TLP擴(kuò)散焊過(guò)程中近表面區(qū)域元素貧化控制研究

李 晶,侯金保,吳 松

(北京航空制造工程研究所,北京100024)

TLP擴(kuò)散焊過(guò)程中近表面區(qū)域元素貧化控制研究

李 晶,侯金保,吳 松

(北京航空制造工程研究所,北京100024)

為了控制 TLP擴(kuò)散焊過(guò)程中近表面區(qū)域元素貧化,通過(guò)對(duì)IC10合金TLP擴(kuò)散焊不同充氬分壓量實(shí)驗(yàn),測(cè)試分析充氬分壓對(duì)表面Cr元素含量的影響和對(duì)焊接組織性能的影響。實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明:TLP擴(kuò)散焊真空充氬分壓能控制表面Cr元素貧化層厚度在4μm左右,能有效控制 TLP擴(kuò)散焊過(guò)程中的表面元素貧化問(wèn)題;焊接保溫20min后開(kāi)始分壓,對(duì)焊接接頭組織性能無(wú)不利影響;焊后進(jìn)行熱處理,能提高焊接強(qiáng)度,恢復(fù)基體組織性能。添加涂層后,經(jīng)過(guò)擴(kuò)散處理,貧Cr層消失。

IC10合金;貧化;分壓;組織

由于Ni3Al金屬間化合物原子的長(zhǎng)程有序結(jié)構(gòu)和原子間金屬鍵及共價(jià)鍵共存[1],使其具有熔點(diǎn)高,密度小,抗氧化性好,高溫強(qiáng)度高等特性,在高性能航空發(fā)動(dòng)機(jī)中有很好的應(yīng)用前景。微量硼元素可顯著提高Ni3Al的室溫塑性,γ相可使Ni3Al的強(qiáng)度和韌性同時(shí)提高,高熔點(diǎn)元素Mo,Co,W,Ta等可對(duì)γ相和γ′相起固溶強(qiáng)化作用[2,3],現(xiàn)在研制出的Ni3Al基雙相合金性能顯著提高,達(dá)到實(shí)用化水平,該材料的應(yīng)用必然會(huì)涉及連接問(wèn)題。采用過(guò)渡液相(Transient Liquid Phase,TLP)擴(kuò)散焊[4],該方法結(jié)合了釬焊和固相擴(kuò)散焊的優(yōu)點(diǎn),能獲得組織成分均勻的接頭,可獲得高溫抗拉、高溫持久性能達(dá)到基體80%～100%的焊接接頭[5,6]。在Ni3Al化合物基材料 IC10合金導(dǎo)向葉片TLP擴(kuò)散焊過(guò)程中,高溫、高真空條件下長(zhǎng)時(shí)間保溫,導(dǎo)致表面Cr元素?fù)]發(fā)產(chǎn)生表面元素貧化現(xiàn)象。表面Cr元素貧化導(dǎo)致材料表面成分變化,會(huì)引起材料抗氧化性和強(qiáng)度下降,這對(duì)渦輪葉片等熱端部件的使用性能和壽命有重要影響。

本工作針對(duì)IC10合金導(dǎo)向葉片 TLP擴(kuò)散焊產(chǎn)生的表面貧Cr問(wèn)題,控制表面Cr元素貧化的工藝條件和表面元素貧化控制對(duì)焊接的影響。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 實(shí)驗(yàn)材料

選用的IC10合金為Ni3Al金屬間化合物基材料,其化學(xué)成分和主要力學(xué)性能如表1和表2所示。鑄態(tài)IC10合金主要由γ相及γ′相組成,經(jīng)過(guò)1180℃/2h+1260℃/2h,AC熱處理后的 IC10合金相組分中,γ′相含量約70%～80%,γ相約20%～30%,以及少量硼化物和碳化物[7]。

表1 IC10合金基體化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 1 Chemical composition of IC10 alloy(mass fraction/%)

表2 IC10合金的持久性能Table 2 Stress-rupture property of IC10 alloy

1.2 實(shí)驗(yàn)方案

IC10合金 TLP擴(kuò)散焊經(jīng)過(guò)1200℃以上10h保溫焊接試樣表面元素貧化情況如圖1和表3所示,可發(fā)現(xiàn)Cr元素貧化明顯,Cr元素的含量從表面往里依次增加,到離表面15μm處成分基本穩(wěn)定,該處測(cè)試的成分和IC10合金的名義成分相符合,說(shuō)明貧化層厚度約為15μm。從熱處理手冊(cè)可查到,不同金屬元素在高溫下的飽和蒸汽壓,如Cr元素在1200℃的飽和蒸汽壓為10Pa,1300℃的飽和蒸汽壓為130Pa[8]。1240℃TLP擴(kuò)散焊時(shí)真空度優(yōu)于7×10-3Pa,即焊接時(shí)真空室壓力遠(yuǎn)小于Cr元素的飽和蒸汽壓,導(dǎo)致焊接過(guò)程Cr元素?fù)]發(fā),產(chǎn)生材料表面Cr元素貧化問(wèn)題。針對(duì)這一原因控制焊接過(guò)程表面元素貧化的方案為:在焊接過(guò)程中填充惰性氣體氬氣進(jìn)行分壓,使真空室的壓力高于Cr的飽和蒸汽壓,測(cè)試分析材料表面Cr元素含量,以及測(cè)試分析充氬分壓對(duì)焊接的影響。

圖1 TLP焊后IC10合金截面電子探針圖Fig.1 The cross-section figure of electronic probe IC10 alloy after TLP bonding

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析

2.1 表面元素貧化控制實(shí)驗(yàn)分析

采用焊接溫度下真空充氬降低真空度,控制焊接溫度下表面元素?fù)]發(fā);同時(shí)考慮到氬氣中氧分壓遠(yuǎn)高于真空條件下的氧分壓,為了減少充氬對(duì)焊接組織性能和焊料潤(rùn)濕的影響,充氬分壓開(kāi)始時(shí)間為焊接保溫20～30min后,采用不同充氬分壓真空度實(shí)驗(yàn)結(jié)果如下:

表3 TLP焊后IC10合金截面電子探針測(cè)試成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 3 Chemical composition of cross-section IC10 alloy with electronic probe testing(mass fraction/%)

充氬分壓真空度為6～10Pa時(shí),焊接試樣表面及元素分布情況如圖2和表4所示,試樣表面有明顯淺色塊狀貧化層,表面Cr元素含量為3.0%,說(shuō)明貧Cr情況與高真空焊接比已經(jīng)明顯減輕,貧化層厚度約15μm。

圖2 氬分壓為6Pa真空度TLP焊接試樣截面圖Fig.2 The cross-section figure of bonding sample in 6Pa argon

表4 氬分壓到6Pa真空度焊接試樣成分表(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 4 Chemical composition of bonding sample in 6Pa argon(mass fraction/%)

充氬分壓真空度為80～100Pa時(shí),焊接試樣表面及元素分布情況如圖3和表5所示,表面Cr元素含量低,從表面往里4μm處Cr元素含量接近基體水平,即表面貧Cr層厚度為4μm左右,達(dá)到工程上控制表面元素貧化的要求。說(shuō)明采用真空充氬方法到合適真空度,可以控制焊接過(guò)程中表面元素貧化問(wèn)題。

圖3 氬分壓為80Pa真空度TLP焊接試樣截面圖Fig.3 The cross-section figure of bonding sample in 80Pa argon

表5 充氬分壓到80Pa真空度焊接試樣成分表(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 5 Chemical composition of bonding sample in 80Pa argon(mass fraction/%)

2.2 表面元素貧化控制對(duì)焊縫組織的影響

圖4,5分別為高真空 TLP擴(kuò)散焊接頭組織和充氬分壓焊接接頭組織,可以發(fā)現(xiàn)兩種接頭組織基本相同,接頭組織均勻。在焊接保溫20min后熔化的液相焊料已經(jīng)填充焊縫,此時(shí)開(kāi)始充氬分壓,充氬帶入的氧對(duì)焊接表面沒(méi)有明顯的影響,沒(méi)有出現(xiàn)焊接面氧化影響焊料潤(rùn)濕鋪展和焊合率的問(wèn)題,即在焊接保溫20min后開(kāi)始充氬分壓,對(duì) TLP擴(kuò)散焊接頭組織沒(méi)有影響。

圖4 高真空焊接接頭組織圖Fig.4 The microstructures of high vacuum joint

2.3 貧Cr層在葉片使用過(guò)程中的變化

圖5 氬分壓焊接接頭金相組織圖 (a)4μm間隙焊接接頭;(b)8μm間隙焊接接頭Fig.5 The metallographic microstructures of bonding joint with argon gas(a)4μm gap of bonding joint;(b)8μm gap of bonding joint

IC10合金導(dǎo)向葉片表面設(shè)計(jì)有熱障涂層,熱障涂層的底層為富Cr的NiCrAl Y抗氧化涂層,導(dǎo)向葉片在高溫使用過(guò)程中,涂層和基體內(nèi)部的Cr會(huì)向貧Cr層中擴(kuò)散[10]。高真空焊接后再添加熱障涂層的試樣,在空氣爐中經(jīng)過(guò)1050℃,48h處理后,試樣組織如圖6所示,化學(xué)成分如表6所示?？梢园l(fā)現(xiàn),以前貧Cr層的位置Cr含量比IC10合金基體高,即貧Cr層已經(jīng)消失,說(shuō)明高真空焊接存在表面元素貧化的葉片,添加熱障涂層再高溫使用過(guò)程中,隨著元素?cái)U(kuò)散,貧化層很快消失。

圖6 焊接后加涂層經(jīng)擴(kuò)散處理試樣Fig.6 Diffusion treating post-bonding sample in adding coating

表6 焊接后加涂層經(jīng)擴(kuò)散處理試樣成分表(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)Table 6 Chemical composition of diffusion treating post-bonding sample(mass fraction/%)

3 結(jié)論

(1)采用真空充氬分壓進(jìn)行焊接,表面Cr元素貧化層厚度約4μm,與高溫合金真空熱處理相當(dāng),即焊接時(shí)采用真空充氬分壓可控制 TLP擴(kuò)散焊過(guò)程中表面元素貧化問(wèn)題。

(2)焊接保溫20min后充氬分壓進(jìn)行焊接,試樣接頭組織沒(méi)有明顯變化。

(3)導(dǎo)向葉片在 TLP擴(kuò)散焊過(guò)程中產(chǎn)生表面元素貧化,在高溫使用過(guò)程中,由于基體和熱障涂層中Cr元素?cái)U(kuò)散,貧Cr層很快消失。

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Study the Evaporating Controlled of Near Surface Element in TLP Diffusing Bonded

LI Jing,HOU Jin-bao,WU Song
(Beijing Aeronautical Manufacturing Technology Research Institute,Beijing 100024,China)

For controlling the evaporating of near surface element in TLP diffusing bonded the effect of joint microstructure and Cr content was tested with doing some partial pressure experiments with argon gas in IC10 alloy TLP diffusing bonded.The results indicated that TLP diffusing bonded with vacuum full of argon gas can control the surface element Cr evaporating,the evaporating thickness was 4μm.The problem of element Cr evaporating in TLP bonded was controlled effectively.Vacuum full of argon gas after holding 20 minute,there was no bad effect to the joint microstructure and property.Heat treatment after bonding can increase the bonding intensity,recover the microstructure.After adding coating and through diffusion treating,the depleted Cr layer disappear.

IC10 alloy;evaporate;partial pressure;microstructure

TG457.1

A

1001-4381(2010)10-0069-04

2010-06-20;

2010-07-23

李晶(1981—),女,碩士,從事新材料、新結(jié)構(gòu)的釬焊/擴(kuò)散焊研究工作,聯(lián)系地址:北京市340信箱科技發(fā)展部(100024),E-mail:lijingyan555@163.com