第三章(高温合金的焊接)

1、第三章 高温合金的焊接,材料科学与工程学院 朱 平,高温合金的发展 高温合金是广泛应用于航空航天、舰船发电动力、机车以及石油和化学等工业部门的材料。其发展与航空发动机的进步密切相关。高温合金是本世纪 30-50年代中期对镍基合金化学成分的不断改进中发展起来的。 1929 年，英美的Merica. Bedford 和 Pilling 等人将少量 Ti 和 Al 加入到 80Ni-20Cr 电工合金中，使该合金具有显著的蠕变强化作用，但这并没有引起人们的注意。 1937 年德国研制出 Hans von ohain 涡轮喷气发动机 Heinkel ， 1939 年英国研制出涡轮喷气发动机 Whitt

2、le 。然而，喷气发动机热端部件特别是涡轮叶片对材料的耐高温性和应力承受能力具有很高的要求。,1939 年英国 Mond 镍公司 ( 后称国际镍公司 ) 首先研制成一种低 C 且含 Ti 的镍基合金 Nimonic75 ，准备用作Whitle 发动机的涡轮叶片，但不久性能更优越的合金 Nimonic80 问世，该合金含铝和钛，蠕变温度至少比 Nimonic75 高 50 , 1942 年，这种合金成功的被用作涡轮喷气发动机的叶片材料，成为最早的 Ni3(A1,Ti) 强化的涡轮叶片材料。此后，该公司的合金中加入硼、锆、钴、钼等合金元素，相继开发了Nimonic80A, Nimonic90 等合

3、金形成 Nimonic 合金系列。,美国对铸造合金的发展有一定的贡献， 1932 年美国 Hall iwell 开发了含铝、钛的弥散强化型镍基合金 K42B ，该合金在 40 年代初被用以制造活塞式航空发动机的增压涡轮。美国从 1941 年以后发展航空燃气涡轮， HastelloyB 镍基合金 1942 年用于 GE公司的 Bellp-59 喷气发动机及其后的 1-40 喷气发动机。 1944 年西屋公司的Yan keel19A 发动机则采用了钴基合金 HS23 精密铸造叶片，其生产效率高于锻造叶片。 1950 年美国出兵朝鲜，由于钴的资源短缺，镍基合金得到发展并被广泛用作涡轮叶片。在这一时期

4、，美国的 PW 公司， GE 公司和特殊金属公司分别开发出了 Waspal loy, M-252 和 Udm it500 等合金，并在这些合金发展基础上，形成了 Inconel, Mar-M 和 Udmit 等牌号系列。,在高温合金发展过程中，工艺对合金的发展起着极大的推进作用。 40 年代到 50 年代中期，主要是通过合金成分的调整来提高合金的性能。 50 年代真空熔炼技术的出现，合金中有害杂质和气体的去除，特别是合金成分的精确控制，使高温合金前进了一大步，出现了一大批如 Mar-M200, Inl00 和 B1900 等高性能的铸造高温合金。进入 60 年代以后，定向凝固、单晶合金、粉末冶

5、金、机械合金化、陶瓷过滤等温锻造等新型工艺的研究开发蓬勃发展，成为高温合金发展的主要推动力，其中定向凝固工艺所起的作用尤为重要，采用定向凝固工艺研制出的单晶合金，其使用温度接近合金熔点的 90% ，各国先进航空发动机无不采用单晶高温合金涡轮叶片。,航空喷气发动机生产的需要是我国高温合金发展的动力。材料标准是高温合金设计、生产、验收的技术依据，1956年我国正式开始研制生产高温合金，第一种高温合金是GH3030，WP-5火焰筒，有抚顺钢厂、鞍山钢铁公司、冶金部钢铁研究总院、航空材料研究所和410厂共同承2担试制任务，1957年顺利通过长期试车后投入生产。到1957年底，继GH3030合金之后，W

6、P-5 发动机用的GH4033、GH34和K412合金相继试制成功。 60年代初，先后研制成功GH4037、GH3039、GH3044、GH4049、GH3128、K417等高温合金，至70年代初，我国高温合金的生产试制和研究已经初具规模。,70年代以后，我国开始引进欧美发动机WS-8、WS-9、WZ-6、WZ-8，并研制生产出WP-13 等发动机，相应引进和试制了一批欧美体系的高温合金，并按欧美标准进行质量管理和生产，使我国高温合金生产水平接近西方工业国家的水平。与此同时，我国自行研究和开发了一批新的镍基高温合金，如GH4133、GH4133B、GH3128、GH170、K405、K423A

7、、K419和537等。 40多年来，结合我国航空发动机研制和生产的需要，研究、试制和生产了100多种高温合金，总计产量达6万吨左右。从60年代开始，为适应我国航天工业的发展，先后为各种火箭发动机研制了一批高温合金，其中有些是专为航天工业的需要而开发的。1964年，高温合金开始推广应用到民用工业部门，如柴油机增压涡轮、地面燃气轮机、烟气轮机、核反应堆燃料空位格架等等，并相继开发出一批高温耐磨和高温耐蚀的高温合金。,在先进的航空发动机中，高温合金占发动机材料的 40% - 60% 。几十年来，航空发动机用高温材料的承温能力由750 提高到90年代的1200 左右。应该说，这一巨大成就是叶片合金、铸

8、造工艺、叶片设计和加工以及表面涂层各方面共同发展做出的贡献。高温合金的工作环境复杂，温度：从 600 到目前最高涡轮进口设计温度 1701 左右；热时间：从火箭导弹的数分钟到原子能反应堆的几十万小时；燃料与气氛：有航空煤油、各类柴油、重油、天然气、煤粉、各种炽热废气、液态金属 ( 如钠 ) 等。各种燃料含有不同种类不同程度的杂质，如硫、钒、钾、钠、碳等，经燃烧后会生成诸如 SO2, SO3,H2S, Na2SO4, V2O5, CO, C02, 02等气体与液体产物，这些反应生成物将引起合金的氧化、硫化、碳化 ( 增碳 ) 、腐蚀及它们之间的相互作用在燃气轮机条件下氧势高、硫势低，所以在高温合

9、金表面一般可形成具有保护作用的 A12O3或Cr2O3氧化皮。但是在煤气化场合，由于氧势很低而硫势较高，这时合金表面不形成A12O3或Cr2O3保护膜。如何解决还原气氛下工作是高温合金目前遇到的一个十分棘手的问题。,3.1.1 高温合金的分类 高温合金：以Fe、Ni、Co为基体的能够承受较大应力和具有良好表面稳定性的高温环境下服役的合金。一般要求能在600以上高温抗氧化和抗腐蚀，并能在一定应力作用下长期工作。 按合金成分：铁基、镍基、钴基高温合金 按强化方式：固溶强化、沉淀强化高温合金 按生产工艺：变形、铸造、粉末冶金、机械合金化高温合金。此外还有新的制备工艺，如定向凝固、单晶、氧化物弥散强化

10、等。,3.1 高温合金的分类与性能,3.1.2 高温合金的强化方式 固溶强化：通过提高原子结合力和晶格畸变，使Fe、Ni、Co基体中固溶体的滑移阻力增加、滑移变形困难而达到强化目的。 Fe、Ni基高温合金中，通常加入Cr、Mo、W、Co、Al等元素进行固溶强化。 Cr： Cr在Fe、Ni中溶解度较大，Cr与Ni形成固溶体； Cr提高抗氧化性； 少量Cr与C形成Cr23C6型碳化物，提高合金高温持久性能。,W、Mo： 强的固溶强化元素。W、Mo提高原子结合力，产生晶格畸变，提高扩散激活能，减缓扩散过程，同时合金的再结晶温度升高，从而提高合金高温性能。 碳化物形成元素。主要形成M6C碳化物，沿晶界

11、分布可对合金强化起更大作用。 Co： 降低基体层错能，提高持久强度，减小蠕变速率。 稳定合金组织，减小有害相的析出。,具体归纳为： (a) 在镍中能形成无限固溶体或者溶解度很大的元素。 (b) 原子半径比镍大的合金元素，加入到镍的固溶体中时，将会使点阵常数增大。 (c) 高温蠕变时应考虑扩散型变形机构的影响，利于加强原子间的结合力。 (d) 固溶体中溶质原子的补给、不均分布有助于合金热强性的提高。 (e) 溶质原子的加入，还可以通过改变位错的某种属性、阻止位错高温攀移过程来提高合金的热强性。, 第二相强化：它又分为时效析出沉淀强化、铸造第二相骨架强化和弥散质点强化等。利用细小均匀分布的稳定质点

12、阻碍位错运动，而实现高温强化目的。本质上说，第二相强化是通过第二相的应力场对位错的阻碍作用、位错攀移、切割第二相以及位错弯曲绕过第二相时的阻碍作用，使高温滑移变形或扩散变形困难来实现强化。 稳定质点： 液态凝固时析出 粉末冶金方法机械加入,沉淀强化型高温合金第二相：Ni3Al型相和Ni3Nb型相 相 相为Ni3Al型面心立方晶体，与基体结构相同，为共格析出； 相十分稳定，有较高的强度和良好的塑性，其数量、大小和形貌容易控制； 相还可以被强化。,Al和Ti是时效强化的Fe基和Ni基高温合金中形成相的基本成分。 Al、Ti同时存在，部分Ti代替Al， 相变为Ni3（Al，Ti），Ti促进相变析出，

13、并提高相的强度；。 Al、Ti总量决定相数量。 相越多，合金高温性能越高； W、Mo、Nb、Ta等原子半径大的元素，不同程度地进入，使合金的热稳定性提高； Ni基合金中Fe控制得很低。, 相 相是以Nb代替Al的Ni3Nb相，该相为亚稳定强化相，在中温时稳定，故在中温条件下合金具有较高的强度和良好的塑性。, 晶界强化：利用微量元素在晶界偏聚和改善晶界状态等方式来实现高温强化目的。 合金承受应力发生变形时，微观变形反映在晶内和晶界变形。 室温下，晶内变形大于晶界变形 高温下，晶界变形大于晶内变形，且随着变形速率的降低，晶界变形的比例增加。,晶界强化元素：B、Zr、Hf、Mg、La、Ce等 B：微

14、量B在晶界偏聚，减少晶界缺陷，提高晶界强度，改善晶界形状，防止晶界片状、胞状相析出，提高合金热强性和持久寿命。 Zr：Zr的作用与B相似，但比B稍弱。 Mg：微量Mg偏聚于晶界和相界，使晶界碳化物球化，抑制晶界滑移，减少楔形裂纹形成，从而改善合金塑性和蠕变性能。 Hf：改善晶界和枝晶状态，降低热裂纹倾向，提高合金室温和高温塑性。,3.1.3 高温合金的性能和应用 性能：主要为室温和高温下的强度、塑性和工作温度下的持久性能。 高温合金制件：棒材、板材、盘材、丝材、环形件、精密铸件等。 应用：涡轮发动机的高温部件，如燃烧室火焰筒、点火器和机匣、加热燃烧室的加热屏、涡轮燃气导管等。 A.800：GH

15、3039、GH1140 B.900：GH1015、GH1016、GH1131、GH3044、 GH99 C.980：GH170、GH188,A.涡轮部件中的涡轮盘：GH4169、GH4133 B.涡轮叶片和导向叶片：K403、K417、K6C、 DZ22、DZ125等 C.燃汽轮机中的叶片：K413、K218、GH864 D.柴油机增压涡轮：K218 E.石化乙烯裂解高温部件：GH180、GH600 F.冶金连轧导板、炉子套管：K12、GH128、 GH3044、GH3039,3.2.1 高温合金的裂纹敏感性 结晶裂纹： 结晶裂纹敏感性程度： 固溶强化高温合金：较小的结晶裂纹敏感性，裂纹敏感系

16、数K10%，适于制造复杂形状的焊接构件。 固溶强化型高温合金中的强化元素W、Mo、Cr、Co、Al等在Ni中溶解度很大，几乎全部溶入基体，形成面心立方固溶体。 焊接过程中合金不发生相变，故对结晶裂纹无直接影响。,3.2 高温合金的焊接性,微量元素聚集于晶界，形成低熔点共晶组织，导致裂纹敏感性增大。 其中，S、P、C、B明显增加裂纹敏感性； Si、Mg稍微增大裂纹敏感性。 铝钛含量较低（4%）的沉淀强化高温合金：中等结晶裂纹敏感性，裂纹敏感系数K=10%15%，属于可焊合金，适于制造结构简单的焊接件。,铝钛含量高的沉淀强化合金和铸造高温合金：较大的结晶裂纹敏感性，裂纹敏感系数K15%，属于难焊合

17、金，不适于制造熔焊的焊接构件，只适于用真空钎焊和扩散焊等特殊焊接工艺。 沉淀强化型高温合金和铸造高温合金裂纹敏感性随B、C含量的增加而增大。 Al+Ti总量达6%时，合金的裂纹敏感性显著增加，焊接性变差。 Al/Ti之比高的合金裂纹敏感性高，应控制在2为宜。,常用高温合金氩弧焊的裂纹敏感系数, 结晶裂纹敏感性评价方法：可变拘束十字形裂纹敏感性试验方法。 防止结晶裂纹措施： a）制定焊接工艺时，选用较小的焊接电流，降低热输入量，改善熔池结晶形态，减小枝晶偏析； b）采用抗裂性优良的焊丝，如HGH3113、SG-1、SG-5、GH533等 c）尽量在固溶状态或淬火状态下焊接。, 液化裂纹： 液化裂

18、纹的倾向 高温合金含合金元素较多，大部分合金具有液化裂纹的倾向，随着合金元素含量增加，合金液化裂纹越显著。 液化裂纹的部位 产生在近缝区，沿晶开裂。 液化裂纹的形成 高温合金中强化元素在晶界形成碳化物，其中部分为共晶组织，也有部分相发生溶解。焊接时，靠近熔池的近缝区迅速加热到固-液相区温度，晶界上的共晶体和某些相来不及发生平衡转变，在晶界上形成液态薄膜，造成晶界液化。晶界液膜在拘束应力作用下被拉裂形成液化裂纹。, 液化裂纹的防止 尽量降低热输入、减小过热区和母材高温停留时间。 应变时效裂纹 应变时效裂纹的形成 铝钛含量高的沉淀强化合金和铸造高温合金焊接后，在时效处理过程中，熔合线附近会产生一种

19、沿晶扩展的裂纹应变时效裂纹。, 应变时效裂纹的成因 a）焊接残余应力和拘束应力。 b）时效过程中的塑性损失 应变时效裂纹的敏感性 手工氩弧焊：裂纹敏感性最大 电子束焊：裂纹敏感性最小, 应变时效裂纹的防止 a）选择含Al、Ti较低，或用Nb代替部分Al、Ti的高温合金。 b）选用合理的接头形式和焊缝分布，减少焊接件的拘束度。 c）调节焊接热循环，避免热影响区中碳化物产生相变而引起的脆性。 d）焊后对焊缝和热影响区进行合理的锤击或喷丸处理，在消除拉应力的同时形成压应力状态。,3.2.2 接头组织的不均匀性 固溶强化高温合金：组织比较简单。 焊缝金属：熔池冷却速度快，晶内偏析形成层状组织。偏析严重

20、时在枝间形成共晶组织； 热影响区：沿晶界局部熔化和晶粒长大，在焊缝两侧形成两条粗晶带。 沉淀强化合金和铸造高温合金：组织比较复杂。 焊缝金属：经历熔化凝固过程，原或相、碳化物相、硼化物相等溶入基体，形成单一的固溶体。,焊缝冷速快，形成横向枝晶短而主轴长的树枝状晶，在树枝状晶间和主轴之间存在较大成分偏析，焊缝中产生共晶成分的组织。 热影响区：焊接热循环区域引起、相强化相溶解、碳化物相转变,影响合金高温性能。,3.2.3 焊接接头的等强性 与母材相比，要求高温合金接头具有同样的抗氧化、耐腐蚀、高温强度、塑性、疲劳性能。 焊接接头等强性：常用接头强度系数K表征。 接头强度系数： K = 接头抗拉强度

21、/母材抗拉强度, 接头强度系数影响因素： 接头区组织特征，特别是热影响区形成的弱化区 弱化区形成：晶粒长大， 强化相和碳化物相溶解。 合金类型和焊接方法 固溶强化型高温合金手工/自动氩弧焊的K为90-95%；电子束焊的K为95-98%。 沉淀强化型高温合金的K普遍较低，如氩弧焊的为82-90%。 焊后经固溶和时效处理后接头强度接近母材的水平。 采用异质焊丝时，接头强度更难达到母材的水平。,3.3.1 惰性气体保护焊 钨极氩弧焊（TIG） 焊接特点 固溶强化高温合金：焊接性良好，采用较小的焊接热输入量可避免结晶裂纹，获得良好质量接头，无须采取其他工艺措施。 沉淀强化型高温合金：焊接性较差，必须在

22、固溶状态下焊接；接头设计和焊接顺序合理，使焊件具有较小的拘束度；采用较小的焊接电流，改善熔池结晶状态，避免形成热裂纹。,3.3 高温合金的焊接工艺,焊接接头设计：加大坡口； 减小钝边高度； 适当加大根部间隙。 焊接材料 焊丝： 固溶强化型和铝钛含量较低的沉淀强化型高温合金，选用与母材化学成分相同或相近的焊丝，获得与母材性能相近的接头； 铝钛含量较高的沉淀强化型高温合金或拘束度大的焊件，为防止裂纹，推荐选择抗裂性好的Ni-Cr-Mo系合金焊丝。这类焊缝不能热处理强化，接头强度低于母材。,钴基高温合金，选择与母材成分相同或Ni-Cr-Mo系合金的焊丝。 保护气体：氩、氦、氩氦混合气体 氩气：成本低

23、、密度大、保护效果好，常用的保护气体。 95%Ar+5%H2：还原作用，但只用于打底层或单道焊，否则产生气孔。 铈钨极：电子发射能力强、引弧电压低、电弧稳定性好、许用电流大、烧损率低。一般选择铈钨极，电极端部加工成锥形。, 接头设计, 焊接工艺 焊前清理焊丝工件表面氧化物、油污等； 采用激冷块和垫板,使焊接区快速冷却; 垫板开弧形成形槽,槽内均布通保护气体小孔,以保证焊缝背面成型。 焊接采用直流、正极性、高频引弧，电流可控递增和衰减。 在保证焊透条件下，尽量采用小的线能量。 薄板不需预热，但厚板拘束大，应适当预热。焊后消应力热处理，以防裂纹。 注：钴基高温合金推荐采用TIG焊，但焊接时注意低熔

24、点元素污染；铸造高温合金焊接性很差，一般不采用该方法焊接。,高温合金钨极氩弧焊工艺参数, 焊接缺陷及防止 a）不允许存在的缺陷：裂纹、烧穿、未熔合、焊瘤； b）允许适量存在的缺陷：气孔、未焊透、夹杂物、咬边、凹坑、塌陷。 危害最大的缺陷：裂纹。防止方法：合理设计焊接接头和安排焊接次序，减小结构的拘束度；选用抗裂性优良的焊丝；采用小的焊接电流，减小焊接热输入；填满收弧弧坑，防止弧坑裂纹。 气孔和夹杂的防止方法：注意焊前对焊件和焊丝清理，最好采用化学清理方法；注意铜垫板的清洁；焊接时应保持稳定的电弧电压，电弧稳定；注意钨极直径与焊接电流相适应，防止焊接时钨极与熔池接触，造成钨夹杂。, 接头组织及力

25、学性能 组织：焊态和固溶下单相奥氏体+少量碳、氮化钛质点； 固溶+时效处理（时效强化合金）单相奥氏体+残余奥氏体 +少量碳化物相。 性能：接头强度系数可达90% 抗氧化性和热疲劳性能与母材接近 异种合金接头性能较高，满足使用要求 熔化极氩弧焊（MIG） 焊接特点 固溶强化高温合金：可用MIG焊，建议采用喷射过渡形式，避免晶粒长大和热裂纹。 高Al、Ti含量沉淀强化型高温合金和铸造高温合金：不推荐采用MIG焊。, 焊接材料 焊丝：抗裂性好的Ni-Cr-Mo系焊丝，1.0-1.6mm。 气体：氩、氦、氩氦混合气体，15-25L/min 为减少飞溅和提高液态金属流动性，推荐采用Ar+（15-20）%

26、He 接头形式 MIG焊时要求坡口角度大，钝边高度小，根部间隙大。 带衬垫V形坡口：角度80-90，根部间隙4-5mm U形对接坡口：坡口外扩3-3.5mm，底部R5-8mm，钝边高度2.2-2.5mm, 焊接工艺 焊前清理同TIG； 焊接时保持焊丝与焊缝呈90角位置； 适当控制弧长，减小飞溅； 焊丝摆动到焊缝两端时短时停留，防止未熔合及咬边。 * 采用合适的焊接工艺，惰性气体保护焊接头强度系数可达90%以上。,高温合金熔化极氩弧焊工艺参数,3.3.2 等离子弧焊 焊接特点 固溶强化高温合金，Al、Ti含量较低的沉淀强化型高温合金：可获得良好质量焊缝。 焊接材料 可填丝亦可不填丝；Ar、Ar+

27、5%H2（H215%）H2增加电弧功率，提高焊速。 焊接工艺 一般厚度：穿孔型等离子弧；薄板：熔透型等离子弧；箔材：微束等离子弧。 焊接电源：陡降外特性；直流正极性；高频引弧。 * 等离子焊接头强度系数一般大于90%。,镍基高温合金小孔法自动等离子弧焊的工艺参数,3.3.3 电子束焊和激光焊 电子束焊 焊接特点 固溶强化高温合金、沉淀强化型高温合金：均可成功焊接。 焊前状态：固溶或退火状态 接头形式 推荐：平对接；锁底对接 带垫板对接 焊接工艺 推荐采用：低热输入， 小焊接速度工艺。, 缺陷及防止接头形式 缺陷:HAZ液化裂纹 焊缝气孔 未熔合 裂纹形成:母材裂纹敏感性 焊接工艺参数 焊件刚度

28、 防止措施 a)防止焊接裂纹 采用杂质含量低的优质母材,减少晶界低熔点相 采用较低的热输入,防止HAZ晶粒长大和晶界局部液化 控制焊缝形状,减小应力集中 必要时填加抗裂性好的焊丝,b) 防止焊缝气孔 焊前检验,焊接端面附近不应有气孔、缩孔、夹杂等缺陷 提高焊接端面加工精度 适当限制焊接速度 在允许的条件下，采用重复的焊接方法 c）防止焊缝偏移引起的未熔合和咬边 保证焊接表面与电子束轴线垂直 对夹具完全退磁，防止剩余磁性使电子束横向偏移 调整电子束聚焦位置 接头性能 焊态下：接头强度系数达95%左右 焊后时效处理或重新固溶处理：接头强度与母材相当 接头塑性不理想，仅为母材的60-80%,高温合金

29、典型电子束焊工艺参数, 激光焊 焊接特点 固溶强化高温合金、沉淀强化型（包括含Al、Ti高的）高温合金：均可焊接。 设备与工艺 设备：CO2连续或脉冲激光器 功率1-50kW 气体：He、He+少量Ar 接头：对接、搭接（板厚10mm） 主要参数：功率 速度 接头性能 接头强度系数90-100%,3.3.4 钎焊与扩散焊 高温合金钎焊 焊接特点 熔焊焊接性较差的铸造高温合金、镍-铝基高温合金：均可采用钎焊方法。即可焊接简单焊件，也可钎焊复杂焊件 主要问题：高温合金含Cr、Al、Ti等活性元素，合金表面形成稳定氧化膜，影响钎料的润湿和填缝能力； 钎料含Cr等活性元素，钎料呈液态时要防止氧化，因此

30、一般采用真空或保护气氛炉中钎焊。 钎焊工艺参数应与母材的固溶处理相匹配：钎焊温度过高，晶粒粗大；温度过低，未达到固溶处理效果。 钎焊后进行扩散处理，保证钎缝组织稳定，增强接头强度。, 钎料 选择原则： a）钎焊部位的工作条件与要求，如使用温度、工作介质、承受何种应力等 b）母材特性和热处理要求 c）接头形式、焊接部位厚度、装配间隙、焊后加工处理等。 钎料种类： a）镍基、钴基钎料 良好的抗氧化性、耐腐蚀性、热强性能 较好的钎焊工艺性能、不会产生开裂 适用于高温合金部件的钎焊，是应用最多的钎料,镍基钎料：Ni + Cr、Mn、Co 形成固溶体 + B、Si、P、C 形成共晶体 提高钎料高温强度和

31、润湿能力。 钴基钎料：Co-Cr-B系，再加适量的Si、W，以降低钎料熔点、提高高温性能。 钎料形态： 钎料中含较多的B、Si、P元素，形成化合物脆性相，使钎料变形能力较差，不能制成丝材或箔材，通常以粉状供应。,采用非晶态工艺制成箔状钎料、粘带钎料 非晶态镍基箔状钎料带：宽20-100mm，厚0.025-0.05mm，柔韧性好，可冲剪成型，装配方便 粘带镍基钎料：粉状镍基钎料+高分子黏结剂+轧制 宽50-100mm，厚0.1-1.0mm，悍后不留残渣，用于焊接面大、结构复杂的焊件。 b）铜基、银基钎料 用于钎焊工作温度200-400铁基、镍基固溶合金结构件。 铜基钎料：不能用于钎焊钴基合金，铜

32、污染母材，引起微裂纹 铜磷钎料：不适于钎焊高温合金 * 铜基、银基钎料仅用于工作温度低、受力很小的一般高温制件，如导管等。,c）其它钎料 金基钎料：适用于钎焊各类高温合金 优异的钎焊工艺性能；塑性、抗氧化性、耐腐蚀性、高温性能较好；与母材作用弱；价格昂贵。 航空、航天、电子工业应用广泛。 典型金基钎料：BAu80Cu BAu82Ni 锰基钎料：适用于600以下工作的高温合金构件 塑性好、可制成各种形状；与母材作用弱；抗氧化性能较低。 锰基钎料主要采用保护气体钎焊，不适用于火焰钎焊和真空钎焊。,含钯钎料：Ag-Cu-Pd Ag-Pd-Mn Ni-Mn-Pd 具有良好的钎焊工艺性能。 Ag-Cu-

33、Pd系钎料：综合性能最好，但钎焊接头的工作温度较低，不高于427 Ni-Mn-Pd系钎料：熔点较低，但接头高温性能较好，可在800下工作。 接头设计 推荐采用搭接接头，通过调整搭接长度，提高接头强度。 搭接长度：一般为组成接头中薄件厚度的3倍，在700以下工作的接头，可增加到薄件厚度的5倍。 装配间隙：0.02-0.15mm, 钎焊工艺 焊前清理焊件和钎料表面的氧化物、油污和其他污染物； 焊件精密装配，保证装配间隙，控制钎料加入量； 高温合金推荐为固溶或退火状态，尤其对于Al、Ti含量较高的时效强化合金。 钎焊温度：一般应高于钎料液相线30-50，流动性差钎料高出100 保温时间：根据母材特性

34、、钎焊温度、装炉质量等确定。 接头缺陷与防止 缺陷：未焊透 溶蚀 缩孔 防止：a）未焊透 正确设计接头各参数，钎缝面积大时应设计排气沟槽； 加强焊前处理，使钎料很好地铺展； 调整钎焊工艺参数，使钎料流满钎缝。,b）溶蚀 选用含B、C低的钎料 限制钎焊温度最高值和保温时间 c）缩孔 调整装配间隙 适当提高钎焊温度 控制冷却速度 接头组织与性能 Si、B含量较高的镍基钎料，母材溶蚀和晶界渗入现象，钎焊温度越高、保温时间越长，两种现象越加剧。 选用合适的钎料和钎焊工艺，可获得性能较好的钎焊接头。, 大间隙钎焊工艺 铸件、锻件的钎焊，其间隙一般大于0.3mm，局部可达到0.6mm以上，由此出现了大间隙

35、钎焊工艺。 钎焊原理 钎料（低熔点组分）+金属粉或合金粉（高熔点组分），组成粘度大的黏滞物，填充于间隙中，液态钎料流布于母材和合金粉之间，并相互作用而形成钎焊接头。钎焊间隙一般在0.3-0.8mm之间。 常用的合金粉：Ni粉、80Ni-20Cr、K3合金粉、 K5合金粉、FGH95合金粉等。最好选用与母材成分相同的合金粉。 焊件工作温度低，承受应力小时，选用纯Ni粉 焊件工作温度高，承受应力大时，选用K3合金粉、 K5合金粉、FGH95合金粉 合金粉粒度：0.071-0.154mm 合金粉/钎料 = 35/65 - 45/55,填入间隙的方式： 混合法 将合金粉与钎料按一定比例混合均匀后放置钎

36、焊间隙中并捣实。 优点:合金粉与钎料可按比例加入,用量便于控制; 缺点:混合料为粉末状态,钎焊后钎缝金属收缩,造成未填满或缩孔。 预制法 先将合金粉置入间隙中，然后施加静压使合金粉密实或进行烧结，再在钎缝口处填加钎料。当加热到钎焊温度时，钎料熔化并沿着合金粉空隙流满钎缝，形成牢固接头。 优点：消除钎缝中孔洞，防止大块脆性相； 缺点：合金粉与钎料比例不能控制，且多一道烧结工序。 * 从保证钎焊质量出发，最好采用预制烧结法。, 钎焊工艺 钎焊温度 一般高于正常钎焊温度10左右。 温度过低:钎料与合金粉作用很弱，钎料中的B很少扩散，使钎缝中形成较多硼化物脆性相; 温度高些:钎料与合金粉相互溶解，钎料

37、中的B向合金粉的扩散增强，钎缝中Ni的固溶体比例增加，大块的Ni-B化物共晶消除，改善了钎缝组织。 保温时间 比正常钎焊的保温时间长 时间过短：钎料与合金粉作用不充分，易出现大块共晶组织，孔洞缺陷也多； 保温充分：组织均匀，缺陷减少。 *扩散处理：改善组织及均匀化，提高力学性能，特别是高温持久性能。 *扩散温度：一般选择母材的固溶处理温度，或比钎焊温度稍高的温度，2-3h。, 高温合金扩散焊 固相扩散焊几乎可以焊接各类高温合金。 含Cr、Al量高的合金，焊前必须仔细清理氧化膜，甚至表面镀层后焊接。 焊接工艺参数：焊接温度：0.8-0.85Tm 焊接压力：略低于相应温度下合金的屈服应力 含Cr、

38、Al量高的沉淀强化高温合金，固相扩散焊时，结合面形成Ti（CN），NiTiO3沉淀物，造成性能降低，若加入较薄的Ni-35%Co中间层合金，则可获得组织均匀的接头。,高温合金固相扩散焊工艺参数, 瞬态液相扩散焊（TLP） 将中间层合金置于焊接面之间，施加小的或不施加力，在真空下加热到中间层熔化形成液态薄膜，通过等温扩散凝固形成接头。 此方法尤其适用于焊接性较差的铸造高温合金。 关键是中间层合金： 熔点：约为母材熔点的80-90% 成分：保证焊接过程进行，使接头性能与母材接近； 组织：与母材相近，不产生有害相。 品种：粉状 非晶态 （厚度0.02-0.04mm） 中间层合金: 一般以Ni-Cr-

39、Mo或Ni-Cr-Co-W(Mo)为基，加入适量B或Si元素。,焊接工艺参数： A.压力：保证焊接结合面紧密接触 B.温度：较高温度 C.保温时间：较长时间 D.中间层合金厚度： 0.02-0.05mm E.真空度： 接头组织：主要由Ni-Cr固溶体、 强化相组成，再加上Si或P的化合物相及少量共晶组织。 接头性能：因组织与母材一致，故力学性能较为理想，高温持久强度较高。,高温合金瞬态液相扩散焊工艺参数,高温合金瞬态液相扩散焊接头性能,3.4.1 先进高温合金的发展概况 先进高温合金是航空、航天发动机的关键材料。 40年代：迅速发展； 60年代：受合金化限制，通过单纯调整成分已达极限； 70年

40、代：开始研究新的制备工艺，如定向凝固、单晶、氧化物弥散强化等。 可见，先进高温合金是在特殊工艺条件下制造的具有特殊成分、精细组织和卓越高温性能的新型合金。,3.4 先进高温合金的焊接, 定向凝固高温合金和单晶高温合金 晶界：金属和合金在高温下的 薄弱环节 合金化技术强化晶界 定向凝固技术 定向凝固生成柱状晶， 消除与 主应力垂直的横向晶界。 直接生成单晶，消除晶界。,一些定向凝固及单晶高温合金的成分（质量分数）, 氧化物弥散强化(ODS)高温合金 一种含有均匀分布的超细氧化物质点弥散强化的合金。 种类1：镍基合金中加入Y2O3； 种类2：铁基合金中加入Y2O3。 制备技术：通过高能球磨等 机械

41、合金化方法将氧化物弥散相引入 基体金属而制取。,一些氧化物弥散强化高温合金的成分和性能,3.4.2 定向凝固和单晶高温合金的焊接 焊接性：类似于普通的铸造镍基高温合金 A.化学成分复杂：Al、Ti含量高，难免产生热裂纹； B.熔化区破坏母材原有的特殊凝固状态。 最好的方法：母材不熔化的钎焊和扩散焊。 其中，钎焊：接头强度受钎料限制； 扩散焊：高温强度高导致接触界面难以发生蠕变变形； 最合适的焊接方法钎焊与扩散焊的组合，即过渡液相扩散连接, 定向凝固高温合金的焊接 A.真空钎焊 被焊材料：DZ22 用做航空发动机涡轮叶片 热处理制度：1210、2小时空冷，870、32小时空冷。纵向持久性能为：9

42、80度，100小时，207MPa；横向持久性能为：980度，188小时，177MPa。 钎料：非晶钎料镍基BNi68CrWSiB 钴基BCo50NiCrWSiB,试验用钎料成分,钎焊规范：加热温度1180 保温时间1h 真空度510-3Pa 接头性能：镍基钎料接头：在980、162MPa条件下，持久寿命83-109h，达到母材的80%； 钴基钎料接头：在980、162MPa条件下，持久寿命 仅14h，钎缝有大量缺陷。,B.过渡液相真空扩散焊 被焊材料：DZ22 用做航空发动机涡轮叶片 中间层材料：0.04mm厚度的非晶态Z2F带（含35%B无Al、Ti） 焊接规范：1210保温24h 接头性能

43、：在980、186MPa条件下，持久寿命80-116h，相当于母材的90%。, 单晶高温合金的焊接 被焊材料：DD3 组织为树枝状晶体 焊接方法：过渡液相真空扩散焊 中间层材料：含Zr中间层合金FZ2 Ni-Co10-Cr8-W4-Zr13 焊接温度：1270 凝固过程：15min在连接界面形成白亮的固溶体带，接头中心形成+Ni5Zr共晶体； 2h析出花纹状+共晶体，蜂窝状共晶+Ni5Zr中的析出相；,凝固过程： 15min在连接界面形成白亮的固溶体带，接头中心形成+Ni5Zr共晶体；,(15min),2h析出花纹状+共晶体，蜂窝状共晶+Ni5Zr中的析出相；,(2h),8hNi5Zr减少并更

44、加不连续； 原因：形成+共晶时消耗大量Zr，抑制了+Ni5Zr共晶的形成，因而接头中化合物Ni5Zr被共晶取代。因此，Zr可以降低熔点，同时促进沉淀析出，从而提高接头的强度。随着保温时间的增加，共晶体中Zr含量降低，接头中Ni5Zr的量相应降低，直至消失。,(8h),48hNi5Zr和共晶均已消失，只有二次相均匀分布于基体，完全类似于母材组织。,* 采用这种含Zr中间层经1270、48h等温凝固后可获得无脆性相的单晶高温合金TLP接头。,(48h),母材,3.4.3 氧化物弥散强化高温合金（ODS）的焊接 激光焊 被焊材料：ODS镍基高温合金MA745 原始组织：热机械加工后的再结 晶粗大组织

45、，呈方向性很强的各向异 性，沿轧制方向具有较好的力学性能。 Y2O3为圆形质点，直径约0.05m。 焊接接头：激光焊缝很窄 (约1.5mm),没有裂纹和气孔的迹象。,接头组织：沿着轧制方向焊接，但焊缝中的晶粒方向与母材取向不同：焊缝的晶粒边界经常垂直于母材的取向，只有焊缝中心很窄的区域内晶粒生长平行与母材的纵向晶粒。,母材,焊缝,Y2O3质点,MA754合金,MA754接头,注：ODS高温合金原则上不能采用熔焊，但激光焊是较有希望的方法。,MA754母材、激光焊和TIG焊接头的拉伸试验结果比较, 固相扩散焊 被焊材料：镍基ODS高温合金MA6000 汽轮机叶片 材料状态：1、经定向热处理的再结晶状态，具有择优取向的粗 大长条晶粒，表现出明显的各向异性，沿着晶粒 取向上具有卓越的高温强度； 2、未经定向再结晶处理的加工状态，晶粒细小，高 温强度很低。 A.再结晶/再结晶的扩散焊 焊接条件：温度1200,保温1.25h,压力69MPa至103MPa 焊接结果：焊接质量很差，焊接过程中断裂。 主要原因：定向再结晶的MA6000蠕变抗力太大，仅为0.1%，无法实现冶金连接。,B.再结晶/未再结晶的扩散焊 焊接条件：温度1200,保温1.25h,压力8.3MPa 焊接结果：变形量1.3%的条件下，就获得无缺陷的接头。 存在问题：扩散焊接过程中，塑性变形集中