101．33富Si元素镍基固溶体D08．7677．9905．6601．5006．09CrBE164．5917．1612．2303．2202．80富Cr元素镍基固溶体E267．2312．7212．4604．8902．70富Cr元素镍基固溶体F09．9625．0450．2701．9612．77WBG05．0158．4525．7300．5810．23硼化铬，硼化钨H12．4147．6627．7500．2211．95硼化铬，硼化钨K59．9628．0707．0600．7204．19富Cr元素镍基固溶体J64．5421．8906．4502．6504．47富Cr元素镍基固溶体
图2 钎缝共晶组织XRD分析结果
Fig.2 XRD analysis of EZ zone
2.2 K24/GH648钎焊过程反应机理
采用BNi68CrWB钎料钎焊K24和GH648高温合金时，钎料中B元素在镍基固溶体中极限固溶度很小，主要形成硼化物，且B元素原子半径小，扩散速率快，因此反应速率主要受B原子扩散控制. GH648高温合金中Cr元素含量很高，达32%～35%，在讨论反应机理时不能忽略，K24高温合金中Cr元素含量较少，只有8.5%，对钎缝中的冶金反应影响不大，K24侧Ni元素起主导作用. Si原子，Co原子主要固溶在镍基固溶体中，对钎焊接头组织形成影响不大. 其它微量元素在讨论反应机理时可忽略. 因此，可以把复杂的GH648/BNi68CrWB/K24反应过程，简化为Ni-Cr/B/Ni反应模型.
K24和GH648高温合金钎焊过程可划分为四个阶段：如图3所示，0点到a点为升温阶段，a点到c点为母材溶解阶段，c点到d点为等温凝固阶段，d点之后为冷却阶段. 其中，a点对应钎料熔化温度TM；b，c，d点对应钎焊温度TB.
图3 钎焊过程示意图
Fig.3 Schematic of brazing process
由于升温阶段温度低、压力小，可忽略元素间的固相扩散. 当温度升高到钎料熔点(TM)时，钎料熔化填缝. 此时母材和钎料液相元素浓度梯度很大，二者之间立即发生相互扩散，由于B原子半径小，扩散速率快，且B元素在镍基固溶体中极限固溶度很低，B原子迅速扩散进入母材后，在初始固液两相界面附近迅速达到饱和固溶度，并发生富集. 由于GH648侧的Cr元素(含量达32%)是强硼化物形成元素，B原子迅速被Cr原子捕获，沿GH648侧固液两相界面处形成断续分布的粒状CrxBy，形貌如图4所示. 此时母材开始发生溶解. 一方面在垂直于钎缝方向上，固液两相界面附近达到平衡浓度Cls，钎缝中央B元素浓度高于平衡浓度，而母材远端B元素浓度低于平衡浓度，钎缝液相中的B元素不断向母材扩散，母材基体向钎缝液相中溶解，这两种趋势的综合作用使钎缝中B元素浓度降低. 另一方面，在平行于钎缝方向上，放置钎料的一端为钎料流入端，另一端为钎料流出端，钎料流入端B元素浓度高于钎料流出端，B原子从流入端剩余钎料中向流出端钎缝中扩散. 由于钎料流入端钎缝中B元素浓度较大，导致流入端母材溶解速度快，钎缝从流入端向流出端，宽度逐渐变窄，图5a为1 150 ℃保温1 min时接头组织，由于保温时间短，元素还未扩散均匀，钎料流入端宽度大于钎料流出端. 值得注意的是，GH648侧母材平直，并未发生溶解. 这是由于GH648母材中强硼化物形成元素Cr元素含量很高，B原子进入GH648母材时，优先与Cr原子结合形成硼化铬，不会造成镍基固溶体的溶解. 因此，可观察到GH648侧在B元素浓度较高的钎料流入端扩散层厚度大于B元素浓度较低的钎料流出端.
图4 1 150 ℃/10 min GH648侧扩散区
Fig.4 Diffusion zone on GH648 side
图5 钎焊温度为1 150 ℃时不同保温时间接头组织形貌
Fig.5 Effect of holding time on microstructure of joints (brazing temperature=1 150 ℃)
随着时间的推移，在平行于钎缝方向上，B元素逐渐扩散均匀. 当垂直于钎缝方向上钎缝液相中B元素浓度达到钎焊温度下的平衡浓度Cls时，母材不再溶解，钎缝宽度达到最大值. 由图5可见，保温1 min时，流入端宽度约为90 μm，而保温10 min和120 min时，钎缝宽度均为90 μm左右. 此时，钎料液相浓度均匀一致，为钎焊温度下的平衡浓度Cls，由于固液两相浓度差依然存在，B原子从钎料液相继续向母材扩散. 钎料液相中B元素含量不断减少，液相熔点逐步升高，在钎缝两侧母材表面形核，向钎缝中央生长，发生等温凝固. 随着等温凝固的进行，钎缝中央的残余液相越来越少，若此阶段保温时间不足，在保温阶段结束时，等温凝固还没有进行完全，仍有残余液相存在，在随后的冷却过程中，当温度降低到残余液相的共晶温度以下时，在钎缝中央将形成低熔共晶组织，对接头性能产生不利影响. 因此，等温凝固阶段是否进行完全直接影响钎焊接头的强度. 如图5b和图5c，保温10 min时，等温凝固不完全，钎缝中央存在共晶组织，而保温120 min时，钎缝组织均匀.
2.3 K24/GH648钎焊接头力学性能
通过分析钎焊温度对接头组织和力学性能的影响时发现，钎焊温度过低时，接头填缝不完全导致强度很低. 钎焊温度过高时，母材溶蚀加剧，钎缝宽度变大，接头中脆性相含量增加，对接头性能不利. 在分析保温时间对接头组织和力学性能的影响时发现，保温时间过短将导致钎缝中共晶组织增多，对接头性能不利. 保温时间过长将导致母材溶蚀增加，接头性能略有下降.
钎焊温度为1 150 ℃，保温时间120 min时，接头组织均匀，力学性能最优，室温拉剪强度可达323 MPa，完全满足航空发动机零部件对焊接接头力学性能的要求.
(1) BNi68CrWB钎料钎焊K24和GH648高温合金的接头，由共晶区、等温凝固区和扩散区构成. 共晶区主要由WB，CrB和镍基固溶体组成，等温凝固区为镍基固溶体，GH648侧扩散区由WB，WxBy，CrxBy，以及沿晶界析出的镍基固溶体和少量的Cr2Ni3相组成，K24侧扩散区与母材差异不明显.
(2) K24和GH648高温合金钎焊过程主要受B原子扩散控制. B原子向镍基固溶体中扩散，会使母材发生溶解，Cr元素的存在会使母材溶解得到抑制.
(3) 等温凝固阶段是钎焊过程中最关键的阶段，等温凝固不完全时，残余液相在钎缝中央形成共晶组织，有害接头性能. 延长保温时间至120 min时，等温凝固进行完全，接头组织均匀致密，力学性能最优，室温拉剪强度可达323 MPa.
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