0前言
K465镍基铸造高温合金是一种综合性能好的航空喷气发动机的叶片材料，该材料能在1000℃以下的发动机工作环境下长期使用，可用于先进航空发动机的涡轮工作叶片和导向叶片的制造[1]。涡轮叶片是发动机的核心件，工作温度高，受力情况复杂。叶片在制造中常需要采用钎焊进行连接，如涡轮导向器叶片之间及叶身与导流片之间的连接等等。由于现代航空发动机的叶片工作温度不断提高，因此对钎焊接头的高温性能要求也越来越高。本文采用了一种高温活性钎料对K465镍基铸造高温合金进行了高温真空钎焊试验研究。
1 试验条件
1.1钎焊材料
试验用钎料为X钎料。该钎料含有适量的Al、Ti、Nb、W、Mo、Co、Cr、B、Si和C等元素。其固-液相线温度范围为1194℃~1210℃。X钎料采用惰性气体雾化工艺制备，钎料为球形粉末，粒度为-80目。大间隙钎焊时预填充间隙材料使用纯镍丝网，丝网规格为130目，镍丝直径为0.071mm。
1.2母材
试验用母材为K465镍基铸造高温合金铸棒，铸造后进行1210℃，4h的固溶热处理，其化学成分为(wt.%): C-0.18，Cr-8.72，Ti-2.68，Al-5.79，Mo-1.65，W-10.21，Co-9.64，Nb-1.03，B-0.027，Zr
-0.03，Ce＜0.02，Y＜0.01，Si＜0.20，Mn＜0.10，Fe-0.16，Ni-余量。
1.3试验设备
真空钎焊使用航空材料研究院的真空扩散炉和真空钎焊炉，其最高加热温度分别为1240℃和1300℃，电脑程序控温，控温精度±1℃，热态真空度1×10-2Pa。
钎焊接头的显微组织分析使用Leica DMRM/E光学显微镜、JEOL JSM-5600LV扫描电子显微镜和Like ISIS300能谱仪。
1.4钎焊试样
钎焊工艺试验使用K465圆片试样，圆片试样尺寸为Φ12mm×(厚3 mm～4mm)。钎焊表面用400号水砂纸磨光，然后用丙酮在超声波清洗机中清洗10min～15min。
1.5钎焊工艺
进行了3种接头间隙（0.1、0.2和0.35mm）、钎焊温度为1220℃、钎焊时间为20min和钎焊后固溶热处理（1210℃±10℃，保温3.5h～4h，1210℃至1000℃冷速为（40±10）℃/min）的工艺试验。
2 试验结果
2.1钎焊接头显微组织
钎焊接头的光学显微组织照片见图1。
1)（间隙0.1mm,1220℃/20min）
2)（间隙0.1mm,1220℃/20min+固溶处理）
3）（间隙0.35mm镍网,1220℃/20min）
4）（间隙0.35mm镍网,1220℃/20min+固溶处理）
图1 K465合金钎焊接头的显微组织
Fig.1
Microstructures of K465 Alloy Brazed Joints
可以观察到，0.1mm～0.2mm钎焊间隙的钎缝组织由（γ+γ′）共晶、白色块状相、白色骨架状相（或呈羽毛状）、灰色不规则条状相（或呈骨架状）和γ固溶体组成。（γ+γ′）共晶分布在钎缝的两侧边缘，并由母材向钎缝内生长；块状化合物相的分布有在钎缝底部沉淀偏聚现象；骨架状和不规则条状化合物相主要分布在钎缝中部。0.35mm钎焊间隙中填充镍网的钎缝组织，主要由大量γ枝晶、少量（γ+γ′）共晶、少量的白色骨架状相（或呈羽毛状）和灰色骨架状相（或呈不规则片状）组成，无白色初生化合物相存在；（γ+γ′）共晶分布在γ枝晶间；少量的化合物相分布在枝晶间隙中或枝晶界上；共晶和化合物相的分布相对分散和均匀。对钎缝中的相成分进行的能谱成分分析结果可以判定出灰色骨架相为富含Nb的Ni3Si相；白色骨架状相为硼化物相(M3B2常呈骨架状或羽毛状)；白色块状相为富含W和Ni的初生相，初步判断它为含硅的硼化物或碳化物(MC或M6C)相或者硼碳化物相。
2.2 焊后固溶热处理后的接头组织
对于0.1mm～0.2mm的钎焊间隙的钎焊接头，固溶处理后，钎缝中的γ固溶体枝晶增多，并以两侧母材原始晶粒为基础向钎缝内部生长，使钎缝宽度变窄；（γ+γ′）共晶数量减少并分布在γ固溶体枝晶的前沿；白块化合物相没有明显变化
；骨架和条状化合物相数量没有明显变化，骨架形态则有进一步发展完善的倾向，骨架变得细密、完整和规则。
对于添加镍网的钎焊间隙为0.35mm的钎焊接头，固溶处理后，钎缝中的原来的γ固溶体枝晶聚集长大，形成了大颗粒的枝晶；两侧母材原始晶粒向钎缝内部生长，使钎缝宽度变窄；γ固溶体枝晶间分布的（γ+γ′）共晶数量明显减少；钎缝中颗粒γ固溶体内部析出了白色小块硼化物相；枝晶间的骨架和条状化合物相数量有明显的减少，骨架形态则变得细密、完整和规则。
2.3钎焊接头显微组织中的γ′强化相
K465合金中含有5.1%～6.0%铝和2.0%～2.9%钛，它是以γ′相沉淀强化为主的合金。
X钎料中含有4.0%～5.0%铝和0.3%～0.9%钛。由于钎料含有较多的铝、钛γ′强化相形成元素，因此在钎缝组织中形成了大量的γ′相。
图2的照片1是钎焊间隙为0.1mm的钎焊态钎缝组织中的γ′相的情况，其中的γ′相呈不规则的块状，分布和大小不均匀；经过1210℃/4h的固溶处理后（图2的照片2），钎缝中γ′相转变为立方形，分布和大小变得较为均匀，尺寸略有长大。固溶处理后钎缝中的γ′相数量、形状、大小和分布情况与K465母材的γ′相相似。
钎焊间隙添加镍网的钎焊态钎缝组织中的γ′相呈不规则的块状，γ′相在枝晶干和枝晶间分布不均匀，枝晶间的γ′相数量多、尺寸大，而枝晶干的γ′相数量少、尺寸小；经过1210℃/4h的固溶处理后，钎缝中γ′相转变为立方形。热处理时，铝、钛元素的均匀化扩散使γ′相在枝晶干和枝晶间的分布和大小变得较为均匀一致。与不加镍网的经固溶处理后的钎焊接头中的γ′相相比，由于添加镍网后，钎缝金属中的铝、钛元素含量降低引起γ′相数量减少。
1）(间隙0.1mm,1220℃/20min)钎缝
2）(间隙0.1mm,1220℃/20min+固溶处理)钎缝
图2 K465合金钎缝中的γ′相的扫描电镜像
Fig.2
SEM Images ofγ′Phase in K465 Alloy Brazing Seam
3 问题分析及讨论
从前面钎焊接头显微组织分析知道，对于0.1mm～0.2mm钎焊间隙的K465合金接头，其钎焊态和固溶处理后的显微组织的构成和形态特征没有实质的区别。X钎料的主要降熔点元素为硅元素（2.5%～3.0%），而硼元素很少（0.25%～0.35%）。由于硅元素原子半径较大，扩散速度慢，不容易均匀化，要达到均匀化需要长时间的高温扩散处理。因此，无论是钎焊时的短时间（20min）保温还是焊后固溶热处理的1210℃、4h的长时保温，都难于有效减少或消除钎缝组织中的有害化合物相和低熔共晶。
对于钎焊间隙添加镍网的钎焊接头[2]，由于镍网本身为纯金属，在与液态钎料作用后，相互溶解和扩散，大大增加了γ固溶体的析出量，同时减少了低熔点共晶和化合物相的大量析出，γ固溶体成为了接头组织的主要组成部分；在热处理时，γ固溶体枝晶逐渐等温凝固长大，分布在γ固溶体枝晶间的少量化合物和液态共晶，随着硼、硅元素向γ固溶体内部的扩散，数量逐渐减少；镍网的添加在显著增加γ固溶体析出量的同时，也显著增加了硼、硅元素等合金元素的扩散速度。因为，第一，γ固溶体枝晶对低熔点共晶和化合物相有分割作用，缩短了元素的相互扩散距离；第二，γ固溶体与低熔点共晶和化合物相之间的相界面积很大（母材与钎料间只有两个平行的界面），元素的扩散通道面积显著扩大；第三，镍网的加入使初生γ固溶体的合金化水平降低，使合金元素的浓度梯度增加，提高了元素扩散的驱动力。因此，镍网的添加，有利于改善接头组织的构成，减少有害化合物相和低熔共晶的数量，提高焊后固溶热处理的效果。
另一方面，钎焊间隙中添加了镍网，则在钎缝中形成了均匀、分散和规则的毛细空间，有利于钎料均匀、稳定地填缝；同时镍网也起到了过滤作用，防止氧化物和夹杂物进入钎缝而造成的钎焊缺陷。
4 结论
（1）用X活性钎料高温钎焊K465合金时可得到由γ固溶体、（γ+γ′）共晶及呈块状和骨架状相（或呈羽毛状）等化合物相组成的显微组织。γ′强化相呈球形或立方形弥散分布于钎缝组织中，对钎缝起到高温强化作用。
（2）K465合金钎焊接头间隙在0.1mm～0.2mm时钎焊后固溶热处理不能明显消除有害化合物相；间隙中添加镍网可明显改善接头组织，减少有害化合物相，提高固溶热处理的效果。
参考文献：
[1]中国航空材料手册（第二版），第2卷，变形高温合金、铸造高温合金，555～565。
[2]庄鸿寿、E.罗格夏特，高温钎焊，国防工业出版社，1989年4月第一版。188～190。