介绍伽玛素（γ'）通过其优异的温度强度和热耐腐蚀性，在Aero-发动机和发电涡轮机的热部分中加强了738个高温组合。然而，合金是非常难以焊接的，因为与含有大量Ti和Al的其他沉淀硬化的超合金，它非常易受热影响区域（HAZ）开裂。因此，钎焊作为修理由该耐热合金制成的服务损坏部件的替代技术进行了发展[1]。然而，已知通常含有硬质和脆性金属间相的钎焊接头，这已经证明对钎焊材料的机械和腐蚀性能有害[2]。亚博网站下载防止形成这些有害阶段的努力导致粘合过程的发展，其基于临时存在于钎焊温度的瞬态液相（TLP）的完全等温凝固[3]。在平衡条件下在等温凝固过程中在固体液体界面处不存在溶质排斥，防止形成这种脆性金属间相。对影响这些有害阶段的形成的间隙尺寸和钎焊参数（温度和时间）的明确考虑是生产与基础合金的性能一致的关节的必要条件。因此，目前正在调查的研究工作的目的这些钎焊参数对使用商业钎焊合金“Nb 150”和“DF3”的TLP钎焊铸造的微观结构的影响，并在该通信中报道了结果。 实验步骤亚博网站下载 本研究中使用的基础合金以16×2.5×0.6cm平板的形式铸造，具有粉末Amdry DF3（DF3）和Nicrobraz 150（Nb 150）作为钎焊合金的形式。基础合金和填料的化学成分分别在表1和2中给出。 表格1。铸造的738LC基础合金的组成，重量％。
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3.46 |
.012 |
0.11 |
15.84 |
8.5 |
.07 |
.01 |
1.88 |
.92 |
.01 |
.001 |
1.69 |
3.47 |
2.48 |
.04 |
bal |
表2。填料合金的标称组成。
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Nicrobraz 150. |
B - 3.5，CR - 15，C - 0.03，Ni - BAL |
1055. |
1055. |
DF3. |
B - 3.0，CR - 20，CO - 20，TA - 3.0，LA - 0.05，Ni-BAL |
1045. |
1200. |
样品制备和微观结构检查 通过粘性焊接产生的738内的试验片之间的固定间隙宽度为30,60和75μm，与钛涂层Inc。缩合为氟化物离子清洁。随后清洁样品在10的真空下被真空钎焊-5Torr在标准航空Ltd，温尼伯在1070,1100和1130.O.C对于10,20,40和60分钟，“Nb 150”填料，1195O.用DF3填充材料C持续20分钟。然后在1065处热处理DF3钎料O.c为4h。通过电放电加工（EDM）切片钎焊样品，以避免由于钎脑的脆性性质而抗裂，并通过光学和扫描电子显微镜（SEM）通过标准金相技术制备。交叉区域钎焊接使用溶液蚀刻10.g cucl.2+ 40ml HCl + 60ml甲醇。在JEOL 5900扫描电子显微镜上进行微观结构检查和钎料的组成分析，配备有牛津电子分散光谱（EDS）系统和印加软件。通过在750倍的放大率下评估其横截面积来测量钎焊接头中的中心线共晶的平均宽度。平均接头部分的30次测量从每个样品中取出。X射线映射和半定量分析通过牛津-CNCA EDS分析软件分析了共晶组分中镍和铬的分布。 结果与讨论巴西的影响“NB 150”钎脑的微观结构温度和时间。所有75的微观结构在三个粘接温度下用“Nb 150”钎焊的μm样品用于不同的保持时间由连续组成分布式中心线凝固成分。这两侧都与镍固溶体相邻，其与基础金属配合表面相邻（图鲁德1）。中线凝固产物的形态，在二级和后散电子扫描器中，表明它是由共晶转化形成的。基于原子编号的SEM中的反向散射电子图像（图鲁德2）显示该组分由三个不同的阶段组成。通过两个相中的SEM-EDS检测硼峰，而不能在第三相和固体溶液相中检测到与共晶微观结构的固体溶液相。编辑表3中给出的构成阶段的组成分析表明它们包括：基于镍的固溶体，富含硼化硼/碳 - 硼化镍和富铬硼化硼/碳 - 硼化阶段。
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图1。中心线共晶构成的SEM二级电子显微照片。 |
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图2。SEM后散射电子显微照片的中心线共晶构成。 |
表3。钎焊关节观察到的阶段的金属成分分析。
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AL. |
1.34 |
0.04 |
0.81 |
3.27 |
- |
- |
TI. |
0.38 |
0.08 |
1.63 |
12.55 |
0.41 |
47.87 |
CR. |
18.54 |
93.98 |
11.40 |
3.48 |
2.29 |
1.29 |
CO. |
2.39 |
0.41 |
2.68 |
9.22 |
1.77 |
0.14 |
你 |
76.50 |
1.88 |
82.90. |
65.64 |
6.22 |
2.95 |
NB. |
- |
- |
- |
2.46 |
14.56 |
21.04 |
莫 |
0.3 |
2.32 |
0.27 |
0.39 |
1.23 |
2.62 |
W. |
0.54 |
1.29 |
0.29 |
2.61 |
2.58 |
4.03 |
TA. |
- |
- |
- |
0.39 |
28.02 |
20.06 |
OHSASA等人。[4]在使用Ni - B - Cr三元填料金属计算镍的瞬态液相键合数值模拟的实验中，使用Scheil模拟，冷却阶段剩余液体的凝固行为。他们报道了一种由Ni基FCC固溶体组成的三元不变的中心线共晶，Ni Boride（Ni3.b）和在1097处形成的Cr Boride（CRB）O.C。他们的模拟表明，在1100举行的样品中的残留液体凝固过程中O.C，Ni富含FCC相形成为初级阶段。接下来是共晶反应l→FCC.γ.+ ni.3.b在1042O.C。据报道凝固由三元共晶反应L完成→FCC.γ.+ ni.3.B + CRB在997O.C。SI.milarly, in the present work, involving a Ni-Cr-B filler alloy, the formation of terminal ternary eutectic along the center region of the joint is in agreement with Gibb’s phase rule which requires the invariant eutectic reaction to consist of four different phases (i.e. liquid and the three phases of the solid eutectic).通过显微硬度测试仪测量的共晶的平均硬度为720 VHV，远高于基础金属（410VHV）的硬度。 通过绘制通过SEM检查测量的共晶微观结构的平均宽度来研究钎焊温度和保持时间对形成该中心线共晶的形成的影响。图3中示出了图3。
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图3。对持有时间根的共晶宽度。 |
可以看出，共晶宽度随着在每个钎焊温度下的保持时间的平方根而导致线性下降。图曲线也证明了每次保持时间的共晶宽度随着钎焊温度的增加而降低。这些表示在各自的钎料在等温界面期间的固体液体界面的扩散控制迁移，其漫射物种的渗透距离与时间的平方根成比例[5]。众所周知，硼压下镍的熔点，并且该元素从钎焊区域到基材的不充分的扩散将导致沿接合区域的液相持续存在。这些观察结果强烈建议，实际形成的中心线共晶与每个保持时间末端存在的残留液体形成，随后将其转化为具有共晶型形态的成分。在为了确认这个建议，30μm和60.将μm间隙样品在1100℃保持60分钟O.C。这些样品的微观结构检查显示，在30中完成了等温凝固μm样品（图鲁德4），其微观结构组成，主要是固体溶液相，与60相比μm样品（图鲁德5）在等温凝固时间不充分的时间内形成的中心线共晶。
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图4。微观结构30μ.M GAP钎焊1100O.c持续1小时。 |
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图5。微观结构60.μm间隙钎焊1100O.c为1H。 |
在1070的样品中的底物 - 钎焊界面的钎焊侧观察到不规则形状镍富硼化物的带。O.C（图鲁德6）。
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图6。“NB 150”抨击的二级电子图像ni富有的界面。 |
Gale等人。[6]在使用Ni-B-Si合金的插入物中对Ni的扩散钎焊的作用中，报告了Ni的显着沉淀3.B在基板的原始位置附近 - 插入界面。此外，广泛在钎焊在不同温度和保持时间的所有样品中，观察到贱金属晶粒内和沿着底钎焊界面附近的晶界的分布细胞球沉淀物。这些颗粒的数量密度以逐渐的方式下降，距离粘合线的距离增加（yabo214图1,5和7）。SEM能量分散X射线微基分析显示，与相邻的γ基质相比，颗粒是基于铬的，并且与相邻的γ基质相比，硼相对富含硼（图8a，b）yabo214。然而，与传统的TLP粘合模型相反，硼化物沉淀与常规的TLP粘合模型相反，该模型在夹层的完全熔化时假设在其各自的固体和液相组合物中的快速平衡。然后将其在基础合金中熔点抑制剂的固态扩散，从而导致插入件的逐渐凝固而没有第二阶段的沉淀。
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图7。富铬硼化硼沿晶粒边界相邻钎焊衬底界面。 |
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图8。EDS分析硼化族相（A）和钎焊奥氏体固溶体（B）在粘合期间将硼分配到第二相中的硼致奥氏体固溶体相（B）的比较。 |
相反，从实验结果看出，由于硼扩散而形成的铬硼化铬沉淀物超过粘合温度下的溶解度限制（在固体 - 液体之前平衡）在关节形成的初始阶段。通常认为，对于最佳性质，硼应存在于大使中完全饱和晶界的水平，但不允许形成硼化物颗粒。yabo214Jena和Chaturvedi [7]建议超合金中的晶界硼化物可能对其性质有害。考虑到沉淀的高铬含量和沉淀的引伸性，这可能导致围绕该区域的铬染色的显着耗尽，从而导致耐腐蚀性的显着降低。这种情况，其中耐腐蚀性基本上依赖于CR控制的晶间区域中的铬含量5.B.3.先前已经报道了CRB沉淀[8]。 同样地，沿着关节中心区域形成共晶组分和镍基硼化物的带可能对钎焊材料的性质有害。亚博网站下载这些硼富共晶成分的低熔点温度可降低钎焊组分的服务温度。 此外，沿着钎焊接头的连续分布的硬共晶组分的存在可能对机械性能有害。这实际上在样品中证实了中心线共晶微观结构作为优选的低电阻路径以裂纹繁殖（图2和5）。还应该提到，即使在30μm间隙样品中达到完全等温凝固，即使在1100左右钎焊60分钟O.C，具有中心线共晶的缩销，钎焊后热处理可能然而，需要进行最佳的关节组织和性能。后钎焊热处理将进一步均匀化关节用基础金属化学和微观结构。 m“DF3”抨击的IcroStructure一个反向散射电子SEM微结构
钎焊在1195年钎焊“DF3”O.C持续20分钟，然后在1065退火O.C为4.h如图9所示。可以在镍固溶体基质中观察到微观结构组成三种不同分散的金属间相。EDS-SEM化学成分分析是执行，MC碳化物和基础金属的代表性EDS光谱如图所示鲁德10A和B分别。它们表明三种沉淀物是MC碳化物，铬基硼化铬/碳 - 硼晶相和细长Ni3.基于TI的金属间相，表3。发现形成在接合区域中的Mc碳化物yabo214颗粒具有与沿着基础合金晶界的那些相似的组成（表S.3.和4）。发现钎脑的中央区域的平均微硬度为830VHV，底合金的200％以上。高硬度值可归因于硬质金属间颗粒的存在。yabo214这些粒子是yabo214通过从钎焊温度冷却的残余液体凝固来形成。与存在相比，“DF3”钎脑中的第二相颗粒的分散性质yabo214在“NB”中持续分布的中心线共晶150“，可以归因于填料之间的初始组成差异，其也反映在”DF3“钎脑的较高硬度中。此外，已知La的存在有助于抑制链条的形成硼化物形态学，有助于微观结构球化。
表4。基础合金中MC碳化物中金属成分分析。
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原子％ |
47.87 |
1.29 |
0.14 |
2.95 |
21.04 |
2.62 |
20.06 |
4.03 |
concl•738高温合金的钎料的微观结构，在不同钎焊温度下用“Nb 150”填充合金钎焊（1070 - 1130O.c）和不同的持有时间（10- 240.分钟）研究。由在钎料之后存在于钎焊温度的保持时间之后存在于钎料的中心中形成的共晶型成分组成。 •共晶微观结构的平均宽度随着每个键合温度的保持时间减小，观察到等温凝固率随着钎焊温度的增加而增加。 •在“DF3”钎焊，MC Carbide，NI3.Ti基金金属间和铬富硼/碳 -沿着关节的中心区域观察到硼化族相。 致谢作者希望感谢加拿大NSERC的财务支持，以及曼尼托巴航天行业的联盟。它们也很感激标准航空有限公司温尼伯为使用其真空钎焊和供应填充合金的设施。O. A. Ojo感谢Manitoba大学的毕业生奖学金奖励。 参考1。I. Buschke和E. Lugscheider，“加入高温材料的新方法”，材料解决方案98，高级和专业材料，ASM International，Ro亚博网站下载semont，IL，（1998）51-55的加入。 2。E.Lugscheider，H.Schmoor和U. Eritt，“燃气轮机刀片的修复钎焊工艺优化”，钎焊，高温钎焊和扩散焊接，Deutscher Verlag Fur Schweisstechnik GmbH，杜塞尔多夫（德国），（1995）PP。259-261。 3.D. S. Duvall，W.一种OWCzarski和D. F.Paulonis，“TLP粘合剂 - 一种新的加入耐热合金的方法”，焊接J.，4月（1974）203-215。 4.K. Ohsasa，T.Shinmura和T. Narita，“使用Ni-B-Cr三元填充金属的Ni瞬态液相结合过程的数值建模”，相平衡杂音杂志，20.（1999）199-206。 5。J. Crank，“扩散数学”，Clarendon按牛津，伦敦，2n编辑。（1975）p。37。 6。W. F. Gale和E. R Wallach，“瞬态液相粘合中的微观结构发育”，金属。跨。一种，22A，10月（1991）2451-2457。 7。A. K.Jena和M. C. Charturvedi，“合金元素在镍基超合金设计中的作用”，（审查）垫杂志。SCI。，19.（1984）3121-3139。 8。B. Jahnke和J. Demny，“通过晶相扩散烧结加工的基于镍的修复涂层的微观结构研究”in Inter。Conf。在金属。涂料，圣地亚哥，U.S.A.，4月18日 -22.，1983年，elsevier 亚博老虎机网登录science sa，洛桑（瑞士），（1983）PP。225-235。 联系方式 |